JP2001011532A - 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 - Google Patents
高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高ヤング率で，且つ高靱性であると共に溶接
による機械的特性の劣化のないＦｅ系部材を製造する。 【解決手段】 ０．６ｗｔ％≦Ｃ≦１．０ｗｔ％， Ｓｉ＜２．２ｗｔ％， ０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％， ０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％， Ｎｉ（ｗｔ％）／Ｍｎ（ｗｔ％）≦１．１２， ０．３ｗｔ％≦ＡＥ≦１．５ｗｔ％ および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなり，ＡＥはＴ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ，ＷおよびＭｏから選択される少なくとも
一種の合金元素であるＦｅ系素材を用意する。Ｆｅ系素
材のＡｃｍ温度がＴA であるとき，そのＦｅ系素材に加
熱温度Ｔ1 ≧ＴA で，且つ急冷の条件で熱処理を施す。
次いで，Ｆｅ系素材のマトリックスへのＣ固溶量が０．
１６ｗｔ％であるときの温度がＴS １であり，また前記
Ｃ固溶量が０．４０ｗｔ％であるときの温度がＴS ２で
あるとき，そのＦｅ系素材に加熱温度Ｔ2 をＴS １≦Ｔ
2 ≦ＴS ２に設定した熱処理を施す。
による機械的特性の劣化のないＦｅ系部材を製造する。 【解決手段】 ０．６ｗｔ％≦Ｃ≦１．０ｗｔ％， Ｓｉ＜２．２ｗｔ％， ０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％， ０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％， Ｎｉ（ｗｔ％）／Ｍｎ（ｗｔ％）≦１．１２， ０．３ｗｔ％≦ＡＥ≦１．５ｗｔ％ および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなり，ＡＥはＴ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ，ＷおよびＭｏから選択される少なくとも
一種の合金元素であるＦｅ系素材を用意する。Ｆｅ系素
材のＡｃｍ温度がＴA であるとき，そのＦｅ系素材に加
熱温度Ｔ1 ≧ＴA で，且つ急冷の条件で熱処理を施す。
次いで，Ｆｅ系素材のマトリックスへのＣ固溶量が０．
１６ｗｔ％であるときの温度がＴS １であり，また前記
Ｃ固溶量が０．４０ｗｔ％であるときの温度がＴS ２で
あるとき，そのＦｅ系素材に加熱温度Ｔ2 をＴS １≦Ｔ
2 ≦ＴS ２に設定した熱処理を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高ヤング率高靱性Ｆ
ｅ系部材の製造方法に関する。
ｅ系部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来，Ｆｅ系部材において，そのヤング
率を向上させるための方法としては，Ｆｅ系部材のマト
リックスに，高いヤング率を持つ強化用繊維，強化用粒
子等の分散材を複合させる，という方法が公知である。
率を向上させるための方法としては，Ｆｅ系部材のマト
リックスに，高いヤング率を持つ強化用繊維，強化用粒
子等の分散材を複合させる，という方法が公知である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来法に
よると，分散材がマトリックスに凝集したり，また分散
