JPH0542484B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、超塑性加工に適した２相合金の加工
方法に関する。更に詳述すれば、本発明は窒素含
有超塑性加工用鉄基２相合金の超塑性熱間加工方
法に関する。 （従来の技術） フエライト相（α）とオーステナイト相（γ）
よりなる２相合金は強度、靭性、溶接性に優れた
性質を具備るので近年その需要が増大している。
しかしながら、フエライト相とオーステナイト相
の２相を呈するためいわゆる難加工材に分類され
る材料としても知られている。 したがつて、このような２相合金については従
来にあつても、加工性改善のために熱間加工に有
害な硫黄（Ｓ）や酸素（Ｏ）などの不純物を低減
するなどの対策がとられ、現在のところ管や板な
どの形状の単純なものや比較的簡単な形状の鍛造
品の製造は可能となつてきている。しかし、複雑
な形状の部品、例えば管継手やバルブ等の製造は
極めて困難であり、能率の悪い機械加工や鋳物に
頼らざるを得ないのが現状である。 ところで、このような難加工材を複雑な形状に
加工する方法として、近年、超塑性を利用した塑
性加工技術の開発が著しく、この方法をFe基２
相合金、例えばCrやMoやNiを多量に含有したや
はり難加工材である２相ステンレス鋼に適用する
研究が行われ、すでに、著しい超塑性を示すこと
が報告されている（「鉄と鋼」70、（1984）378〜
385）。これはSi＜0.48％、Mn＜1.60，Ni：5.5〜
７％、Cr：21〜25％、Mo：2.7〜2.8％、Ｎ：0.15
％以下の組成を有する２相ステンレス鋼における
σ相析出に伴う超塑性現象をも利用するものであ
る。そのような研究の結果、従来、Fe基合金で
は超塑性の実用化が困難とされていた通念を打ち
破るに至り、今日、その利用技術の開発が積極的
に進められている。このような２相ステンレス鋼
は前述の機械的性質や溶接性の他に卓越した耐食
性を示すことが知られているものであり、そのよ
うな分野、例えば耐海水用機器や油井分野などで
は上述のような超塑性技術を併用することによつ
て極めて優れた威力を発揮することができる。 ところが、耐食性を必ずしも必要としない分野
への超塑性加工の適用を考えた場合には、そのよ
うな２相ステンレス鋼はCr，Ni，Moなどを多量
に含有し、そのため最終的に得られる製品が高価
となるので、その用途にも限界があり、汎用性の
あるFe基合金において安価で超塑性の優れた材
料の開発が強く望まれていた。 （発明が解決しようとする問題点） したがつて、本発明の目的は、材料が高価であ
るという上述のような従来技術の欠点を克服する
優れた超塑性材料の超塑性加工方法を提供するこ
とである。 さらに、本発明の別の目的は、超塑性加工を適
用して任意の形状の製品を安定して製造するため
の安価なFe基合金の超塑性加工方法を提供する
ことである。 （問題点を解決するための手段） 本発明者は、このような観点から超塑性に適し
た安価なFe基合金とその加工方法について模索
し、種々検討を重ねたところ、フエライト相とオ
ーステナイト相との２相組織を超塑性変形温度で
ある1000℃付近で呈することができれば、高価な
CrやNiやMoを多量に含有させなくても、またσ
相等の析出を利用しなくても優れた超塑性を示す
ことを知見した。 すなわち、例えば上述のような（α＋γ）の２
相型材料における超塑性変形中には相対的に硬い
γ相の分断と微細分散および球状化が行われ、相
対的に軟いα相の変形中の再結晶（動的再結晶）
が重要な役割を果たすので、単相合金に比べむし
ろ２相型材料のほうが著しく超塑性を実現しやす
いことを知見して、本発明を完成した。 ここに、本発明の要旨とするところは、 Si eq＝Si＋２／３（Cr＋Mo）、およびMn eq＝ Mn＋2Ni＋60C＋50Nで規定されるSi eqおよび
Mn eqが次式の関係を満足し、 ５／６Si eq−15／２≦Mn eq≦11／５Si eq−77／５ かつSi0.5％以上もしくはMn1.7％以上の少な
くとも１種を含有し、固溶Ｎを0.01％以上含有
し、残部実質的にFeである超塑性Fe基合金を700
〜1200℃に加熱し、１−10^-6s^-1以上、１×10⁰s^-1
未満の歪速度で加工することを特徴とする上記超
塑性Fe基合金の熱間加工方法である。 ここに、Si eqおよびMn eqは700〜1200℃と
