JPH036353A - 超高張力二相組織合金及びその製造方法 - Google Patents
超高張力二相組織合金及びその製造方法Info
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- JPH036353A JPH036353A JP13891989A JP13891989A JPH036353A JP H036353 A JPH036353 A JP H036353A JP 13891989 A JP13891989 A JP 13891989A JP 13891989 A JP13891989 A JP 13891989A JP H036353 A JPH036353 A JP H036353A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野コ
この発明は、構造用として用いられる超高張力合金の材
質改善、及び改善された合金の製造方法に関する。
質改善、及び改善された合金の製造方法に関する。
［従来の技術］
現在、超高張力合金鋼としてマルエージング鋼が実用に
供されている。マルエージング鋼の代表的な組成は、１
８％Ｎｉ−９％Ｃ０−５％Ｍ。
供されている。マルエージング鋼の代表的な組成は、１
８％Ｎｉ−９％Ｃ０−５％Ｍ。
Ｏ，’ ７２６Ｔ ｉ ０．１％Ａρであり、時効処
理後の機械的性質は、降伏応力（以下、ＹＳと表わす）
が１００ ｋｇｆ ／ｍｍ２、引張強度（以下、ＴＳと
表わす）が１．９０ ｋｇｆ ／ ｍｍ２、伸び（以下
、Ｅ、Ｉｌｌと表わす）か４％である。この鋼は、Ｆ
ｅ Ｍ ｏ 。
理後の機械的性質は、降伏応力（以下、ＹＳと表わす）
が１００ ｋｇｆ ／ｍｍ２、引張強度（以下、ＴＳと
表わす）が１．９０ ｋｇｆ ／ ｍｍ２、伸び（以下
、Ｅ、Ｉｌｌと表わす）か４％である。この鋼は、Ｆ
ｅ Ｍ ｏ 。
Ｎｉ３Ｔｉ等の金属間化合物による析出強化をその主要
な強化メカニズムとしており、組織的にはマルテンサイ
トの単相組織である。
な強化メカニズムとしており、組織的にはマルテンサイ
トの単相組織である。
この他に、高Ｃｒ鋼系の高張力鋼として、０．１％Ｃ−
１７％Ｃｒ−２％Ｍ ｎ −５％Ｎｉ２％Ｍ ｏ −２
％ｃｏ−］％Ａ、Ｉｌｌ！’Ｍ等が知られている。この
鋼は耐力（以下、ＰＳと表わす）が１２’５ｋｇ１／ｍ
ｍ２ ＴＳが１４０ ｋｇｆ ／ ｍ＋ｎ２ＥΩが３％
であり、細粒マルテンサイト組織と炭化物の析出により
強化されている。
１７％Ｃｒ−２％Ｍ ｎ −５％Ｎｉ２％Ｍ ｏ −２
％ｃｏ−］％Ａ、Ｉｌｌ！’Ｍ等が知られている。この
鋼は耐力（以下、ＰＳと表わす）が１２’５ｋｇ１／ｍ
ｍ２ ＴＳが１４０ ｋｇｆ ／ ｍ＋ｎ２ＥΩが３％
であり、細粒マルテンサイト組織と炭化物の析出により
強化されている。
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、従来の超高張力合金は、上述のように析
出強化を主体としているので、析出相形成用にＭｏ、Ｇ
ｏ等の高価な元素を多量に含有する必要があり、経済性
に劣るという欠点がある。
出強化を主体としているので、析出相形成用にＭｏ、Ｇ
ｏ等の高価な元素を多量に含有する必要があり、経済性
に劣るという欠点がある。
また、このような合金は、鋳造凝固時に合金元素が析出
するため均一化処理を行う必要があり、また熱間圧延時
に割れが発生しやすい等、製造上の困難性を伴う。
するため均一化処理を行う必要があり、また熱間圧延時
に割れが発生しやすい等、製造上の困難性を伴う。
さらに、製品の機械的特性が析出物の存在形態に大き（
影響され、所望の強化量を付与するためには、時効析出
物を微細且つ均一に分散させる必要がある。従って、製
品の品質管理が極めて困難であり、このことがこれらの
合金の最大の欠点となっている。
影響され、所望の強化量を付与するためには、時効析出
物を微細且つ均一に分散させる必要がある。従って、製
品の品質管理が極めて困難であり、このことがこれらの
合金の最大の欠点となっている。
一方、Ｆｅ−Ｎｉ合金が、古くからマルテンサイトの研
究に用いられている。この合金は、析出相が存在しない
ので、上述のような欠点が存在ぜず、しかも、マルテン
サイト組織であるため、ある程度の高強度を期待するこ
とができる。
究に用いられている。この合金は、析出相が存在しない
ので、上述のような欠点が存在ぜず、しかも、マルテン
サイト組織であるため、ある程度の高強度を期待するこ
とができる。
しかしながら、この合金はマルテンサイト組織が得られ
