JPH04210455A - 準安定相を備えた構造部材用合金の改質方法 - Google Patents
準安定相を備えた構造部材用合金の改質方法Info
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- JPH04210455A JPH04210455A JP40170990A JP40170990A JPH04210455A JP H04210455 A JPH04210455 A JP H04210455A JP 40170990 A JP40170990 A JP 40170990A JP 40170990 A JP40170990 A JP 40170990A JP H04210455 A JPH04210455 A JP H04210455A
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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。
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Description
［０００１１
【産業上の利用分野］本発明は準安定相を備えた構造部
材用合金の改質方法に関する。 ［０００２］ 【従来の技術】非晶質単相組織、非晶質相と結晶質相と
の混相組織、過飽和組織等の準安定相を備えた構造部材
用合金を用いて熱間塑性加工を行う場合、準安定相が、
昇温速度４０℃／ｍｉｎで加熱されたとき、相変化温度
Ｔｐにて２０Ｊ／ｇ以上の発熱量を以て安定相へ移行す
るような特性を備えていれば、構造部材の高強度化が期
待される。 ［０００３］そこで、従来より前記合金を用いた構造部
材の製造が試みられており、この場合、合金としては、
製造時に形成される準安定相を備えたものがそのままの
状態で用いられている。 ［０００４］
材用合金の改質方法に関する。 ［０００２］ 【従来の技術】非晶質単相組織、非晶質相と結晶質相と
の混相組織、過飽和組織等の準安定相を備えた構造部材
用合金を用いて熱間塑性加工を行う場合、準安定相が、
昇温速度４０℃／ｍｉｎで加熱されたとき、相変化温度
Ｔｐにて２０Ｊ／ｇ以上の発熱量を以て安定相へ移行す
るような特性を備えていれば、構造部材の高強度化が期
待される。 ［０００３］そこで、従来より前記合金を用いた構造部
材の製造が試みられており、この場合、合金としては、
製造時に形成される準安定相を備えたものがそのままの
状態で用いられている。 ［０００４］
【発明が解決しようとする課題】前記合金において、準
安定相から安定相への移行は加工温度に依存し、この移
行が急激に行われた場合には金属組織の粗大化および不
均一化を招来するため部材の高強度化を図ることができ
ない。 ［０００５］このことから、従来法においては加工温度
の制御が難しく、その結果、部材の生産性が悪いという
問題がある。 ［０００６１本発明は前記に鑑み、安定化された特性を
備え、高強度構造部材の生産性の向上に寄与し得る前記
合金を得ることが可能な前記改質方法を提供することを
目的とする。 ［０００７］
安定相から安定相への移行は加工温度に依存し、この移
行が急激に行われた場合には金属組織の粗大化および不
均一化を招来するため部材の高強度化を図ることができ
ない。 ［０００５］このことから、従来法においては加工温度
の制御が難しく、その結果、部材の生産性が悪いという
問題がある。 ［０００６１本発明は前記に鑑み、安定化された特性を
備え、高強度構造部材の生産性の向上に寄与し得る前記
合金を得ることが可能な前記改質方法を提供することを
目的とする。 ［０００７］
