JP7699427B2

JP7699427B2 - 高強度高靭性鉄基合金およびその製造方法

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Publication number: JP7699427B2
Application number: JP2020139203A
Authority: JP
Inventors: 卓雄半田; 伸幸大山; 好克古野; 勝鷲尾
Original assignee: Nippon Chuzo Co Ltd
Current assignee: Nippon Chuzo Co Ltd
Priority date: 2020-08-20
Filing date: 2020-08-20
Publication date: 2025-06-27
Anticipated expiration: 2040-08-20
Also published as: JP2022035110A

Description

本発明は、各種構造部品・部材、特に航空宇宙関連機器用部材に適した比強度および靱性に優れた高強度高靭性鉄基合金およびその製造方法に関する。

近年、各種機器を構成する構造部材には、総重量の増加を防止するために軽量であることが求められることが多くなっている。とりわけ航空宇宙関連用部材に対してはこれが非常に重要な要求となっている。鉄鋼材料はアルミニウム合金やチタン合金に比べて比重が大きいことから、適用範囲が限定されるが、比強度がアルミニウム合金やチタン合金に匹敵するマルエージング鋼は、航空宇宙関連用部材として適用されている（例えば非特許文献１）。

航空宇宙関連用部材のうち外気に近い領域で用いられるものは稼働中、低温に曝されることがある。例えば高度１００００ｍで飛行する航空機は－５０℃、地球を周回する人工衛星は－１００℃の環境に曝されるとされ、このような低温環境で用いられる構造部材では、低温脆化のないことが重大事故を防止するために不可欠となる。低温で脆化しないか、脆化が少ない鉄鋼材料としては、オーステナイト系ステンレス鋼（比強度１３０）や、ニッケル鋼（同１００）があるが、比強度はアルミニウム合金やチタン合金の１/２程度である。

また、特許文献１や特許文献２に、高強度で靭性の高い鋳造合金が開示されているが、比強度がアルミニウム合金やチタン合金の１/２程度であり、また鋳造品の軽量化は難しいため、適用が進んでいない。

特開２００８－００７８２０特開２０１４－１８１３９４

大同特殊鋼株式会社プレスリリース、［令和２年６月３日検索］、インターネット＜URL:https://www.daido.co.jp/about/release/2017/0427_pw.html＞

本発明は、マルエージング鋼と同等の比強度を有し、－１００℃においてマルエージング鋼より高い靭性が得られ、しかも材料コストを低く抑えることができ、かつ形状の自由度が高い、各種構造部品・部材、特に航空宇宙関連機器用部材に適した高強度高靭性鉄基合金およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、形状の自由度が高く、マルエージング鋼と同等の比強度を有し、かつ－１００℃においてより高い靭性が得られ、しかも材料コストをマルエージング鋼より低く抑えることのできる鉄基合金を得ることを目的に、種々検討を行った。

その結果、例えば特許文献１や特許文献２に開示されているマルエージング高に比べて高価な合金元素の含有量が少ない、特定組成の粉末を積層造形して組織を著しく微細にすることにより、従来実現できなかった高比強度と高靭性が得られることを見出した。

本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）～（７）を提供する。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１２～０．３％、
Ｓｉ：０．１５～０．７％、
Ｍｎ：０．４～１．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：２～４％、
Ｃｒ：０．１～０．５％、
Ｍｏ：０．３～０．５％
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有することを特徴とする高強度高靭性鉄基合金。

（２）質量％で、Ｖ：０．０５～０．１５％をさらに含有し、ＣおよびＶの含有量が質量％で
Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６
を満足することを特徴とする上記（１）に記載の高強度高靭性鉄基合金。

（３）質量％で、Ｃａ：０．０１～０．０５％をさらに含有し、ＣａおよびＳの含有量が質量％で
Ｓ×２≦Ｃａ≦Ｓ×４．５
を満足することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度高靭性鉄基合金。

（４）Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で表される炭素当量の値が、質量％で０．６％以下であることを特徴とする上記（１）～（３）のいずれかに記載の高強度高靭性鉄基合金。