たとしても、析出相が存在しないため、引張強度が高々
８０ ｋｇｒ／ ｍｍ２程度であり、超高張力鋼として
は不十分である。事実、このＦｅＮｉ合金は、従来構造
材料としての適用は考えられておらず、インバー合金（
Ｆｅ−３０〜４０％Ｎｉ）として低膨脹率の特性を生か
した用途に用いられているに過ぎない。
たとしても、析出相が存在しないため、引張強度が高々
８０ ｋｇｒ／ ｍｍ２程度であり、超高張力鋼として
は不十分である。事実、このＦｅＮｉ合金は、従来構造
材料としての適用は考えられておらず、インバー合金（
Ｆｅ−３０〜４０％Ｎｉ）として低膨脹率の特性を生か
した用途に用いられているに過ぎない。
この発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、
従来の析出強化型の超高張力鋼の欠点を解消することが
でき、全く新しい組織を有する超高張力二相組織合金及
びその製造方法を提供することを目的とする。
従来の析出強化型の超高張力鋼の欠点を解消することが
でき、全く新しい組織を有する超高張力二相組織合金及
びその製造方法を提供することを目的とする。
［課題を解決するための手段及び作用コこの発明に係る
超高張力二相組織合金は、重量比で２５乃至３５％のＮ
ｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
マルテンサイト中にオーステナイトが超微細整合界面析
出した二相組織を自′し、オーステナイトの体積分率が
１乃至６０％であることを特徴とする。
超高張力二相組織合金は、重量比で２５乃至３５％のＮ
ｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
マルテンサイト中にオーステナイトが超微細整合界面析
出した二相組織を自′し、オーステナイトの体積分率が
１乃至６０％であることを特徴とする。
この場合に、ＣｏをターゲットとするＸ線回折において
、マルテンサイト相の［２２０コ面のピクの半値幅をＨ
ＰＢ ［２２０α］、及びオーステナイト相の［２２０
］面のピークの半値幅をＨＰＢ ［２２Ｑγ］とし、い
ずれも２θ°で表わした場合に、以下の式を満足するこ
とが好ましい。
、マルテンサイト相の［２２０コ面のピクの半値幅をＨ
ＰＢ ［２２０α］、及びオーステナイト相の［２２０
］面のピークの半値幅をＨＰＢ ［２２Ｑγ］とし、い
ずれも２θ°で表わした場合に、以下の式を満足するこ
とが好ましい。
ＨＰ’Ｂ［２２０α］≧１．１５
ＨＰＢ ［２２０７］ ≧０．５５
また、この発明に係る超高張力二相組織合金の製造方法
は、第１に、重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオー
ステナイト域に加熱した後、室温まで冷却し、又はサブ
ゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し、次いで以下
の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効処理すること
を特徴とする。
は、第１に、重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオー
ステナイト域に加熱した後、室温まで冷却し、又はサブ
ゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し、次いで以下
の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効処理すること
を特徴とする。
Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ ＋５０ （ただし、Ａｓは℃
で示した無拡散型逆変態開始温度を表わす。） 第２に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱し、マルテンサイト変態開始温度
ＭＳ以上の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温
まで冷却し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織
を形成し、次いで上述と同様に時効処理することを特徴
とする。
で示した無拡散型逆変態開始温度を表わす。） 第２に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱し、マルテンサイト変態開始温度