【課題を解決するための手段】本発明に係る準安定相を
備えた構造部材用合金の改質方法は、昇温速度４０℃／
ｍｉｎで加熱されたとき、相変化温度Ｔｐにて２０Ｊ／
ｇ以上の発熱量を以て安定相へ移行する準安定相を備え
た構造部材用合金に、前記相変化温度よりも低い温度に
て熱処理を施すことにより準安定相の５０％以上を微細
結晶粒組織を有する安定相へ移行させることを特徴とす
る。 ［０００８］なお、前記昇温速度条件下において、相変
化温度での発熱量が２０Ｊ／ｇ未満であるような合金は
比較的低強度であり、また前記熱処理を施すと、金属組
織の粗大化を招来してさらに強度が低下する。 ［０００９］また準安定相から安定相への移行の割合が
５０％未満では、前記合金の特性が不安定となる傾向が
ある。 ［ｏ ｏ １０１さらに熱処理温度は、急激な安定相へ
の移行を回避するために相変化温度Ｔｐよりも５℃以上
低く設定するのが望ましい。
備えた構造部材用合金の改質方法は、昇温速度４０℃／
ｍｉｎで加熱されたとき、相変化温度Ｔｐにて２０Ｊ／
ｇ以上の発熱量を以て安定相へ移行する準安定相を備え
た構造部材用合金に、前記相変化温度よりも低い温度に
て熱処理を施すことにより準安定相の５０％以上を微細
結晶粒組織を有する安定相へ移行させることを特徴とす
る。 ［０００８］なお、前記昇温速度条件下において、相変
化温度での発熱量が２０Ｊ／ｇ未満であるような合金は
比較的低強度であり、また前記熱処理を施すと、金属組
織の粗大化を招来してさらに強度が低下する。 ［０００９］また準安定相から安定相への移行の割合が
５０％未満では、前記合金の特性が不安定となる傾向が
ある。 ［ｏ ｏ １０１さらに熱処理温度は、急激な安定相へ
の移行を回避するために相変化温度Ｔｐよりも５℃以上
低く設定するのが望ましい。
【実施例］構造部材用合金として、ＡＬ＋：Ｆ ｅ４￥
：１Ｍ１１＋ （数値は原子％）の組成を有するアル
ミニウム合金を選定した。 ［００１，２］このアルミニウム合金は、前記組成の溶
湯を用い、Ｈｅガスアトマイズ法の適用下で製造された
もので、粒径２２１Ｌｍ以下の粉末状をなし、その準安
定相は非晶質相と結晶質相（ｆ ｃ ｃ格子）との混和
組織である。 ［００１３］図１は、昇温速度４０℃／ｍｉｎにおける
アルミニウム合金の示差熱凰分析図である。同図よりア
ルミニウム合金が発熱現象を発生して金属間化合物を析
出する相変化温度Ｔｐは３８４℃であり、この温度Ｔｐ
にてアルミニウム合金の準安定相は８６Ｊ／ｇの発熱量
を以て安定相へ移行する。 ［００１４］図２は、相変化温度Ｔｐ （３８４℃）よ
りも低い温度にて熱処理を施された前記アルミニウム合
金のＸ線回折図であり、線ａ１ は３５０℃にて１時間
の熱処理を行った場合に、また線ａ２は３５０℃にて３
時間の熱処理を行った場合にそれぞれ該当する。 ［００１５］線ａ１ においては、金属間化合物による
ピークが現われておらず、したがって３５０℃、１時間
の熱処理では準安定相から安定相への移行が発生しない
ことが判る。 ［００１６］一方、線ａ２ においては、金属間化合物
によるビークｂが現われており、したがって３５０℃、
３時間の熱処理で準安定相から安定相への移行が発生し
、これによりアルミニウム合金の改質が行われたことが
判る。 ［００１７１次に、前記アルミニウム合金（ＡＩ９２Ｆ
ｅ４ Ｙ３ Ｍｎｔ ）の粉末を用いた構造部材の製造
例について説明する。この構造部材の製造過程において
、アルミニウム合金には熱処理による改質法が施される
。ａ。 前記粉末をゴム型に入れ、加圧力４ ｔｏｎ ７ｃｍ２
の条件下で冷間静水圧プレス法（ＣＩ Ｐ法）を適用す
ることにより直径５８ｍｍ、長さ６０ｍｍ、密度８５％