材の表面性状が悪い場合には，Ｆｅ系部材の靱性が大い
に損われる，という問題があった。
よると，分散材がマトリックスに凝集したり，また分散
材の表面性状が悪い場合には，Ｆｅ系部材の靱性が大い
に損われる，という問題があった。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は，特定組成のＦ
ｅ系素材に，特定の熱処理を施すことによって特定の金
属組織を現出させ，これにより高ヤング率高靱性を兼備
し，また冷間加工性が良く，その上，溶接による機械的
特性の劣化のないＦｅ系部材を量産することのできる前
記製造方法を提供することを目的とする。
ｅ系素材に，特定の熱処理を施すことによって特定の金
属組織を現出させ，これにより高ヤング率高靱性を兼備
し，また冷間加工性が良く，その上，溶接による機械的
特性の劣化のないＦｅ系部材を量産することのできる前
記製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】前記目的を達成するため本発明によれば， ０．６ｗｔ％≦Ｃ≦１．０ｗｔ％， Ｓｉ＜２．２ｗｔ％， ０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％， ０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％， Ｎｉ（ｗｔ％）／Ｍｎ（ｗｔ％）≦１．１２， ０．３ｗｔ％≦ＡＥ≦１．５ｗｔ％ および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなり，前記ＡＥ
はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，ＷおよびＭｏから選択される少なく
とも一種の合金元素であるＦｅ系素材を用意し，前記Ｆ
ｅ系素材のＡ3 温度がＴA ３であるとき，そのＦｅ系素
材に加熱温度Ｔ1 をＴ1 ≧ＴA ３に，また冷却条件を急
冷にそれぞれ設定した熱処理を施す第１工程と，前記Ｆ
ｅ系素材のマトリックスへのＣ固溶量が０．１６ｗｔ％
であるときの温度がＴS １であり，また前記Ｃ固溶量が
０．４０ｗｔ％であるときの温度がＴS ２であるとき，
そのＦｅ系素材に加熱温度Ｔ2 をＴS １≦Ｔ2 ≦ＴS ２
に設定した熱処理を施す第２工程とを順次行う高ヤング
率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法が提供される。
はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，ＷおよびＭｏから選択される少なく
とも一種の合金元素であるＦｅ系素材を用意し，前記Ｆ
ｅ系素材のＡ3 温度がＴA ３であるとき，そのＦｅ系素
材に加熱温度Ｔ1 をＴ1 ≧ＴA ３に，また冷却条件を急
冷にそれぞれ設定した熱処理を施す第１工程と，前記Ｆ
ｅ系素材のマトリックスへのＣ固溶量が０．１６ｗｔ％
であるときの温度がＴS １であり，また前記Ｃ固溶量が
０．４０ｗｔ％であるときの温度がＴS ２であるとき，
そのＦｅ系素材に加熱温度Ｔ2 をＴS １≦Ｔ2 ≦ＴS ２
に設定した熱処理を施す第２工程とを順次行う高ヤング
率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法が提供される。
【０００６】前記組成のＦｅ系素材に前記第１工程の熱
処理を施すと，その凝固組織は１次熱処理組織に改変さ
れる。その１次熱処理組織は，例えばマルテンサイトよ
りなるマトリックス，多数の塊状残留γ相等より構成さ
れる。第１工程において，前記条件を変化させると，前
記のような１次熱処理組織を得ることができない。また
急冷に当っては，その冷却速度ＣＲを通常の油冷，強制