ＭＳ以上の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温
まで冷却し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織
を形成し、次いで上述と同様に時効処理することを特徴
とする。
第３に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱した後、室温まで冷却し、又はザ
ブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し、その後Ａ
ｓ点以下の温度範囲で１％以上の加工を施し、次いで第
１の方法と同様に時効処理することを特徴とする。
ーステナイト域に加熱した後、室温まで冷却し、又はザ
ブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し、その後Ａ
ｓ点以下の温度範囲で１％以上の加工を施し、次いで第
１の方法と同様に時効処理することを特徴とする。
第４に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱し、マルテンサイト変態開始温度
Ｍｓ以上の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温
まで冷却し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織
を形成し、その後Ａｓ点以下の温度範囲で１％以上の加
工を施し、次いで第１の方法と同様に時効処理すること
を特徴とする。
ーステナイト域に加熱し、マルテンサイト変態開始温度
Ｍｓ以上の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温
まで冷却し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織
を形成し、その後Ａｓ点以下の温度範囲で１％以上の加
工を施し、次いで第１の方法と同様に時効処理すること
を特徴とする。
以下、この発明について詳細に説明する。
この発明は、Ｆｅ−Ｎｉ合金の成分を適当に調整し、特
殊な時効処理を行うことにより、従来とは全く異なる強
化メカニズムで、超高張力鋼を得るものである。
殊な時効処理を行うことにより、従来とは全く異なる強
化メカニズムで、超高張力鋼を得るものである。
すなわち、この発明の最も大きい特徴は、前述の組成範
囲のＦｅ−Ｎｉ合金素材をマルテンサイト組織にした後
、オーステナイト＋フェライトニ相温度範囲に加熱して
マルテンサイト＋オーステナイトの微細な複合組織を得
ることにある。
囲のＦｅ−Ｎｉ合金素材をマルテンサイト組織にした後
、オーステナイト＋フェライトニ相温度範囲に加熱して
マルテンサイト＋オーステナイトの微細な複合組織を得
ることにある。
合金組成を前述の範囲内にして所定の処理を施すことに
より得られるマルテンサイト組織はレンズ状マルテンサ
イトを主体とするものとなり、これによって初めて前述
したマルテンサイト中へのオーステナイトの超微細整合
界面析出を達成することができる。その結果、マルテン
サイトと超微細な析出オーステナイトとの間には整合歪
みが存在することになり、この歪みにより十分な強化を
達成することができ、抗張力１００ ｋｇｆ ／ｍｍ２
程度又はそれ以上の超高張力合金を得ることができる。
より得られるマルテンサイト組織はレンズ状マルテンサ
イトを主体とするものとなり、これによって初めて前述
したマルテンサイト中へのオーステナイトの超微細整合
界面析出を達成することができる。その結果、マルテン
サイトと超微細な析出オーステナイトとの間には整合歪
みが存在することになり、この歪みにより十分な強化を
達成することができ、抗張力１００ ｋｇｆ ／ｍｍ２
程度又はそれ以上の超高張力合金を得ることができる。
この合金は、従来のような母相と異なる組成の析出相を
形成することなく強化されているので、従来の超高張力
鋼に存在する欠点を解消することができる。
形成することなく強化されているので、従来の超高張力
鋼に存在する欠点を解消することができる。
上述した整合歪みの存在は、ＣｏをターゲットとするＸ
線回折により、把握することができる。
線回折により、把握することができる。
つまり、Ｘ線回折によって確認されるマルテンサイトの
［２２０］面のピークの半値幅ＨＰＢ［２２０α］及び
オーステナイトの［２２０１面のピークの半値幅ＨＰＢ
［２２０γ］は、上述の整合歪みの存在により大きく