の短円柱状圧粉体を成形し、その圧粉体を外径７８市、
長さ７０市、厚さ１０ｍｍのアルミニウム合金（Ａ５０
５６材）製鑵体に装填してビレットを形成した。ｂ、
ビレットを加熱炉に設置し、そのビレットを減圧下、
所定の温度にて１時間または３時間加熱する熱処理を行
った。Ｃ０熱処理後直ちにビレットを、ダイス孔直径２
２ｍｍの押出し機のコンテナに装入し、押出し温度４０
０℃にて熱間押出し加工を行い、各種棒状構造部材を得
た。 ［００１８］図３は、アルミニウム合金の熱処理温度と
、各種構造部材の引張強さ（常温）および伸びとの関係
を示す。図中、線Ｃ，＋ 、 ｄ＋ は熱処理時間が１
時間の場合の引張強さおよび伸びをそれぞれ示し、また
線ｃ＝ 、 ｄ： は熱処理時間が３時間の場合の引
張強さおよび仲ひをそれぞれ示す。 ［００１９］図３、線Ｃ・ で示すように、温度３５０
℃、３時間の熱処理を行うと、準安定相の５０％以上が
安定相へ移行して、構造部材の引張強さが極大となる。 ［００２０］このような高強度化が達成される理由は次
の通りである。即ち、前記のような熱処理を行うと、そ
の熱処理中に準安定相から安定相への移行が緩慢に進行
するので、安定相の金属組織が微細結晶粒組織となり、
その結果、アルミニウム合金の特性の安定化が図られる
。そして改質後のアルミニウム合金を用いて熱間押出し
加工を行う場合、押出し温度（４００℃）が熱処理温度
（３５０℃）を超えても金属組織の粗大化および不均一
化が抑制されるのである。 ［００２１３前記熱処理（３５０℃、３時間）に次いで
、４００℃、１時間の熱処理を行ったアルミニウム合金
（ビレット）を用いて前記同様に押出し温度４００℃に
て熱間押出し加工を行ったところ、構造部材の引張強さ
は前記の場合と殆ど変わることがなく、これにより、前
記熱処理によればアルミニウム合金の特性を十分に安定
化し得ることが判る。また加工温度の制御を簡ｍにして
構造部材の生産性を向上させることが可能である。 ［００２２］前記製造例において、熱処理の温度および
／または時間を変えて各種構造部材Ａ〜Ｆを製造し、そ
れら部材Ａ−Ｆについて、安定相への移行率および引張
強さ（常温）を求めたところ表１の結果が得られた。表
中、構造部材Ａは前記高強度構造部材に該当し、また構
造部材Ａａは熱処理を行わなかった場合に該当する。 ［００２３１安定相への移行率は、準安定相の中、どれ
だけの量が安定相へ移行したかを百分率で表わしたもの
である。この移行率の測定は、図１において、熱処理前
の発熱ビークｅ＋ による面積ｆ１ を１．００とし、
その面積ｆ＋ に対する熱処理後の発熱ビークｃ２によ
る面積ｆ２の割合を求めることによって行われた。また
引張強さは、テストピースの引張速度０． ５ｍｍ／ｍ
ｉｎの条件下で測定された。 ［００２４３ 【表１］ ［００２５１表１から明らかなように、構造部材Ａ。 Ｄ、 Ｈにおいては、熱処理による安定相への移行率が
５０％以上であり、これら部材Ａ、 Ｄ、 Ｅは、前記
移行率が５０％未満である構造部材Ｂ、 Ｃ，Ｆおよび
熱処理を行わなかった構造部材Ａａに比べて高強度であ
ることが判る。 ［００２６１次に、前記アルミニウム合金（Ａ ｌ ９
２ Ｆ ｅ４ Ｙ３ Ｍｎｔ ）において、粒径ｇを
異にするものを用い、また熱処理条件を３５０℃、３時
間に設定して前記と同様の方法（押出し温度４００℃）
で各種構造部材■］〜Ｊを製造し、それら部材Ｈ−Ｊに
ついて、安定相への移行率および引張強さを求めたとこ
ろ表２の結果が得られた。表中、構造部材Ｈａ−Ｊａは
熱処理を行わなかった場合に該当する。また発熱量は、
昇温速度を４℃／ｍｉｎに設定した場合の相変化温度Ｔ
ｐ （３８４℃）における値を示す。 ［００２７］ 【表２】 ［００２８１表２において、構造部材Ｈ，Ｉの場合は相