（５）比強度≧２００ｋＮ・ｍ/ｋｇ、－１００℃衝撃吸収エネルギー≧６０Ｊ（２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片）を同時に満足することを特徴とする上記（１）～（４）のいずれかに記載の高強度高靭性鉄基合金。

（６）上記（１）～（４）のいずれかに記載の組成を有する合金素材を、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形し、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有する高強度高靭性鉄基合金を製造することを特徴とする高強度高靭性鉄基合金の製造方法。

（７）前記合金素材は、粉末であることを特徴とする上記（６）に記載の高強度高靭性鉄基合金の製造方法。

本発明によれば、マルエージング鋼と同等の比強度を有し、－１００℃においてマルエージング鋼より高い靭性が得られ、しかも材料コストを低く抑えることができ、かつ形状の自由度が高い、各種構造部品・部材、特に航空宇宙関連機器用部材に適した高強度高靭性鉄基合金およびその製造方法が提供される。

本発明の実施例に用いたアトマイズ装置を示す概念図である。ＤＡＳと冷却速度との関係を示す図である。本発明材のミクロ組織写真例である。

以下、本発明の限定理由について、化学成分および製造条件に分けて説明する。
なお、以下の説明において、特に断わらない限り成分における％表示は質量％である。

［化学成分］
Ｃ：０．１２～０．３％
Ｃは強度および焼入れ性向上に有効な元素である。しかし、その含有量が０．１２％未満では２００ｋＮ・ｍ/ｋｇ以上の比強度を得ることができず、また０．３％を超えると延性と靭性が低下し、製造時の割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量を０．１２～０．３％の範囲とする。

Ｓｉ：０．１５～０．７％
Ｓｉは脱酸を目的として添加する元素である。しかし、その含有量が０．１５％未満では脱酸が不十分で、空孔が発生するようになり、また０．７％を超えると延性と靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．１５～０．７％とする。

Ｍｎ：０．４～１．２％
Ｍｎは強度および焼入れ性向上に有効な元素であり、脱酸効果も有する。しかし、その含有量が０．４％未満ではその効果が少なく、１．２％を超えると延性と靭性が低下するとともに溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量を０．４～１．２％の範囲とする。

Ｎｉ：２～４％
Ｎｉは高強度と高延性および高い低温靭性を同時に得ようとする本発明において最も重要な元素である。Ｎｉは強度および焼入れ性に有効な元素であるが、同様の効果のある他の元素と異なり、延性、靭性および溶接性に及ぼす悪影響が小さい。また、Ｎｉはオーステナイト安定化作用の大きい元素であり、フェライト変態域を長時間側へ移動させ、ベイナイト変態域が拡大することにより、冷却速度の遅い厚肉部においてもフェライト析出を抑え、高い強度が得られる。しかし、Ｎｉが２％未満では２００ｋＮ・ｍ/ｋｇ以上の比強度が得られず、４％超では加熱脆化が顕著に表れるようになる。したがって、Ｎｉ含有量を２～４％の範囲とする。

Ｃｒ：０．１～０．５％
Ｃｒは比強度向上に有効な元素である。しかし、０．１％未満ではその効果が少なく、０．５％を超えるとその効果が得られなくなるとともに炭素当量が増加し溶接性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量を０．１～０．５％の範囲とする。

Ｍｏ：０．３～０．５％
Ｍｏは焼入れ性を向上させるとともに焼戻し脆化を抑制するために添加する。しかし、０．３％未満ではその効果が少なく、０．５％を超えるとその効果が得られなくなるとともに炭素当量が増加し溶接性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量を０．３～０．５％の範囲とする。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０１５％以下
ＰおよびＳは靱性に大きな影響を及ぼす元素である。それぞれ０．０１５％を超えて含有されると母材の靱性を著しく低下させる。したがってＰおよびＳの含有量を０．０１５％以下とする。

Ｖ：０．０５～０．１５％、Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６
ＶはＣと結びついて炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗性を高めることにより、焼戻し熱処理時の比強度維持に有効な元素であり、焼戻し熱処理条件管理が容易になる他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止することができるので必要に応じて添加してもよい。０．０５％未満ではその効果が不十分で、０．１５％超では延性と靭性が低下する。したがって、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量を０．０５～０．１５％の範囲とする。また、Ｖは、以上の範囲を満たしても、Ｃ×０．３未満では十分な比強度が得られず、Ｃ×０．６超では比強度向上効果が飽和し材料費の増大を招く。したがって、Ｖを添加する場合は、Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６の範囲とする。