なる。整合歪みが存在しない場合のＨＰＢ ［２２０α
］及びＨＰＢ［２２０γ］は、夫々］、１ｏ及び０．５
０程度であり、理論的には半値幅がこれらの値よりも大
きくなれば合金がこの発明のメカニズムにより強化され
たことになる。測定誤差等を考慮すると、０ 前述したようＨＰＢ ［２２０αコ≧１．１５、ＨＰＢ
［２２０γ］≧０．５５であることが好ましく、この
範囲において合金が十分に強化されたこととなる。
［２２０］面のピークの半値幅ＨＰＢ［２２０α］及び
オーステナイトの［２２０１面のピークの半値幅ＨＰＢ
［２２０γ］は、上述の整合歪みの存在により大きく
なる。整合歪みが存在しない場合のＨＰＢ ［２２０α
］及びＨＰＢ［２２０γ］は、夫々］、１ｏ及び０．５
０程度であり、理論的には半値幅がこれらの値よりも大
きくなれば合金がこの発明のメカニズムにより強化され
たことになる。測定誤差等を考慮すると、０ 前述したようＨＰＢ ［２２０αコ≧１．１５、ＨＰＢ
［２２０γ］≧０．５５であることが好ましく、この
範囲において合金が十分に強化されたこととなる。
この発明における合金において、Ｎｉ含有量は前述した
ように２５乃至３５重量％の範囲内であるが、これはＮ
ｉが２５％よりも小さければ本願発明に必要なレンズ状
マルテンサイトを生成させることが困難となり、また、
３５％を超えるとオーステナイトが安定となってマルテ
ンサイト組織化が困難となるからである。
ように２５乃至３５重量％の範囲内であるが、これはＮ
ｉが２５％よりも小さければ本願発明に必要なレンズ状
マルテンサイトを生成させることが困難となり、また、
３５％を超えるとオーステナイトが安定となってマルテ
ンサイト組織化が困難となるからである。
また、二相合金組織中に占めるオーステナイトの体積分
率は前述したように１乃至６０％の範囲内であるが、こ
れは１％未満であれば整合歪みによる強化が不十分であ
り、また、６０％を超えるとマルテンサイト自体の強化
量が減少してしまうからである。
率は前述したように１乃至６０％の範囲内であるが、こ
れは１％未満であれば整合歪みによる強化が不十分であ
り、また、６０％を超えるとマルテンサイト自体の強化
量が減少してしまうからである。
次に、この発明に係る超高張力二相組織合金の製造方法
について詳細に説明する。
について詳細に説明する。
この製造方法は、基本的に重量比で２５乃至１
３５％のＮｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなる合金素材を （ａ）オーステナイト領域に加熱した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理し、 （ｂ）フェライト＋オーステナイトの二相領域内の所定
温度で時効処理するものである。
からなる合金素材を （ａ）オーステナイト領域に加熱した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理し、 （ｂ）フェライト＋オーステナイトの二相領域内の所定
温度で時効処理するものである。
この中で、（ａ）の処理はマルテンサイトを生成するた
めに行うものである。オーステナイト域の温度範囲はＮ
ｉ量によって変化し、Ｎｌ量が多くなるに従ってその温
度範囲が低下する。Ｎｉ量が多くなって室温でもオース
テナイトが安定な場合は特に加熱しなくてもオーステナ
イト域に保持することができる。その後の冷却条件は特
に限定されるものではなく、マルテンサイトが生成する
限り空冷でも水冷でも構わない。サブゼロ処理は室温で
マルテンサイトが得られない場合に行う。
めに行うものである。オーステナイト域の温度範囲はＮ
ｉ量によって変化し、Ｎｌ量が多くなるに従ってその温
度範囲が低下する。Ｎｉ量が多くなって室温でもオース
テナイトが安定な場合は特に加熱しなくてもオーステナ
イト域に保持することができる。その後の冷却条件は特
に限定されるものではなく、マルテンサイトが生成する
限り空冷でも水冷でも構わない。サブゼロ処理は室温で
マルテンサイトが得られない場合に行う。
なお、この処理を行った後、マルテンサイト中に留オー
ステナイトが存在していても本発明の効果が失われるこ
とはない。
ステナイトが存在していても本発明の効果が失われるこ
とはない。
上記（ｂ）の処理は１．マルテンサイトからの ２
逆変態を生じさせるための処理であり、Ａｓ２００℃か
らＡｓ＋５０℃までの範囲内で行う。
らＡｓ＋５０℃までの範囲内で行う。
この範囲内で合金素材を時効処理することにより、オー
ステナイトが拡散変態によりマルテンサイト中に界面整