変化温度Ｔｐにおける発熱量が２０Ｊ／ｇ以上であり、
また安定相への移行率が５０％以上であって、熱処理を
行わなかった場合の構造部材Ｈａ、Ｉａに比べて高強度
であることが判る。 ［００２９］槽構造材Ｊの場合は、前記発熱量が２０Ｊ
／ｇ未満であることに起因して熱処理を行わなかった場
合に比べて強度が低下する。 ［００３０１表３は、粒径２２μｍ以下の粉末状をなす
各種アルミニウム合金およびマグネシウム合金を用いて
前記同様の方法で製造された構造部材に〜０の物性、熱
処理条件等を示す。表中、構造部材Ｋａ〜Ｏａは熱処理
を行わなかった場合に該当する。また発熱量は昇温速度
を４℃／ｍｉｎに設定した場合の相変化温度Ｔｐにおけ
る値を示す。 ［００３１）
：１Ｍ１１＋ （数値は原子％）の組成を有するアル
ミニウム合金を選定した。 ［００１，２］このアルミニウム合金は、前記組成の溶
湯を用い、Ｈｅガスアトマイズ法の適用下で製造された
もので、粒径２２１Ｌｍ以下の粉末状をなし、その準安
定相は非晶質相と結晶質相（ｆ ｃ ｃ格子）との混和
組織である。 ［００１３］図１は、昇温速度４０℃／ｍｉｎにおける
アルミニウム合金の示差熱凰分析図である。同図よりア
ルミニウム合金が発熱現象を発生して金属間化合物を析
出する相変化温度Ｔｐは３８４℃であり、この温度Ｔｐ
にてアルミニウム合金の準安定相は８６Ｊ／ｇの発熱量
を以て安定相へ移行する。 ［００１４］図２は、相変化温度Ｔｐ （３８４℃）よ
りも低い温度にて熱処理を施された前記アルミニウム合
金のＸ線回折図であり、線ａ１ は３５０℃にて１時間
の熱処理を行った場合に、また線ａ２は３５０℃にて３
時間の熱処理を行った場合にそれぞれ該当する。 ［００１５］線ａ１ においては、金属間化合物による
ピークが現われておらず、したがって３５０℃、１時間
の熱処理では準安定相から安定相への移行が発生しない
ことが判る。 ［００１６］一方、線ａ２ においては、金属間化合物
によるビークｂが現われており、したがって３５０℃、
３時間の熱処理で準安定相から安定相への移行が発生し
、これによりアルミニウム合金の改質が行われたことが
判る。 ［００１７１次に、前記アルミニウム合金（ＡＩ９２Ｆ
ｅ４ Ｙ３ Ｍｎｔ ）の粉末を用いた構造部材の製造
例について説明する。この構造部材の製造過程において
、アルミニウム合金には熱処理による改質法が施される
。ａ。 前記粉末をゴム型に入れ、加圧力４ ｔｏｎ ７ｃｍ２
の条件下で冷間静水圧プレス法（ＣＩ Ｐ法）を適用す
ることにより直径５８ｍｍ、長さ６０ｍｍ、密度８５％
の短円柱状圧粉体を成形し、その圧粉体を外径７８市、
長さ７０市、厚さ１０ｍｍのアルミニウム合金（Ａ５０
５６材）製鑵体に装填してビレットを形成した。ｂ、
ビレットを加熱炉に設置し、そのビレットを減圧下、
所定の温度にて１時間または３時間加熱する熱処理を行
った。Ｃ０熱処理後直ちにビレットを、ダイス孔直径２
２ｍｍの押出し機のコンテナに装入し、押出し温度４０
０℃にて熱間押出し加工を行い、各種棒状構造部材を得
た。 ［００１８］図３は、アルミニウム合金の熱処理温度と
、各種構造部材の引張強さ（常温）および伸びとの関係
を示す。図中、線Ｃ，＋ 、 ｄ＋ は熱処理時間が１
時間の場合の引張強さおよび伸びをそれぞれ示し、また
線ｃ＝ 、 ｄ： は熱処理時間が３時間の場合の引
張強さおよび仲ひをそれぞれ示す。 ［００１９］図３、線Ｃ・ で示すように、温度３５０
℃、３時間の熱処理を行うと、準安定相の５０％以上が
安定相へ移行して、構造部材の引張強さが極大となる。 ［００２０］このような高強度化が達成される理由は次
の通りである。即ち、前記のような熱処理を行うと、そ
