JPH0459924A - 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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- JPH0459924A JPH0459924A JP16981390A JP16981390A JPH0459924A JP H0459924 A JPH0459924 A JP H0459924A JP 16981390 A JP16981390 A JP 16981390A JP 16981390 A JP16981390 A JP 16981390A JP H0459924 A JPH0459924 A JP H0459924A
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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適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適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 −］８８％
Ｎｉ−Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ａ／）である、しかしこの鋼
は高価なＣｏを含有するために鋼のコストが著しく高く
、その用途はかなり限定されているのが現状である。そ
こで高価なＣＯを含有しないマルエージング鋼として２
０％Ｎｉ系（特公昭３９−１９８８５号公報）および２
５％Ｎｉ系（特公昭３９．１９８８６号公報）等のＦｅ
Ｎｉ−Ｔｉ系マルエージング鋼が開発されている。
はＣＯを含有するマルエージング鋼（Ｆｅ −］８８％
Ｎｉ−Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ａ／）である、しかしこの鋼
は高価なＣｏを含有するために鋼のコストが著しく高く
、その用途はかなり限定されているのが現状である。そ
こで高価なＣＯを含有しないマルエージング鋼として２
０％Ｎｉ系（特公昭３９−１９８８５号公報）および２
５％Ｎｉ系（特公昭３９．１９８８６号公報）等のＦｅ
Ｎｉ−Ｔｉ系マルエージング鋼が開発されている。
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｔｉ系マルエージング鋼は熱間加工による
成形加工後、８００〜９５０ ’Ｃのオーステナイ１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、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
この際必要によっては深冷処理が施され、その後２６０
〜６５０ ℃の温度域で０．５〜２４時間の時効処理に
よってＮ、ｉ、Ｔｉ等の金属間化合物を析出させ硬化を
図るものである。
成形加工後、８００〜９５０ ’Ｃのオーステナイ１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、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
この際必要によっては深冷処理が施され、その後２６０
〜６５０ ℃の温度域で０．５〜２４時間の時効処理に
よってＮ、ｉ、Ｔｉ等の金属間化合物を析出させ硬化を
図るものである。
またＦｅ Ｎｉ−Ｔｉ系マルエージング鋼では基本成
分以外にＢ（硼素）とＮｂを複合添加し、未再結晶溶体
化処理による強靭化を図る技術（特開昭６４−４７８３
４号公報）が知られている。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る。これによりマルテ
ンサイトの下部組繊が微細化され強靭化が実現される。
分以外にＢ（硼素）とＮｂを複合添加し、未再結晶溶体
化処理による強靭化を図る技術（特開昭６４−４７８３
４号公報）が知られている。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る。これによりマルテ
ンサイトの下部組繊が微細化され強靭化が実現される。
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
ーステナイト温度域は非常に狭く、工業的には適用でき
ない。しかし硼素とＮｂ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。
ーステナイト温度域は非常に狭く、工業的には適用でき
ない。しかし硼素とＮｂ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。
さらに未再結晶温度域の拡大のためにはＢとＮｂとの複
合添加でなくともＢの単独添加あるいはＢとＭＯやＴａ
等との複合添加によっても可能であることも公知となっ
ている（ＣＡＭＰ、 Ｉ Ｓ Ｉ Ｊ Ｖｏｌ。
合添加でなくともＢの単独添加あるいはＢとＭＯやＴａ
等との複合添加によっても可能であることも公知となっ
ている（ＣＡＭＰ、 Ｉ Ｓ Ｉ Ｊ Ｖｏｌ。
２ （１９８９）−１８０６、（７０２） ｌ 。
しかし硼素を含有するＦｅ−Ｎｉ−Ｔｉ系マルエージン
グ鋼では、熱間圧延条件によっては熱間圧延中あるいは
その後の溶体化処理時に硼素の化合物を析出し、そのた
めに所朋の特性が得られないことが本発明者らの研究に
より明らかとなった。
グ鋼では、熱間圧延条件によっては熱間圧延中あるいは
その後の溶体化処理時に硼素の化合物を析出し、そのた
めに所朋の特性が得られないことが本発明者らの研究に
より明らかとなった。
硼素を含有するＦｅ−Ｎｉ−Ｔｉ系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８００〜９５
０°Ｃの通常の溶体化処理では完全には固溶しないため
、破壊靭性が低下する。また】０００°Ｃ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°Ｃ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、延性やンヤルビー吸収エネルギー値が低くなる。
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８００〜９５
０°Ｃの通常の溶体化処理では完全には固溶しないため
、破壊靭性が低下する。また】０００°Ｃ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°Ｃ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、延性やンヤルビー吸収エネルギー値が低くなる。
そこで硼素を含有するＦｅ−Ｎｉ−Ｔｉ系マルエージン
グ鋼において強靭性に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。
グ鋼において強靭性に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！Ｉｓ＞
そこで本発明は従来の強度あるいはそれ以上の強度を確
保し、さらに引張延性、シャルピー衝撃値、破壊靭性と
もバランスのとれた機械的特性を有するマルエージング
鋼を得るための製造方法を提供することを目的とするも
のである。
保し、さらに引張延性、シャルピー衝撃値、破壊靭性と
もバランスのとれた機械的特性を有するマルエージング
鋼を得るため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 ： １６．５％以上２６．０％以下、Ｔｉ ：
１．０％以上２．５％以下、Ｂ ： ０．０００５％以
上０．００２０％以下を基本組成として含有する熱間成
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°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。
： ０．２％以下、 ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．
０５％以下、 Ｎｉ ： １６．５％以上２６．０％以下、Ｔｉ ：
１．０％以上２．５％以下、Ｂ ： ０．０００５％以
上０．００２０％以下を基本組成として含有する熱間成
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°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．
０，０５％とした。
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．
０，０５％とした。
ＮｉはＦｅ−Ｎｉ−Ｔｉ系マｌレ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しかつＮ１ｄ