合析出し、微細なマルテンサイト十オーステナイト複合
組織が得られ、これにより本発明の目的である高張力化
が有効に達成される。なお、この範囲よりも低い温度の
場合には、本発明に必要な拡散型変態が生じないか、生
じたとしても変態の進行に長時間を要してしまう。また
、この範囲を超えると無拡散型で生ずる逆変態量が多く
なり、本発明における高張力化作用を有効に発揮させる
ことが困難となる。
ステナイトが拡散変態によりマルテンサイト中に界面整
合析出し、微細なマルテンサイト十オーステナイト複合
組織が得られ、これにより本発明の目的である高張力化
が有効に達成される。なお、この範囲よりも低い温度の
場合には、本発明に必要な拡散型変態が生じないか、生
じたとしても変態の進行に長時間を要してしまう。また
、この範囲を超えると無拡散型で生ずる逆変態量が多く
なり、本発明における高張力化作用を有効に発揮させる
ことが困難となる。
この処理において、上記温度範囲での保持時間は特に限
定されるものではないが、０，１乃至１００００時間で
あることが好ましい。０．１時間未満では、拡散型逆変
態の進行が不足する虞があり、また、１００００時間を
超えた場合には経済的に不利である。
定されるものではないが、０，１乃至１００００時間で
あることが好ましい。０．１時間未満では、拡散型逆変
態の進行が不足する虞があり、また、１００００時間を
超えた場合には経済的に不利である。
これら（ａ）、（ｂ）の処理に加えて、（ｃ） ３
マルテンサイト組織を形成する前の加工、及び（ｄ）マ
ルテンサイト組織を形成した後の加工のいずれか一方、
又は両方を行うことにより、−層大きい高張力化効果を
得ることができる。
ルテンサイト組織を形成した後の加工のいずれか一方、
又は両方を行うことにより、−層大きい高張力化効果を
得ることができる。
（ｃ）の処理はＭｓ点以上の温度範囲、すなわちオース
テナイト域で行なう強化処理であり、オースフォーミン
グとして知られている。この場合に、加工量は１％以上
とする。これが１％よりも少なければこの処理による効
果を十分に達成することができない。
テナイト域で行なう強化処理であり、オースフォーミン
グとして知られている。この場合に、加工量は１％以上
とする。これが１％よりも少なければこの処理による効
果を十分に達成することができない。
（ｄ）の処理は、Ａｓ点以下の温度範囲、すなわちマル
テンサイトの状態で加工を行う強化処理である。この処
理においても加工量を１％以上とする。これが１％より
も少なければこの処理による効果を十分に達成すること
ができない。
テンサイトの状態で加工を行う強化処理である。この処
理においても加工量を１％以上とする。これが１％より
も少なければこの処理による効果を十分に達成すること
ができない。
［実施例］
以下、この発明の実施例について説明する。
本発明の範囲内であるＦｅ−３１，１％Ｎｉ合金（０，
００３Ｃ−０，（１０３５Ｐ−０，０００７Ｓ−０，０
０１ＯＮ）をオーステナイト域に保持した後、−１９６
℃にサブゼロ ４ 処理した。この処理によりレンズ状マルテンサイトが形
成された。その後、保持温度及び保持時間を変化させて
時効処理を行った合金サンプルを作成し、そのＴＳを測
定した。その結果を第１図に示す。
００３Ｃ−０，（１０３５Ｐ−０，０００７Ｓ−０，０
０１ＯＮ）をオーステナイト域に保持した後、−１９６
℃にサブゼロ ４ 処理した。この処理によりレンズ状マルテンサイトが形
成された。その後、保持温度及び保持時間を変化させて
時効処理を行った合金サンプルを作成し、そのＴＳを測
定した。その結果を第１図に示す。
第１図は、横軸に時効処理の保持時間をとり、縦軸にＴ
Ｓをとって、各処理温度における時効処理時間のＴＳに
及ぼす影響を示すグラフである。
Ｓをとって、各処理温度における時効処理時間のＴＳに
及ぼす影響を示すグラフである。
時効処理を行わなかったものはＴＳが８５ｋｇ１’／ｍ
ｍ２と低いことがわかる。これに対し、Ａｓ２００℃か
らＡｓ＋５０℃の範囲内の温度（この組成の合金のＡｓ
は３９５℃であるから、この範囲は１９５℃〜４４５℃
に相当する）で時効処理することによりＴＳが１００ｋ
ｇｆ ／ｍｍ２付近又はそれ以上に強化されていること
を確認することができる。保持時間が０．１時間と短時
間のものでも１００ ｋｇｆ ／ ｉｍ２程度のＴＳが
得られている。
ｍ２と低いことがわかる。これに対し、Ａｓ２００℃か
らＡｓ＋５０℃の範囲内の温度（この組成の合金のＡｓ
は３９５℃であるから、この範囲は１９５℃〜４４５℃
に相当する）で時効処理することによりＴＳが１００ｋ