Ｃａ：０．０１～０．０５％、Ｓ×２≦Ｃａ≦Ｓ×４．５
ＣａはＳと結びついて高融点硫化物を形成し、低融点のＦｅＳやＭｎＳが結晶粒界に生成するのを防止し、延性を向上させる効果があるため、必要に応じて添加してもよい。Ｓを０．０１５％以下含有する場合において、Ｃａ含有量が０．０１％未満ではその効果がほとんど得られず、０．０５％を超えるとＳ含有量に対して過剰になり、単に材料費の増大を招くだけである。したがって、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ含有量を０．０１～０．０５％の範囲とする。また、Ｃａ含有量をＳ量に応じて調整することが好ましい。Ｃａ＜Ｓ×２ではＣａの効果が小さく、Ｃａ＞Ｓ×４．５では効果が飽和し材料費の増大を招く。したがって、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ含有量は、Ｓ×２≦Ｃａ≦Ｓ×４．５の範囲とする。

Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４≦０．６％
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４で示される炭素当量は溶接性を評価する値である。炭素当量が０．６％を超えると硬化性が大きくなるため、低温割れの発生や溶接部の延性低下などを防止するには特別な熱管理が必要になる。したがって、炭素当量は０．６％以下とすることが好ましい。なお、必要に応じて、本発明組成範囲で溶接構造用鋳鋼品（ＪＩＳＧ５１０２）鋼種と同等の炭素当量に調整することも可能である。

なお、上記組成を有する合金成分の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。

［凝固組織］
本発明に係る高比強度高靭性合金において、上記組成の合金をデンドライト２次アーム間隔（以下、ＤＡＳと記すことがある）が５μｍ以下となるように凝固組織を微細化することにより、２００ｋＮ・ｍ/ｋｇ以上の比強度と６０Ｊ以上の－１００℃衝撃吸収エネルギーを同時に得ることができる。

その理由は、適正な組成合金を急速凝固することにより、ホール・ペッチの関係で説明される、「組織の微細化による高強度化」に加え、微細組織と合金元素のミクロ偏析軽減による靭性向上が、実現したためと考えられる。

［製造条件］
上記組成を有する合金素材を、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形させる。これにより合金素材が溶融された後、急冷され、ＤＡＳ間隔を５μｍ以下の微細な組織とすることができる。

具体的には、上記範囲内の組成を有する合金素材として合金粉末を準備し、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形する。レーザーまたは電子ビームを用いることにより、合金の凝固時の冷却速度を３０００℃／ｓｅｃ．以上とすることができ、ＤＡＳ間隔を５μｍ以下の微細凝固組織の合金とすることができる。

一方、後掲の図２から明らかなように、本発明合金のような高融点の鉄系合金を工業的に鋳造可能な銅合金鋳型鋳造法の場合、ＤＡＳを５μｍ以下にすることは到底できず、また、非鉄系合金を対象とするダイカスト法は、鋳造プロセスの中では最も冷却速度が大きいが、これによっても、ＤＡＳを５μｍ以下とするには冷却速度が不十分であり、所期の特性を得ることは不可能である。

以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分および組成の合金について試験体を作製した。表１のうちＮｏ．１～１５は本発明の範囲内である実施例、Ｎｏ．１６～２７は本発明の範囲を外れる比較例である。Ｎｏ．１～２６の試験体は積層造形によって作製し、Ｎｏ．２７の試験体については砂型鋳造により作製した。

Ｎｏ．１～２６の積層造形の試験体の場合には、まず、表１のＮｏ．１～２６の化学組成の合金を高周波誘導炉で溶解し、図１に示すアトマイズ装置を用いて、溶融した１７００℃の金属を滴下し、ノズルから不活性ガス（本例ではアルゴンガス）を噴霧することで液滴に分断するとともに急速凝固させ、原料となる球状粉末を得た。次いで、球状粉末をふるい分けして粒径１０～４５μｍの造形用粉末を得た。その後、レーザー式積層造形装置を用いて、出力３００Ｗ、レーザー移動速度１０００ｍｍ/秒、レーザー走査ピッチ０．１ｍｍ、粉末積層厚さ０．０４ｍｍの条件で造形用粉末を積層造形し、ＪＩＳＧ０３０７の図１ｂ）に準拠した試験体を作製した。