の熱処理中に準安定相から安定相への移行が緩慢に進行
するので、安定相の金属組織が微細結晶粒組織となり、
その結果、アルミニウム合金の特性の安定化が図られる
。そして改質後のアルミニウム合金を用いて熱間押出し
加工を行う場合、押出し温度（４００℃）が熱処理温度
（３５０℃）を超えても金属組織の粗大化および不均一
化が抑制されるのである。 ［００２１３前記熱処理（３５０℃、３時間）に次いで
、４００℃、１時間の熱処理を行ったアルミニウム合金
（ビレット）を用いて前記同様に押出し温度４００℃に
て熱間押出し加工を行ったところ、構造部材の引張強さ
は前記の場合と殆ど変わることがなく、これにより、前
記熱処理によればアルミニウム合金の特性を十分に安定
化し得ることが判る。また加工温度の制御を簡ｍにして
構造部材の生産性を向上させることが可能である。 ［００２２］前記製造例において、熱処理の温度および
／または時間を変えて各種構造部材Ａ〜Ｆを製造し、そ
れら部材Ａ−Ｆについて、安定相への移行率および引張
強さ（常温）を求めたところ表１の結果が得られた。表
中、構造部材Ａは前記高強度構造部材に該当し、また構
造部材Ａａは熱処理を行わなかった場合に該当する。 ［００２３１安定相への移行率は、準安定相の中、どれ
だけの量が安定相へ移行したかを百分率で表わしたもの
である。この移行率の測定は、図１において、熱処理前
の発熱ビークｅ＋ による面積ｆ１ を１．００とし、
その面積ｆ＋ に対する熱処理後の発熱ビークｃ２によ
る面積ｆ２の割合を求めることによって行われた。また
引張強さは、テストピースの引張速度０． ５ｍｍ／ｍ
ｉｎの条件下で測定された。 ［００２４３ 【表１］ ［００２５１表１から明らかなように、構造部材Ａ。 Ｄ、 Ｈにおいては、熱処理による安定相への移行率が
５０％以上であり、これら部材Ａ、 Ｄ、 Ｅは、前記
移行率が５０％未満である構造部材Ｂ、 Ｃ，Ｆおよび
熱処理を行わなかった構造部材Ａａに比べて高強度であ
ることが判る。 ［００２６１次に、前記アルミニウム合金（Ａ ｌ ９
２ Ｆ ｅ４ Ｙ３ Ｍｎｔ ）において、粒径ｇを
異にするものを用い、また熱処理条件を３５０℃、３時
間に設定して前記と同様の方法（押出し温度４００℃）
で各種構造部材■］〜Ｊを製造し、それら部材Ｈ−Ｊに
ついて、安定相への移行率および引張強さを求めたとこ
ろ表２の結果が得られた。表中、構造部材Ｈａ−Ｊａは
熱処理を行わなかった場合に該当する。また発熱量は、
昇温速度を４℃／ｍｉｎに設定した場合の相変化温度Ｔ
ｐ （３８４℃）における値を示す。 ［００２７］ 【表２】 ［００２８１表２において、構造部材Ｈ，Ｉの場合は相
変化温度Ｔｐにおける発熱量が２０Ｊ／ｇ以上であり、
また安定相への移行率が５０％以上であって、熱処理を
行わなかった場合の構造部材Ｈａ、Ｉａに比べて高強度
であることが判る。 ［００２９］槽構造材Ｊの場合は、前記発熱量が２０Ｊ
／ｇ未満であることに起因して熱処理を行わなかった場
合に比べて強度が低下する。 ［００３０１表３は、粒径２２μｍ以下の粉末状をなす
各種アルミニウム合金およびマグネシウム合金を用いて
前記同様の方法で製造された構造部材に〜０の物性、熱
処理条件等を示す。表中、構造部材Ｋａ〜Ｏａは熱処理
を行わなかった場合に該当する。また発熱量は昇温速度
を４℃／ｍｉｎに設定した場合の相変化温度Ｔｐにおけ
る値を示す。 ［００３１）
【表３】
［００３２］表３において、構造部材に〜Ｎの場合は相
変化温度Ｔｐにおける発熱量が２０Ｊ／ｇ以上であり、
また安定相への移行率が５０％以上であって、熱処理を
行わなかった場合の構造部材Ｋａ−Ｎａに比べて高強度