ｇｆ ／ｍｍ２付近又はそれ以上に強化されていること
を確認することができる。保持時間が０．１時間と短時
間のものでも１００ ｋｇｆ ／ ｉｍ２程度のＴＳが
得られている。
最も引張強度が高いものは１７０ ｋｇｆ ／ ｍｍ２
であり、時効処理しないものに比較して８５ ｋｇｆ
／ｍｌ１１２も強化されたことになる。上述の温度範囲
を５ 超える４５０℃で時効処理したものの引張強度は８０
ｋｇｆ ／ ｍｍ２程度であり、強化されていないこと
が確認された。
であり、時効処理しないものに比較して８５ ｋｇｆ
／ｍｌ１１２も強化されたことになる。上述の温度範囲
を５ 超える４５０℃で時効処理したものの引張強度は８０
ｋｇｆ ／ ｍｍ２程度であり、強化されていないこと
が確認された。
次に、上述のサンプルについてオーステナイトの体積分
率を測定した。なお、この値はＸ線回折のピーク強度比
から求めた。このようにして求めたオーステナイト体積
分率とＴＳとの関係を第２図に示す。
率を測定した。なお、この値はＸ線回折のピーク強度比
から求めた。このようにして求めたオーステナイト体積
分率とＴＳとの関係を第２図に示す。
この第２図に示すように、オーステナイトの存在により
、その体積分率が１％程度の僅かな量であっても合金が
強化されるが、それが６０２６を超えるとＴＳが低くな
り、強化されていないことがわかる。つまり、マルテン
サイト＋オーステナイトの二相組織となることにより強
化されるが、オステナイトが過剰であると、その効果が
得られないことが確認・された。
、その体積分率が１％程度の僅かな量であっても合金が
強化されるが、それが６０２６を超えるとＴＳが低くな
り、強化されていないことがわかる。つまり、マルテン
サイト＋オーステナイトの二相組織となることにより強
化されるが、オステナイトが過剰であると、その効果が
得られないことが確認・された。
次に、各サンプルについてＸ線回折によりＨＰＢ ［２
２０α］及び）（ＰＢ ［２２０γ］を測定し、これら
とＴＳの関係を求めた。その結果を第３図及び第４図に
示す。
２０α］及び）（ＰＢ ［２２０γ］を測定し、これら
とＴＳの関係を求めた。その結果を第３図及び第４図に
示す。
１に
れらの図に示すように、ＨＰＢ ［２２０α］及びＩ（
ＰＢ ［２２０γ］が大きくなるに従って、ＴＳが高く
なることがわかる。また、処理温度が４５０℃以外のサ
ンプルは時効処理温度及びオーテナイト分率が本発明の
範囲内であり、高強度が得られていることがわかる。特
に、ＨＰＢ［２２０α コ ≧ １．１５（２θ ’
） 、 ＨＰＢ［２２０７］ ≧０．５５
（２θ’ ）（Ｄ範囲で１００ ｋｇｆ ／ ｍｍ２を
超える高い強度となっている。
ＰＢ ［２２０γ］が大きくなるに従って、ＴＳが高く
なることがわかる。また、処理温度が４５０℃以外のサ
ンプルは時効処理温度及びオーテナイト分率が本発明の
範囲内であり、高強度が得られていることがわかる。特
に、ＨＰＢ［２２０α コ ≧ １．１５（２θ ’
） 、 ＨＰＢ［２２０７］ ≧０．５５
（２θ’ ）（Ｄ範囲で１００ ｋｇｆ ／ ｍｍ２を
超える高い強度となっている。
次に、時効処理条件及び合金組成を種々変化させてＴＳ
を測定した結果について説明する。第１表は、この実験
に使用したサンプルの組成、時効処理条件及びＴＳの値
を示すものである。なお、いずれのサンプルも、９００
℃で加熱後、水焼き入れし、更に一１９６℃にサブゼロ
処理してマルテンサイトを形成してから時効処理を行っ
た。
を測定した結果について説明する。第１表は、この実験
に使用したサンプルの組成、時効処理条件及びＴＳの値
を示すものである。なお、いずれのサンプルも、９００
℃で加熱後、水焼き入れし、更に一１９６℃にサブゼロ
処理してマルテンサイトを形成してから時効処理を行っ
た。
第１表
サンプル１．２は、第１図のデータに用いたものと同じ
組成の合金であり、サンプル１がこの発明の範囲内の処
理を行ったものであり、サンプル２はその範囲外の条件
で処理を行ったものである。
組成の合金であり、サンプル１がこの発明の範囲内の処
理を行ったものであり、サンプル２はその範囲外の条件
で処理を行ったものである。
これらを比較すると、組成が同じでも時効処理条件によ
りＴＳに大きい差が現れ、本発明から外れるサンプル２
がほとんど強化されていないのに対し、本発明の範囲内
のサンプル１は著しく強化さ ８ ７ れていることが確認された。
りＴＳに大きい差が現れ、本発明から外れるサンプル２
がほとんど強化されていないのに対し、本発明の範囲内