いう熱間加工条件下でα／（α＋γ）の比が0.2
〜0.8となる範囲を規定するものであつて、その
ような条件を満足する限り、個々の具体的組成に
係わらずα／（α＋γ）＝0.2〜0.8が満足され、
超塑性が実現される。好ましくは1.1 Si、eq−
10.8≦Mn eq≦1.7 Si eq−14であつて、Si eq＝
14〜26である。 （作 用） 次に、本発明において合金組成および超塑性加
工条件を上述のように限定した理由を説明する。 Si eqおよびMn eqをまず上述のように定義し
たのは、すでに述べたところからも明らかなよう
に、それぞれフエライト生成元素のSi換算当量、
およびオーステナイト生成元素のMn換算当量を
得るためである。本発明の場合、SiおよびMnに
より２相組織を調整するためそれぞれについて上
述のように定義するのである。 また、それらを上述の範囲に限定したのは、そ
の範囲でα相とγ相との２相組となり、熱間加工
時のγ相の割合が0.2〜0.8となつて優れた超塑性
が得られるからである。 また、0.5％以上のSiもしくは1.7％以上のMn
のいずれかを含有することを条件としたのは本発
明の目的が必ずしも耐食性を必要とせず安価な超
塑性用Fe基合金を提供しようとするものであり、
SiもしくはMnを積極的に利用しようとするから
であり、従来脱酸剤として使用されていた量以上
のものを本発明においては添加するのである。 本発明においてSiおよびMnの上限は特に限定
されるものではないが、第３元素をFeとして考
えた場合、所望の２相組織を得るには、Si＜20
％、Mn＜30％のものが組織調整がより容易であ
る。 したがつて、本発明の上述のような趣旨からは
Ni，CrあるいはMoの添加量は制限されないが、
経済的理由からはそれぞれNi：０〜５％、Cr：
０〜20％、Mo：０〜2.5％に制限される。もし、
耐食性を確保したいならば、必要に応じてCrや
Moを増量すればよい。 本発明において用いる２相合金には、Fe，Si，
Cr，Mo，ＮやＣのほかに、必要に応じて、Cu≦
1.0％、Ti≦0.5％、Zr≦0.5％、Nb＝0.5％、Ｖ≦
0.5％、ｗ≦1.0％のうち少なくとも１種以上を含
有したものや、さらにその他、少量のRe，Ca，
Ce、や不可避不純物を含むものも本発明に包含
される。 さらに好ましいSi eqおよびMn eqの範囲は後
述る第２図に示した範囲であるが、これは超塑性
変形中のα相とγ相との相比が約１：１となつた
ものがより好ましいということにあり、これは製
品の性質の確保の上からも好ましい。 Ｃは炭化物を生成して製品の性質を害すること
もあるので、低いほうが好ましい。Ｎは有力なγ
相生成元素であり、MnやNiに比べて拡散しやす
く、したがつて、熱活性化過程よる前述の組織変
化を助け、しかも最も安価であることから、でき
るだけ多量に、好ましくは、0.05〜0.25％程度含
有させるのが有利となる。 Ti，Zr，Nb，Ｖは窒化物を容易に生成して超
塑性に有効な固溶Ｎ量を低減させるので、できれ
ば添加しないほうがよい。 しかしながら、以上のように本発明にあつては
α＋γ型２相組織を呈する限りにおいてそのすぐ
れた超塑性現象を利用できるのであつて、上述の
各種添加元素を加えても実質上α＋γ型２相組織
は何ら変更を受けないことが確認されている。 次に、上述の成分系の合金を超塑性加工する場
合、その素材は通常のインゴツト法あるいは連続
鋳造法で得られた鋼塊を熱間鍛造や熱間圧延によ
つて、板、棒、管その他の形状のものに予備加工
したものをそのまま用いればよい。もちろん、特
殊な方法として粉末治金法やスプレイキヤステン
グ法あるいは急冷凝固を組み合わせた方法での製
造なども本発明にいう加工方法に包含される。し
かしながら、より好ましくは、熱間加工の後に水
冷もしくは1000℃以上での再固溶化もしくはその
後に700℃以下での軽度の加工を施したほうがよ
り大きな超塑性効果が得られる。 変形温度域を700〜1200℃に限定したのは、こ
の範囲で前述の組織変化が起こつて超塑性現象が
実現されるからであり、700℃より低いと熱活性
化過程によるこの反応が十分進まないからであ
る。一方、1200℃を超えるとα／γの比がずれた
り、γ相が消失してしまうなどのために超塑性が
得にくいからである。 変形時の歪速度を10^-6〜10⁰s^-1としたのは、こ