Ｎｏ．２７の砂型鋳造の試験体の場合には、Ｎｏ．２７の合金を高周波誘導炉で溶解し、ＪＩＳＧ０３０７の図１ｂ）に準拠した砂型に鋳造し、試験体を作製した。

図２は、本発明試料の光学顕微鏡組織観察によって実測したＤＡＳと、以下の文献１に記載のＤＡＳと冷却速度の関係の外挿線から、試料の冷却速度を推定するもので、以下の文献２～４の情報から得られた各種鋳型の冷却速度も併記した。
Ｒ＝（ＤＡＳ／７０９）^1/-0.386 ・・・（１）
Ｒ：冷却速度（℃／ｍｉｎ．）、ＤＡＳ：デンドライト２次アーム間隔（μｍ）
文献１：「鋳鋼の生産技術」P378、素形材センタ―
文献２：「鋳物」、第63巻(1991)第11号、P915
文献３：「鋳造工学」、第68巻(1996)第12号、P1076
文献４：「素形材」、Vol.54（2013）No.1、P13

積層造形による試験体は造形用ベースプレートから放電ワイヤーカットで切り離した後、また、砂型鋳造による試験体は鋳型砂を取り除いた後、８８０℃で１時間保持した後に水冷し、６００℃、２時間の焼戻し処理を行った。

これらの試験体から引張試験用としてＪＩＳ－Ｚ２２４１、１４Ａ号試験片、シャルピー衝撃試験用としてＪＩＳ－Ｚ２２４２、２ｍｍＶノッチ試験片を作成した。引張試験は２０℃で、シャルピー衝撃試験は－１００℃で実施した。表２に試験結果を示す。

表２に示すように、Ｎｏ．１～１５の本発明例は、いずれもＤＡＳが５μｍ以下の微細組織となり、２００ｋＮ・ｍ/ｋｇ以上の比強度と６０Ｊ以上の－１００℃衝撃吸収エネルギーを有するものとなった。図３に本発明材のミクロ組織写真例を示す。

これに対し、Ｎｏ．１６～２７の比較例のうちＮｏ．１６～２６は、積層造形により製造されたためＤＡＳの値は５μｍ以下であったが、組成が本発明の範囲から外れるため、比強度および衝撃吸収エネルギーのいずれかが低い値となった。また、Ｎｏ．２７は、組成範囲は本発明の範囲内であるが、ＤＡＳの値が極めて大きく、比強度および衝撃吸収エネルギーのいずれもが低い値となった。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１２～０．３％、
Ｓｉ：０．１５～０．７％、
Ｍｎ：０．４～１．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：２～４％、
Ｃｒ：０．１～０．５％、
Ｍｏ：０．３～０．５％
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有することを特徴とする高強度高靭性鉄基合金。
質量％で、Ｖ：０．０５～０．１５％をさらに含有し、ＣおよびＶの含有量が質量％で
Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６
を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性鉄基合金。
質量％で、Ｃａ：０．０１～０．０５％をさらに含有し、ＣａおよびＳの含有量が質量％で
Ｓ×２≦Ｃａ≦Ｓ×４．５
を満足することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度高靭性鉄基合金。
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で表される炭素当量の値が、質量％で０．６％以下であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の高強度高靭性鉄基合金。
比強度≧２００ｋＮ・ｍ/ｋｇ、－１００℃衝撃吸収エネルギー≧６０Ｊ（２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片）を同時に満足することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれかに記載の高強度高靭性鉄基合金。
請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の組成を有する合金素材を、レーザーまたは電子ビームによって、溶融・凝固させて積層造形し、デンドライト２次アーム間隔が５μｍ以下である凝固組織を有する高強度高靭性鉄基合金を製造することを特徴とする高強度高靭性鉄基合金の製造方法。
前記合金素材は、粉末であることを特徴とする請求項６に記載の高強度高靭性鉄基合金の製造方法。