JPH0459923A - 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 - Google Patents
強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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〉
この発明は、高強度でかつ優れた靭性や延性を必要とす
るロケットモーターケース、圧力容器、ローラ類、シャ
フト類等の構造部材に通用されるマルエージング鋼の製
造方法に関するものである。
るロケットモーターケース、圧力容器、ローラ類、シャ
フト類等の構造部材に通用されるマルエージング鋼の製
造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
現在実用化されているマルエージング鋼の中心的な鋼種
はＣＯを含有するマルエージング鋼（Ｆｅ−１８％Ｎｉ
−Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ａｌ）である。マルエージング
鋼は熱間加工による成形加工後、８００〜９５０℃のオ
ーステナイト温度域に加熱後冷却する溶体化処理を施し
て、合金元素の固溶およびオーステナイト粒の微細化を
図るとともに、その後の冷却によりマルテンサイト組織
を得ている。そして２６０〜６５０℃の温度域で０．５
〜２４時間の時効処理を施すことによってＮｆ、 Ｍｏ
、 Ｔｉ等の金属間化合物を析出させ硬化を図っている
。
はＣＯを含有するマルエージング鋼（Ｆｅ−１８％Ｎｉ
−Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ａｌ）である。マルエージング
鋼は熱間加工による成形加工後、８００〜９５０℃のオ
ーステナイト温度域に加熱後冷却する溶体化処理を施し
て、合金元素の固溶およびオーステナイト粒の微細化を
図るとともに、その後の冷却によりマルテンサイト組織
を得ている。そして２６０〜６５０℃の温度域で０．５
〜２４時間の時効処理を施すことによってＮｆ、 Ｍｏ
、 Ｔｉ等の金属間化合物を析出させ硬化を図っている
。
また“日１本金属学会会報第２５巻第６号（１９８６）
第５５０〜５５２頁”には、マルエージング鋼の基本成
分以外に硼素を添加し、未再結晶溶体化処理を施し強靭
化を図る技術が報告されている。未再結晶域溶体化処理
とは、溶体化処理において未再結晶域のオーステナイト
即ちまだ転位密度の高いオーステナイトから冷却しマル
テンサイト組織を得る熱処理手法であり、これによりマ
ルテンサイトの下部組織が微細化され強靭化が実現され
る０通常のマルエージング鋼ではこのような未再結晶域
のオーステナイト温度Ｍは非常に狭（、工業的には適用
できない、しかし硼素を添加するとオーステナイトの再
結晶温度が上昇し、未再結晶温度域が拡大されるため工
業的な適用が可能となるものである。このように硼素の
添加は優れた効果を発揮するが、硼素の過剰添加は靭性
や延性の低下をもたらすことも報告されている。
第５５０〜５５２頁”には、マルエージング鋼の基本成
分以外に硼素を添加し、未再結晶溶体化処理を施し強靭
化を図る技術が報告されている。未再結晶域溶体化処理
とは、溶体化処理において未再結晶域のオーステナイト
即ちまだ転位密度の高いオーステナイトから冷却しマル
テンサイト組織を得る熱処理手法であり、これによりマ
ルテンサイトの下部組織が微細化され強靭化が実現され
る０通常のマルエージング鋼ではこのような未再結晶域
のオーステナイト温度Ｍは非常に狭（、工業的には適用
できない、しかし硼素を添加するとオーステナイトの再
結晶温度が上昇し、未再結晶温度域が拡大されるため工
業的な適用が可能となるものである。このように硼素の
添加は優れた効果を発揮するが、硼素の過剰添加は靭性
や延性の低下をもたらすことも報告されている。
しかし、一方、硼素−ｔ−適量添加した場合でも圧延や
熱処理条件によっては脆化の要因となり得ること、また
その回避手段として圧延と熱処理条件の適切な組合せに
より製造手法が特開昭６１−１５９１７号公報に報告さ
れている。
熱処理条件によっては脆化の要因となり得ること、また
その回避手段として圧延と熱処理条件の適切な組合せに
より製造手法が特開昭６１−１５９１７号公報に報告さ
れている。
しかしながら、現実には鋼材の形状、板厚等によっては
適切な圧延、熱処理条件を確保することは困難である場
合も多い。
適切な圧延、熱処理条件を確保することは困難である場
合も多い。
また硼素含有マルエージング鋼では、熱間加工中に生成
する（あるいはその後の熱処理過程での生成の核となる
）析出物はその後の８００〜９５０ ’Ｃの通常の溶体
化処理では完全には固溶しないため、破壊靭性を低下さ
せる。また１０００℃以上の高温溶体化後に徐冷すると
冷却中にオーステナイト粒界に析出物を生成し、これが
その後の８００〜９５０℃での溶体化処理時の再結晶を