のサンプル１は著しく強化さ ８ ７ れていることが確認された。
サンプル３〜８は合金のＮｉ含有量を１９．７から４０
．５％まで変化させたもので、時効処理は本発明の範囲
内である。Ｎｉ含有量が本発明の範囲内（２５〜３５％
）であるサンプル４〜６は、ＴＳが１４５．３〜１９３
． ７ｋｇｆ ／ｌｏ計２と著しく強化されているのに
対し、Ｎｉ含有量が本発明の範囲から外れるサンプル３
，７．８は全く強化されておらず、ＴＳが４９．３〜７
６．７ｋｇｆ／ＩＩＩＩＩ１２と極めて低い値であった
。
．５％まで変化させたもので、時効処理は本発明の範囲
内である。Ｎｉ含有量が本発明の範囲内（２５〜３５％
）であるサンプル４〜６は、ＴＳが１４５．３〜１９３
． ７ｋｇｆ ／ｌｏ計２と著しく強化されているのに
対し、Ｎｉ含有量が本発明の範囲から外れるサンプル３
，７．８は全く強化されておらず、ＴＳが４９．３〜７
６．７ｋｇｆ／ＩＩＩＩＩ１２と極めて低い値であった
。
これらの結果から、合金の組成及び時効処理を本発明の
範囲内にすることにより、合金が著しく強化されること
が確認された。
範囲内にすることにより、合金が著しく強化されること
が確認された。
［発明の効果コ
この発明によれば、Ｆｅ−Ｎｉ合金において、マルテン
サイト＋オーステナイトニ相組織とし、オーステナイト
をマルテンサイト中へ超微細整合界面析出させるように
したので、合金の超高張力化を達成することができる。
サイト＋オーステナイトニ相組織とし、オーステナイト
をマルテンサイト中へ超微細整合界面析出させるように
したので、合金の超高張力化を達成することができる。
この合金は、従来の超高張力鋼のように析出強化を主体
とするもので９ はないので、従来の製造の困難性、及び経済性の問題を
解消することかできる。しかも、この合金は、二相組織
を有していることから、引張強度のみならず、靭性、耐
水素削性等にも優れている。
とするもので９ はないので、従来の製造の困難性、及び経済性の問題を
解消することかできる。しかも、この合金は、二相組織
を有していることから、引張強度のみならず、靭性、耐
水素削性等にも優れている。
第１図は時効処理の温度及び時間が合金の引張強度に与
える影響を示すための図、第２図は合金組織中のオース
テナイトの体積分率と合金の引張強度との関係を示すた
めの図、第３図は合金のＨＰＢ ［２２０α］と合金の
引張強度との関係を示すための図、第４図は合金のＨＰ
Ｂ ［２２０γ］と合金の引張強度との関係をボすため
の図である。
える影響を示すための図、第２図は合金組織中のオース
テナイトの体積分率と合金の引張強度との関係を示すた
めの図、第３図は合金のＨＰＢ ［２２０α］と合金の
引張強度との関係を示すための図、第４図は合金のＨＰ
Ｂ ［２２０γ］と合金の引張強度との関係をボすため
の図である。
Claims (6)
- （１）重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト中に
オーステナイトが超微細整合界面析出した二相組織を有
し、オーステナイトの体積分率が１乃至６０％であるこ
とを特徴とする超高張力二相組織合金。 - （２）ＣｏをターゲットとするＸ線回折において、マル
テンサイト相の［２２０］面のピークの半値幅をＨＰＢ
［２２０α］、及びオーステナイト相の［２２０］面の
ピークの半値幅をＨＰＢ［２２０γ］とし、いずれも２
θ°で表わした場合に、以下の式を満足することを特徴
とする請求項１に記載の超高張力二相組織合金。 ＨＰＢ［２２０α］≧１．１５ ＨＰＢ［２２０γ］≧０．５５ - （３）重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持した後、室温まで冷却し、又はサブゼロ処
理してマルテンサイト組織を形成し、次いで以下の式で
表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効処理することを特徴
とする超高張力二相組織合金の製造方法。 Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０（ただし、 Ａｓは℃で示した無拡散型逆変態開始温度を表わす。） - （４）重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上
の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し
、次いで以下の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効