の範囲を外れると上記の組織変化による超塑性が
得にくくなるからである。温度と歪速度との適正
条件はお互いに関連したものであるが、好ましい
範囲としては、800℃〜1100℃、歪速度（ε・）＝
10^-4〜10^-2s^-1が推奨される。 変形中にσ相等の金属間化合物などの第３相が
析出することがあるが、このような硬い相は母相
となるα相やγ相の動的再結晶を促進して超塑性
の実現には有利になるものであり、場合によつて
は、積極的に利用することも可能である。 さらに、本発明における超塑性加工とは、鍛
造、バルジ成形、線引、押出し、などを包含し、
上記条件の加工を施すものは全て含む趣旨であ
る。その他、超塑性を利用した拡散接合をも含む
ことは勿論である。 なお、本発明において、塑性加工した製品の後
処理は、特に必要としないが、場合によつてはス
ケール除去の場合の酸洗や炭化物や金属間化合物
の除去のための溶体化処理を必要に応じ行つても
よい。 さらに、このようにして得られた製品は超塑性
加工によつて、組織が著しく微細化しているので
その機械的性質や耐食性において通常工程で製造
されたもの以上に優れた性質をも有するようにな
るのであり、このため従来高価な耐食性材料が使
われていた用途に本発明のより安価な材料を適用
することも可能となるのである。 次に、本発明を実施例によつてさらに説明する
が、それらは例示であつて本発明を不当に制限す
るものではないことは理解されよう。 実施例 本例にあつては安価な２相Fe基合金としてFe
−Mn−Siの三元系合金を使用する。第１表に示
す組成を有する一連の合金を通常の方法で溶製
し、分塊圧延後、熱間鍛造または熱間圧延によつ
て、直径20mmの棒材とし、これより丸棒引張試験
片を採取した。 各試験片について第２表に示す条件で引張変形
し、伸びおよび応力−歪曲線における極大応力を
求め、超塑性伸びと諸因子との関係を決定した。
このとき同時に小片を採取して1000℃に加熱後、
水冷して金相試験によつてα性とγ相との相比を
求めた。このときの伸びとα／（α＋γ）比との
関係を第１図にグラフで示す。 第１図に示す結果から、α相とγ相との相比が
１：１に近い程、高い伸びがえられることが分か
るが、それぞれ２割程度混在していれば100％以
上の超塑性伸びが得られることも分かる。

【表】

【表】 (注) ＊：本発明の範囲外
次に、1000℃近辺でα相とγ相との２相を呈し
ｒ／（α＋γ）が0.2〜0.8の範囲となるような成
分系を第１表に示す合計50チヤージの金相試験と
各重回帰法によつて求めた。Siのほかにフエライ
ト生成元素であるCr，Mo、ばかりでなく、オー
ステナイト生成元素であるＣ，Ｎ，Ni，Mnを考
慮してSi eqおよびMn eqを用いてそれらをまと
めたところ、第２図に示す範囲がかかる条件を満
足することが分つた。より好ましい範囲は、第２
表に示すものであり、1.1Si eq−10.8≦Mn eq≦
1.7Si eq−14 であつて、Si eq＝14〜26のものが好ましい。 （発明の効果） 以上説明したように、本発明によれば安価な２
相合金についても十分な超塑性加工が可能になる
のであつて、その効果には実際的な適用分野が拡
大するということのほかに従来高価な２相ステン
レス鋼を使用していた分野にも適用されるという
ことも考えられ、その工業的な利益には大きなも
のがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は、γ／（α＋γ）の比と伸びとの関係
を示すグラフ；および第２図は、Si eqおよび
Mn eqの好適範囲を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Si eq＝Si＋２／３（Cr＋Mo）、およびMn eq ＝Mn＋2Ni＋60C＋50Nで規定されるSi eqおよ
   びMn eqが次式の関係を満足し、 ５／６Si eq−15／２≦Mn eq≦11／５Si eq−77／５ かつSi0.5重量％以上、もしくはMn1.7重量％
   以上の少なくとも１種を含有し、固溶Ｎを0.01重
   量％以上含有し、残部実質的にFeである超塑性
   Fe基合金を700〜1200℃に加熱し、１−10^-6s^-1以
   上、１×10⁰s^-1未満の歪速度で加工することを特
   徴とする超塑性鉄基２相合金の熱間加工方法。