抑制するため結晶粒が微細化されず、延性やンヤルピー
吸収エネルギー値が低くなる。
する（あるいはその後の熱処理過程での生成の核となる
）析出物はその後の８００〜９５０ ’Ｃの通常の溶体
化処理では完全には固溶しないため、破壊靭性を低下さ
せる。また１０００℃以上の高温溶体化後に徐冷すると
冷却中にオーステナイト粒界に析出物を生成し、これが
その後の８００〜９５０℃での溶体化処理時の再結晶を
抑制するため結晶粒が微細化されず、延性やンヤルピー
吸収エネルギー値が低くなる。
そこで硼素を含有するマルエージング鋼において強度、
靭性、延性の優れた鋼を安定して製造できる手法の開発
が強く望まれていた。
靭性、延性の優れた鋼を安定して製造できる手法の開発
が強く望まれていた。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明は以上の諸点に鑑みてなされたもので熱間加工条
件を限定することな（、熱処理方法のみの工夫により容
品に従来鋼と同等もしくはそれよりも強度、靭性及び延
性に優れるマルエージング鋼の製造方法を提供すること
を目的とするものである。
件を限定することな（、熱処理方法のみの工夫により容
品に従来鋼と同等もしくはそれよりも強度、靭性及び延
性に優れるマルエージング鋼の製造方法を提供すること
を目的とするものである。
〈課題を解決するための手段〉
本発明は、重！％で、
Ｃ： ０．０５％以下、 Ｓｉ ： ０．２％以下、Ｍ
ｎ ： ０．２％以下、 Ｐ：０．０５％以下、ｓ：ｏ
、ｏｓ％以下、 Ｎｉ ： １０゜０％以上２１，０％以下、Ｃｏ ：
５．０％以上９，５％未満、Ｍｏ ： ３．０％以上１
２．０％以下、ｒｉ ： ０．２％以上１．６％以下、
Ａ７ ： ０．３０％以下、 Ｂ ： ０．０００５％以上０．００２０％以下を含有
する熱開成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理
、未再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエー
ジング鋼の製造方法において、１０００〜１３００℃の
温度範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷
却速度で冷却し、さらに８００〜９５０ ’Ｃの温度範
囲に１分以上加熱後冷却することからなる２回の再結晶
溶体化処理を行うことを特徴とする強度、靭性および延
性に優れたマルエージング鋼の製造方法である。
ｎ ： ０．２％以下、 Ｐ：０．０５％以下、ｓ：ｏ
、ｏｓ％以下、 Ｎｉ ： １０゜０％以上２１，０％以下、Ｃｏ ：
５．０％以上９，５％未満、Ｍｏ ： ３．０％以上１
２．０％以下、ｒｉ ： ０．２％以上１．６％以下、
Ａ７ ： ０．３０％以下、 Ｂ ： ０．０００５％以上０．００２０％以下を含有
する熱開成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理
、未再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエー
ジング鋼の製造方法において、１０００〜１３００℃の
温度範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷
却速度で冷却し、さらに８００〜９５０ ’Ｃの温度範
囲に１分以上加熱後冷却することからなる２回の再結晶
溶体化処理を行うことを特徴とする強度、靭性および延
性に優れたマルエージング鋼の製造方法である。
〈作 用〉
まず本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃ，Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｐ、 Ｓはマルエージング鋼で
は靭性を低下させるために極力低く抑える必要があり、
それぞれの上限を０．０５．０．２．０．２．０．０５
、Ｏ，ＯＳ％とした。
は靭性を低下させるために極力低く抑える必要があり、
それぞれの上限を０．０５．０．２．０．２．０．０５
、Ｏ，ＯＳ％とした。
Ｎｉはマルエージング鋼においては靭性に優れるマルテ
ンサイト母相を形成するために必要な元素であり、その
ためには１０％以上が必要である。しかし２１％を超え
ると残留オーステナイトを生成し強度の確保が困難とな
るため上限は２１％とした。
ンサイト母相を形成するために必要な元素であり、その
ためには１０％以上が必要である。しかし２１％を超え
ると残留オーステナイトを生成し強度の確保が困難とな
るため上限は２１％とした。
ＣＯは析出硬化に寄与する一〇の固溶度を低下させてＮ
１Ｊｏなとの析出を促進させ、これにより強度の上昇を
図る有効な元素である。そのためには５．０％以上が必
要である。しかし９．５％以上添加すると強度は上昇す
るものの靭性の低下が著しく、しかもコストを上昇させ
るため９．５％未満とした。