空冷レベル以上，したがってＣＲ≧２５０℃／min に設
定するもので，これには，例えば油冷，水冷等が適用さ
れる。
処理を施すと，その凝固組織は１次熱処理組織に改変さ
れる。その１次熱処理組織は，例えばマルテンサイトよ
りなるマトリックス，多数の塊状残留γ相等より構成さ
れる。第１工程において，前記条件を変化させると，前
記のような１次熱処理組織を得ることができない。また
急冷に当っては，その冷却速度ＣＲを通常の油冷，強制
空冷レベル以上，したがってＣＲ≧２５０℃／min に設
定するもので，これには，例えば油冷，水冷等が適用さ
れる。
【０００７】次いで，１次熱処理組織を持つＦｅ系素材
に，前記第２工程の熱処理を施すと，その１次熱処理組
織は２次熱処理組織に改変される。第２工程において
は，マトリックスは，それへのＣ固溶量ＳＣが０．１６
ｗｔ％≦ＳＣ≦０．４０ｗｔ％に抑制され，それに応じ
て微細な粒状炭化物の析出が促進されると共に前記合金
元素ＡＥの作用もあって亜共析組織となる。そのため，
２次熱処理組織は，亜共析組織よりなるマトリックス
に，多数の微細粒状炭化物，多数の粒状黒鉛，多数の塊
状析出γ相等を分散させたものとなる。第２工程の加熱
時間ｔは，３０min≦ｔ≦１８０min が適当である。こ
の２次熱処理組織には微細な短繊維状炭化物が含まれる
こともある。
に，前記第２工程の熱処理を施すと，その１次熱処理組
織は２次熱処理組織に改変される。第２工程において
は，マトリックスは，それへのＣ固溶量ＳＣが０．１６
ｗｔ％≦ＳＣ≦０．４０ｗｔ％に抑制され，それに応じ
て微細な粒状炭化物の析出が促進されると共に前記合金
元素ＡＥの作用もあって亜共析組織となる。そのため，
２次熱処理組織は，亜共析組織よりなるマトリックス
に，多数の微細粒状炭化物，多数の粒状黒鉛，多数の塊
状析出γ相等を分散させたものとなる。第２工程の加熱
時間ｔは，３０min≦ｔ≦１８０min が適当である。こ
の２次熱処理組織には微細な短繊維状炭化物が含まれる
こともある。
【０００８】２次熱処理組織において，微細粒状炭化物
はＦｅ系部材のヤング率向上に寄与し，また塊状析出γ
相はＦｅ系部材の靱性向上に寄与する。マトリックスが
過共析組織である場合，溶接を行うと網目状炭化物が生
成されてＦｅ系部材の機械的特性が劣化するが，このよ
うな不具合は，前記のようにマトリックスを亜共析組織
とすることによって回避される。
はＦｅ系部材のヤング率向上に寄与し，また塊状析出γ
相はＦｅ系部材の靱性向上に寄与する。マトリックスが
過共析組織である場合，溶接を行うと網目状炭化物が生
成されてＦｅ系部材の機械的特性が劣化するが，このよ
うな不具合は，前記のようにマトリックスを亜共析組織
とすることによって回避される。
【０００９】第２工程において，加熱温度Ｔ2 がＴ2 ＜
ＴS １ではマトリックスへのＣ固溶量ＣＳが少なく，ま
た微細粒状炭化物の析出量も少ない。一方，加熱温度Ｔ
2 がＴ2 ＞ＴS ２では前記Ｃ固溶量ＣＳが増加する反
面，微細粒状炭化物の析出量が減少する。加熱時間ｔ＜
３０min の場合は，Ｔ2 ＜ＴS １の場合に，一方，Ｔ＞
１８０min の場合はＴ2 ＞ＴS ２の場合にそれぞれ該当
する。
ＴS １ではマトリックスへのＣ固溶量ＣＳが少なく，ま
た微細粒状炭化物の析出量も少ない。一方，加熱温度Ｔ
2 がＴ2 ＞ＴS ２では前記Ｃ固溶量ＣＳが増加する反
面，微細粒状炭化物の析出量が減少する。加熱時間ｔ＜
３０min の場合は，Ｔ2 ＜ＴS １の場合に，一方，Ｔ＞
１８０min の場合はＴ2 ＞ＴS ２の場合にそれぞれ該当
する。
【００１０】前記Ｆｅ系素材の組成において，Ｃは，ヤ
ング率向上に寄与する微細粒状炭化物を生成する。この
微細粒状炭化物の生成量を増すため，Ｃを多く添加する
必要があり，そこで，Ｃ含有量の下限値を０．６ｗｔ％