であることが判る。 ［００３３］槽構造材０の場合は、前記発熱量が２０Ｊ
／ｇ未満であることに起因して熱処理を行わなかった場
合に比べて強度が低下する。 （００３４１図４は、アルミニウム合金の熱処理温度と
、構造部材の引張強さ（常温）および伸びとの関係を示
す。このアルミニウム合金は構造部材Ｋを構成するアル
ミニウム合金（Ａ １９２ Ｆ ｅ５Ｙ３ ）と同一の
組成を有する。熱処理時間は１時間である。図中、線り
が引張強さを示し、また線ｊが伸びを示す。 ［００３５］図４、線りにおいて極大を示す点ｋが構造
部材Ｋに該当する。図５は、構造部材りを構成するアル
ミニウム合金（Ａｌｓ。Ｆ ｅ７． ｓ Ｙ７５）の昇
温速度４℃／ｍ ｉ ｎにおける示差熱量分析図であり
、このように発熱ピークｍｌ 、 ｍ２が分離している
ものにおいては、第１番目の発熱ビークｍ１ における
発熱量を本発明において規定する発熱量とする。 ［００３６］
変化温度Ｔｐにおける発熱量が２０Ｊ／ｇ以上であり、
また安定相への移行率が５０％以上であって、熱処理を
行わなかった場合の構造部材Ｋａ−Ｎａに比べて高強度
であることが判る。 ［００３３］槽構造材０の場合は、前記発熱量が２０Ｊ
／ｇ未満であることに起因して熱処理を行わなかった場
合に比べて強度が低下する。 （００３４１図４は、アルミニウム合金の熱処理温度と
、構造部材の引張強さ（常温）および伸びとの関係を示
す。このアルミニウム合金は構造部材Ｋを構成するアル
ミニウム合金（Ａ １９２ Ｆ ｅ５Ｙ３ ）と同一の
組成を有する。熱処理時間は１時間である。図中、線り
が引張強さを示し、また線ｊが伸びを示す。 ［００３５］図４、線りにおいて極大を示す点ｋが構造
部材Ｋに該当する。図５は、構造部材りを構成するアル
ミニウム合金（Ａｌｓ。Ｆ ｅ７． ｓ Ｙ７５）の昇
温速度４℃／ｍ ｉ ｎにおける示差熱量分析図であり
、このように発熱ピークｍｌ 、 ｍ２が分離している
ものにおいては、第１番目の発熱ビークｍ１ における
発熱量を本発明において規定する発熱量とする。 ［００３６］
【発明の効果】本発明によれば、前記のように特定され
た方法を用いることによって、準安定相を備えた合金の
特性の安定化を図ることができ、これにより構造部材の
生産性向りおよびその高強度化達成に大いに寄与し得る
ものである。
た方法を用いることによって、準安定相を備えた合金の
特性の安定化を図ることができ、これにより構造部材の
生産性向りおよびその高強度化達成に大いに寄与し得る
ものである。
【図１】アルミニウム合金の示差熱量分析図である。
【図２】熱処理後のアルミニウム合金のＸ線回折図であ
る。
る。
【図３】アルミニウム合金の熱処理温度と構造部材の引
張強さおよび伸びとの関係を示すグラフである。
張強さおよび伸びとの関係を示すグラフである。
【図４】他のアルミニウム合金の熱処理温度と構造部材
の引張強さおよび伸びとの関係を示すグラフである。
の引張強さおよび伸びとの関係を示すグラフである。
【図５】他のアルミニウム合金の示差熱量分析図である
。
。
【図３】
【提出口】平成３１２月１８日
【手続補正１】
【補正対象項目名】明細書
【補正対象項目名］ ００２６
【補正方法】変更
［００２６］
ｅ４Ｙ３ Ｍｎ＋
次に、前記アルミニ［クム合金（Ａ １．９２ Ｆ）に
おいて、粒径ｇを異にするものを用い、また熱処理条件
を３５０℃、３時間に設定して前記と同様の方法（押出
し温度４００℃）で各種構造部材Ｈ〜Ｊを製造し、それ
ら部材Ｆ１〜Ｊについて、安定相への移行率および引張
強さを求めたところ表２の結果が得られた。表中、構造
部材）（ａ〜Ｊａは熱処理を行わなかった場合に該当す
る。また発熱量は、昇温速度を４０℃／ｍｉｎに設定し