１Ｊｏなとの析出を促進させ、これにより強度の上昇を
図る有効な元素である。そのためには５．０％以上が必
要である。しかし９．５％以上添加すると強度は上昇す
るものの靭性の低下が著しく、しかもコストを上昇させ
るため９．５％未満とした。
Ｍｏはマルエージング鋼の時効硬化に寄与する重要な元
素であり、そのためには３％以上が必要であるが、過剰
に添加すると残留オーステナイトの生成による強度低下
、あるいは粗大析出物による脆化を来すため上限は１２
．０％とした。
素であり、そのためには３％以上が必要であるが、過剰
に添加すると残留オーステナイトの生成による強度低下
、あるいは粗大析出物による脆化を来すため上限は１２
．０％とした。
Ｔ４はＦＩｏと同様に析出硬化元素であるが０．２％未
満ではその効果が少なく、また１、６％を超えると脆化
するため上限は１．６％とした。
満ではその効果が少なく、また１、６％を超えると脆化
するため上限は１．６％とした。
Ｍも時効硬化に寄与する元素であるが、０．３０％を超
えると脆化するため上限を０．３０％とした。
えると脆化するため上限を０．３０％とした。
Ｂは未再結晶域溶体化処理に有効な元素であり、そのた
めには０．０００５％以上が必要である。しかし０．０
０２Ｑ％を超えると脆化をもたらすため上限は０．００
２０％とした。
めには０．０００５％以上が必要である。しかし０．０
０２Ｑ％を超えると脆化をもたらすため上限は０．００
２０％とした。
次に再結晶溶体化熱処理条件の限定理由は次の通りであ
る。
る。
まず熱間加工中に析出した（あるいはその後の溶体化処
理時の析出の核となる）析出物の完全固溶を図るために
は１０００℃以上で１分以上の加熱が必要である。また
加熱温度が１３００℃を超えると鋼材表面性状の悪化を
招くとともに熱処理コストが嵩むため上限は１３００℃
とした。
理時の析出の核となる）析出物の完全固溶を図るために
は１０００℃以上で１分以上の加熱が必要である。また
加熱温度が１３００℃を超えると鋼材表面性状の悪化を
招くとともに熱処理コストが嵩むため上限は１３００℃
とした。
また加熱後の冷却速度が２０℃／分よりも小さいと冷却
中にオーステナイト粒界上に析出が生じ、後述の低温域
での溶体化処理時にオーステナイトの再結晶が著しく抑
制されるためオーステナイト結晶粒が微細化されず、引
張延性やシャルピー吸収エネルギーが低下する。そのた
め？に温溶体化後は２０’Ｃ／分以上の冷却速度が必要
である。
中にオーステナイト粒界上に析出が生じ、後述の低温域
での溶体化処理時にオーステナイトの再結晶が著しく抑
制されるためオーステナイト結晶粒が微細化されず、引
張延性やシャルピー吸収エネルギーが低下する。そのた
め？に温溶体化後は２０’Ｃ／分以上の冷却速度が必要
である。
ところで析出物の固溶のために行った上記の高温溶体化
後は結晶粒が粗大化しているためこのままでは引張延性
、シャルピー衝撃特性が低い、そこでさらに結晶粒を細
かくするために８００〜９５０℃の温度範囲で１分以上
の溶体化処理を行う必要がある。オーステナイト相を再
結晶させ細粒化させるためには８００℃以上で１分以上
加熱する必要がある。また９５０’Ｃを趙えると逆にオ
ーステナイト粒が粗大化し過ぎるため上限は９５０’Ｃ
とした。
後は結晶粒が粗大化しているためこのままでは引張延性
、シャルピー衝撃特性が低い、そこでさらに結晶粒を細
かくするために８００〜９５０℃の温度範囲で１分以上
の溶体化処理を行う必要がある。オーステナイト相を再
結晶させ細粒化させるためには８００℃以上で１分以上
加熱する必要がある。また９５０’Ｃを趙えると逆にオ
ーステナイト粒が粗大化し過ぎるため上限は９５０’Ｃ
とした。
以上の高温および低温の２回にわたる再結晶溶体化処理
を施すことにより、従来よりも格段に破壊靭性、延性、
シャルピー衝撃特性に優れるマルエージング鋼を得るこ
とが可能となる。
を施すことにより、従来よりも格段に破壊靭性、延性、
シャルピー衝撃特性に優れるマルエージング鋼を得るこ
とが可能となる。
〈実施例〉
表１に示す鋼を溶製後熱間加工により厚さ２Ｏｎ＋ｍノ
ｗ４ｖｉ、トじた。Ａ−Ｅ鋼は本発明の対象となる組成
である。またＦおよびＧ鋼はそれぞれ硼素が本発明の対
象外の組成である。さらに表２に示ず熱処理を施した後
に引張特性、シャルピー吸収エネルギーおよび平面歪み
破壊靭性を調べた。引張特性および破壊靭性は室温で測
定した。またシャルピー吸収エネルギーはＯ′Ｃでのｖ
ノツチフルサイズ試験片を用いて測定した。測定結果を
表２に合わせて示す。
ｗ４ｖｉ、トじた。Ａ−Ｅ鋼は本発明の対象となる組成
である。またＦおよびＧ鋼はそれぞれ硼素が本発明の対
象外の組成である。さらに表２に示ず熱処理を施した後
に引張特性、シャルピー吸収エネルギーおよび平面歪み
破壊靭性を調べた。引張特性および破壊靭性は室温で測
定した。またシャルピー吸収エネルギーはＯ′Ｃでのｖ
ノツチフルサイズ試験片を用いて測定した。測定結果を
表２に合わせて示す。
本発明によるものはいずれも引張特性、シャルピー衝撃