とした。一方，Ｃ＞１．０ｗｔ％では，炭化物量が過多
となるためＦｅ系部材が脆化する。
ング率向上に寄与する微細粒状炭化物を生成する。この
微細粒状炭化物の生成量を増すため，Ｃを多く添加する
必要があり，そこで，Ｃ含有量の下限値を０．６ｗｔ％
とした。一方，Ｃ＞１．０ｗｔ％では，炭化物量が過多
となるためＦｅ系部材が脆化する。
【００１１】Ｓｉは，脱酸および黒鉛化を促進すると共
にα相に固溶してそれを強化する。Ｓｉ含有量を多くす
ると，黒鉛量が増すので，Ｓｉ含有量はＳｉ＜２．２ｗ
ｔ％，好ましくは，Ｓｉ≦１．０ｗｔ％に設定される。
にα相に固溶してそれを強化する。Ｓｉ含有量を多くす
ると，黒鉛量が増すので，Ｓｉ含有量はＳｉ＜２．２ｗ
ｔ％，好ましくは，Ｓｉ≦１．０ｗｔ％に設定される。
【００１２】Ｍｎは，脱酸および微細粒状炭化物の生成
を促進し，またα相，γ相および黒鉛の共存域を拡張す
る効果を有する。ただし，Ｍｎ含有量がＭｎ＜０．９ｗ
ｔ％では前記炭化物の生成が減少し，一方，Ｍｎ＞１．
７ｗｔ％ではＦｅ系部材が脆化する。
を促進し，またα相，γ相および黒鉛の共存域を拡張す
る効果を有する。ただし，Ｍｎ含有量がＭｎ＜０．９ｗ
ｔ％では前記炭化物の生成が減少し，一方，Ｍｎ＞１．
７ｗｔ％ではＦｅ系部材が脆化する。
【００１３】Ｎｉは，γ相生成元素であって，常温下で
析出γ相を僅かに存在させてそこに不純物を取籠め，こ
れによりＦｅ系部材の靱性を向上させる効果を有する。
このような効果を得るためにはＮｉ含有量を約１ｗｔ％
に設定するのが望ましい。またＮｉは両温度ＴS １，Ｔ
S ２間の温度差ΔＴを拡張する上で，顕著な効果を発揮
する。さらにＮｉは，Ｍｎとの協働で，Ｆｅ系部材の常
温下での伸びを高め，曲げ特性を向上させて冷間加工性
を良好にする効果を持つ。ただし，Ｎｉ含有量がＮｉ＜
０．５ｗｔ％では前記諸効果を得ることができず，一
方，Ｎｉ＞１．５ｗｔ％に設定しても前記温度差ΔＴの
拡張量は変わらない。
析出γ相を僅かに存在させてそこに不純物を取籠め，こ
れによりＦｅ系部材の靱性を向上させる効果を有する。
このような効果を得るためにはＮｉ含有量を約１ｗｔ％
に設定するのが望ましい。またＮｉは両温度ＴS １，Ｔ
S ２間の温度差ΔＴを拡張する上で，顕著な効果を発揮
する。さらにＮｉは，Ｍｎとの協働で，Ｆｅ系部材の常
温下での伸びを高め，曲げ特性を向上させて冷間加工性
を良好にする効果を持つ。ただし，Ｎｉ含有量がＮｉ＜
０．５ｗｔ％では前記諸効果を得ることができず，一
方，Ｎｉ＞１．５ｗｔ％に設定しても前記温度差ΔＴの
拡張量は変わらない。
【００１４】この場合，ＭｎおよびＮｉの含有量の比
が，Ｎｉ（ｗｔ％）／Ｍｎ（ｗｔ％）＞１．１２になる
と，Ｆｅ系部材の黒鉛量が増してそのヤング率が低下す
る。
が，Ｎｉ（ｗｔ％）／Ｍｎ（ｗｔ％）＞１．１２になる
と，Ｆｅ系部材の黒鉛量が増してそのヤング率が低下す
る。
【００１５】合金元素ＡＥであるＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗお
よびＭｏはＦｅやＭｎよりも活性であるため早期に炭化
物を生成し，マトリックスのＣ濃度を低下させてそれを
亜共析組織にする作用を有する。これにより，Ｆｅ系部
材の溶接に起因した機械的特性の劣化を防止し，また冷
間加工性を向上させることができる。特に，Ｔｉは脱酸
効果もあり，またその炭化物は比剛性が高い，といった
利点を持つ。さらに合金元素ＡＥを二種以上組合わせて
添加すると，炭化物微細化効果が発生する。この場合，
ＴｉおよびＮｂはγ相の凝固終了よりも速く炭化物を生
成するので，その炭化物がγ相の核となる。したがっ
て，ＴｉおよびＮｂの炭化物が結晶粒界に存在してＦｅ
系部材の靱性を阻害する，というような不具合は生じな
い。一方，Ｖ，ＷおよびＭｏの炭化物は第２工程でγ相