た場合の相変化温度ＴＩ）（３８４℃）における値を示
す。
おいて、粒径ｇを異にするものを用い、また熱処理条件
を３５０℃、３時間に設定して前記と同様の方法（押出
し温度４００℃）で各種構造部材Ｈ〜Ｊを製造し、それ
ら部材Ｆ１〜Ｊについて、安定相への移行率および引張
強さを求めたところ表２の結果が得られた。表中、構造
部材）（ａ〜Ｊａは熱処理を行わなかった場合に該当す
る。また発熱量は、昇温速度を４０℃／ｍｉｎに設定し
た場合の相変化温度ＴＩ）（３８４℃）における値を示
す。
Claims (1)
- 【請求項１】昇温速度４０℃／ｍｉｎで加熱されたとき
、相変化温度Ｔｐにて２０Ｊ／ｇ以上の発熱量を以て安
定相へ移行する準安定相を備えた構造部材用合金に、前
記相変化温度よりも低い温度にて熱処理を施すことによ
り準安定相の５０％以上を微細結晶粒組織を有する安定
相へ移行させることを特徴とする、準安定相を備えた構
造部材用合金の改質方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP40170990A JPH04210455A (ja) | 1990-12-12 | 1990-12-12 | 準安定相を備えた構造部材用合金の改質方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP40170990A JPH04210455A (ja) | 1990-12-12 | 1990-12-12 | 準安定相を備えた構造部材用合金の改質方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04210455A true JPH04210455A (ja) | 1992-07-31 |
Family
ID=18511546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP40170990A Pending JPH04210455A (ja) | 1990-12-12 | 1990-12-12 | 準安定相を備えた構造部材用合金の改質方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04210455A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5565117A (en) * | 1993-12-27 | 1996-10-15 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Method of resistance-welding workpieces of metal and resistance-welded weldment of metal |
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1990
- 1990-12-12 JP JP40170990A patent/JPH04210455A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5565117A (en) * | 1993-12-27 | 1996-10-15 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Method of resistance-welding workpieces of metal and resistance-welded weldment of metal |
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