特性および破壊靭性が良好であることは明らかである。
特性および破壊靭性が良好であることは明らかである。
Ｎα４１１１は高温溶体化後の冷却速度が本発明の下限
を下回るものであるが、延性、靭性が低くなっている。
を下回るものであるが、延性、靭性が低くなっている。
Ｎα５鋼は従来の熱処理条件即ち高温溶体化を適用して
いない鋼であるが、本発明鋼に比べて延性、シャルピー
吸収エネルギーおよび破壊靭性が低いことは明らかであ
る。隘６鋼は細粒化溶体化処理を省いたものであるが、
Ｎα４１４と同様に延性、シャルピー吸収エネルギーが
低くなっている９階１１綱は本発明法によるものである
が、未再結晶域溶体化処理を省略したものである。 ｋ
ｌｏｔＨに比べるとやや強度が低いものの優れた特性を
有しており、本発明法の効果が未再結晶域溶体化処理の
有無に依らないことは明らかである。胤１２および１３
鋼は硼素含有量が本発明を逸脱した綱であるが、本発明
の熱処理条件を適用しても効果は認められない。
いない鋼であるが、本発明鋼に比べて延性、シャルピー
吸収エネルギーおよび破壊靭性が低いことは明らかであ
る。隘６鋼は細粒化溶体化処理を省いたものであるが、
Ｎα４１４と同様に延性、シャルピー吸収エネルギーが
低くなっている９階１１綱は本発明法によるものである
が、未再結晶域溶体化処理を省略したものである。 ｋ
ｌｏｔＨに比べるとやや強度が低いものの優れた特性を
有しており、本発明法の効果が未再結晶域溶体化処理の
有無に依らないことは明らかである。胤１２および１３
鋼は硼素含有量が本発明を逸脱した綱であるが、本発明
の熱処理条件を適用しても効果は認められない。
〈発明の効果〉
本発明の熱処理により、従来よりも格段に破壊靭性、引
張延性およびシャルピー衝撃特性に優れたマルエージン
グ鋼の提供が可能となり、構造物の軽量化および信転性
の向上を実現することができる。
張延性およびシャルピー衝撃特性に優れたマルエージン
グ鋼の提供が可能となり、構造物の軽量化および信転性
の向上を実現することができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．
２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、 Ｎｉ：１０．０％以上２１．０％以下、 Ｃｏ：５．０％以上９．５％未満、 Ｍｏ：３．０％以上１２．０％以下、 Ｔｉ：０．２％以上１．６％以下、 Ａｌ：０．３０％以下、 Ｂ：０．０００５％以上０．００２０％以下を含有する
熱間成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理、未
再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエージン
グ鋼の製造方法において、１０００〜１３００℃の温度
範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷却速
度で冷却し、さらに８００〜９５０℃の温度範囲に１分
以上加熱後冷却することからなる２回の再結晶溶体化処
理を行うことを特徴とする強度、靭性および延性に優れ
たマルエージング鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16980790A JPH0459923A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16980790A JPH0459923A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0459923A true JPH0459923A (ja) | 1992-02-26 |
Family
ID=15893263
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16980790A Pending JPH0459923A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0459923A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005303001A (ja) * | 2004-04-12 | 2005-10-27 | Mitsuo Ebisawa | トロイダルコイルのコア体 |
-
1990
- 1990-06-29 JP JP16980790A patent/JPH0459923A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005303001A (ja) * | 2004-04-12 | 2005-10-27 | Mitsuo Ebisawa | トロイダルコイルのコア体 |
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