処理することを特徴とする超高張力二相組織合金の製造
方法。 Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０（ただし、Ａｓは無拡散
型逆変態開始温度を表わす。） - （５）重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持した後、室温まで冷却し、又はサブゼロ処
理してマルテンサイト組織を形成し、その後無拡散型逆
変態開始温度Ａｓ点以下の温度範囲で１％以上の加工を
施し、次いで以下の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で
時効処理することを特徴とする超高張力二相組織合金の
製造方法。Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０ - （６）重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上
の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し
、その後無拡散型逆変態開始温度Ａｓ点以下の温度範囲
で１％以上の加工を施し、次いで以下の式で表わす範囲
内の温度Ｔ（℃）で時効処理することを特徴とする超高
張力二相組織合金の製造方法。 Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13891989A JPH036353A (ja) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | 超高張力二相組織合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13891989A JPH036353A (ja) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | 超高張力二相組織合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH036353A true JPH036353A (ja) | 1991-01-11 |
Family
ID=15233206
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13891989A Pending JPH036353A (ja) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | 超高張力二相組織合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH036353A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6978897B2 (en) | 1999-08-25 | 2005-12-27 | Sony Computer Entertainment Inc. | Recording medium holder and information providing body |
| JP2022071775A (ja) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
| JP2022071774A (ja) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-05-31 JP JP13891989A patent/JPH036353A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6978897B2 (en) | 1999-08-25 | 2005-12-27 | Sony Computer Entertainment Inc. | Recording medium holder and information providing body |
| JP2022071775A (ja) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
| JP2022071774A (ja) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金およびその製造方法 |
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