ｉの析出により強化に寄与する元素である。
は靭性に優れるマルテンサイト母相を形成しかつＮ１ｄ
ｉの析出により強化に寄与する元素である。
そのためには１６．５％以上が必要であるが、２６％を
超えると深冷処理によっても完全なマルテンサイト組織
とはならないため上限は２６％とした。
超えると深冷処理によっても完全なマルテンサイト組織
とはならないため上限は２６％とした。
ＴｉはＮｉと同様に析出硬化元素であるが１．０％未満
ではその効果が少なく、また２、５％を超えると脆化す
るため上限は２．５％とした。
ではその効果が少なく、また２、５％を超えると脆化す
るため上限は２．５％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
０２０％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
０２０％を超えると脆化をもたらすため上限は０、００
２０％とした。
なお本発明の効果には影響を与えない範囲においてこれ
ら以外の元素ＭＯ１Ｎｂ、 ＡＺ等を添加してもよい。
ら以外の元素ＭＯ１Ｎｂ、 ＡＺ等を添加してもよい。
次に溶体化熱処理条件の限定理由は次の通りである。
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°Ｃ以上で１分以上の加熱が必要である。ま
た加熱温度が７３００℃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
’Ｃ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°Ｃ以上で１分以上の加熱が必要である。ま
た加熱温度が７３００℃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
’Ｃ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し、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
め高温溶体化後は２０℃／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し、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
め高温溶体化後は２０℃／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Ｖ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゛Ｃ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°Ｃ以上で１分
以上加熱する必要がある。また９５０℃を超えると逆に
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Ｖ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゛Ｃ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°Ｃ以上で１分
以上加熱する必要がある。また９５０℃を超えると逆に
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Ｆｅ −Ｎｉ−Ｔｉ系マル
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Ｆｅ −Ｎｉ−Ｔｉ系マル
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２０ｍの鋼板
とした。Ａ鋼は本発明の基本組成に該当する鋼である。
とした。Ａ鋼は本発明の基本組成に該当する鋼である。
またＢ−Ｄ鋼はさらにＭＯｌＮｂ、 ＡＩを添加した綱
である。またＥおよびＦ綱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に示す熱処理を施した後
にり１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。
である。またＥおよびＦ綱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に示す熱処理を施した後
にり１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０°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
。
ピー吸収エネルギーは０°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。
Ｎｎ４鯛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０階５
鯛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。阻
６鋼は細粒化溶体化処理を省いたものであるが、随４綱
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。胤７．８．９ｍはそれぞれＦＩｏ、Ｎｂ、 Ａ７
を添加した鋼に本発明の熱処理を施した鋼であるが、い
ずれも引張特性、シャルピー衝撃特性および破壊靭性は
良好である。Ｎα１０鋼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１強度、
靭性がやや低いものの、従来法や比較法に比べると格段
に優れており、本発明法の効果が未再結晶域溶体化処理
の存無に依らないことは明らかである０階１１および１
２鋼は硼素含有量が本発明を逸脱した鋼であるが、本発
明の熱処理条件を適用しても効果は認められない。
回るものであるが、延性、靭性が低くなっている０階５
鯛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。阻
６鋼は細粒化溶体化処理を省いたものであるが、随４綱
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。胤７．８．９ｍはそれぞれＦＩｏ、Ｎｂ、 Ａ７
を添加した鋼に本発明の熱処理を施した鋼であるが、い
ずれも引張特性、シャルピー衝撃特性および破壊靭性は
良好である。Ｎα１０鋼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１強度、
靭性がやや低いものの、従来法や比較法に比べると格段
に優れており、本発明法の効果が未再結晶域溶体化処理
の存無に依らないことは明らかである０階１１および１
２鋼は硼素含有量が本発明を逸脱した鋼であるが、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
張延性およびツヤルビー衝撃特性に優れたＦｅ−Ｎｉ−
Ｔｉ系マルエージング鋼の提供が可能となり、構造物の
軽量化および信較性の向上を実現することができる。
張延性およびツヤルビー衝撃特性に優れたＦｅ−Ｎｉ−
Ｔｉ系マルエージング鋼の提供が可能となり、構造物の
軽量化および信較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：１６．５％以上２６．０％以下、 Ｔｉ：１．０％以上２．５％以下、 Ｂ：０．０００５％以上０．００２０％以下を基本組成
として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、１０００〜１
３００℃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 |
|---|---|---|---|
| JP16981390A JPH0459924A (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 |
|---|---|---|---|
| JP16981390A JPH0459924A (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 |
|---|---|
| JPH0459924A true JPH0459924A (ja) | 1992-02-26 |
Family
ID=15893377
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16981390A Pending JPH0459924A (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) | JPH0459924A (ja) |
-
1990
- 1990-06-29 JP JP16981390A patent/JPH0459924A/ja active Pending
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