に固溶して粒状に析出するため，Ｆｅ系部材の靱性の低
下を最小限に抑えることができる。
よびＭｏはＦｅやＭｎよりも活性であるため早期に炭化
物を生成し，マトリックスのＣ濃度を低下させてそれを
亜共析組織にする作用を有する。これにより，Ｆｅ系部
材の溶接に起因した機械的特性の劣化を防止し，また冷
間加工性を向上させることができる。特に，Ｔｉは脱酸
効果もあり，またその炭化物は比剛性が高い，といった
利点を持つ。さらに合金元素ＡＥを二種以上組合わせて
添加すると，炭化物微細化効果が発生する。この場合，
ＴｉおよびＮｂはγ相の凝固終了よりも速く炭化物を生
成するので，その炭化物がγ相の核となる。したがっ
て，ＴｉおよびＮｂの炭化物が結晶粒界に存在してＦｅ
系部材の靱性を阻害する，というような不具合は生じな
い。一方，Ｖ，ＷおよびＭｏの炭化物は第２工程でγ相
に固溶して粒状に析出するため，Ｆｅ系部材の靱性の低
下を最小限に抑えることができる。
【００１６】ただし，合金元素ＡＥの含有量がＡＥ＜
０．３ｗｔ％ではマトリックスが過共析組織化するので
好ましくなく，一方，ＡＥ＞１．５ｗｔ％ではγ相の結
晶粒界に存在する炭化物量が，体積分率ＶｆでＶｆ＞２
％となるためＦｅ系部材の靱性が損われる。上限値は，
特に，Ｔｉで１．２ｗｔ％，Ｖで１．２７ｗｔ％であ
る。
０．３ｗｔ％ではマトリックスが過共析組織化するので
好ましくなく，一方，ＡＥ＞１．５ｗｔ％ではγ相の結
晶粒界に存在する炭化物量が，体積分率ＶｆでＶｆ＞２
％となるためＦｅ系部材の靱性が損われる。上限値は，
特に，Ｔｉで１．２ｗｔ％，Ｖで１．２７ｗｔ％であ
る。
【００１７】Ｆｅ系素材には，前記合金元素の外に，必
要に応じてＡｌおよびＮが添加される。Ａｌは，Ｍｎと
同様に脱酸ならびにα相，γ相および黒鉛の共存域拡張
効果を有し，またα相および黒鉛生成元素でもある。Ａ
ｌ含有量の通常の上限値は１．２ｗｔ％である。Ｎは，
僅かな添加量でα相，γ相および黒鉛の共存域拡張効果
を発揮する。ただし，マトリックスに固溶しきれない
と，空孔となって部材の機械的特性を劣化させ，また黒
鉛の核になって黒鉛量の増加をもたらす。そのためＮ含
有量の上限値は０．４５ｗｔ％に設定される。
要に応じてＡｌおよびＮが添加される。Ａｌは，Ｍｎと
同様に脱酸ならびにα相，γ相および黒鉛の共存域拡張
効果を有し，またα相および黒鉛生成元素でもある。Ａ
ｌ含有量の通常の上限値は１．２ｗｔ％である。Ｎは，
僅かな添加量でα相，γ相および黒鉛の共存域拡張効果
を発揮する。ただし，マトリックスに固溶しきれない
と，空孔となって部材の機械的特性を劣化させ，また黒
鉛の核になって黒鉛量の増加をもたらす。そのためＮ含
有量の上限値は０．４５ｗｔ％に設定される。
【００１８】
【発明の実施の形態】表１は，実施例で使用するＦｅ系
素材ａおよび比較例で使用するＦｅ系素材ｂの組成を示
す。両Ｆｅ系素材ａ，ｂは金型鋳造法により鋳造された
ものである。
素材ａおよび比較例で使用するＦｅ系素材ｂの組成を示
す。両Ｆｅ系素材ａ，ｂは金型鋳造法により鋳造された
ものである。
【００１９】
【表１】
【００２０】Ｆｅ系素材ａのＡ3 温度ＴA ３，Ｆｅ系素
材ｂのＡｃｍ温度ＴA ，Ｃ固溶量ＣＳ＝０．１６ｗｔ％
のときの温度ＴS １およびＣＳ＝０．４０ｗｔ％のとき
の温度ＴS ２は表２の通りである。
材ｂのＡｃｍ温度ＴA ，Ｃ固溶量ＣＳ＝０．１６ｗｔ％
のときの温度ＴS １およびＣＳ＝０．４０ｗｔ％のとき
の温度ＴS ２は表２の通りである。
【００２１】
【表２】
【００２２】両Ｆｅ系素材ａ，ｂを用い，表２，図１，
図２に示す条件にて第１，第２工程を行って，Ｆｅ系素
材ａに対応するＦｅ系部材Ａと，Ｆｅ系素材ｂに対応す
るＦｅ系部材Ｂをそれぞれ製造した。第１工程を経たＦ
ｅ系素材ａの１次熱処理組織は，マルテンサイトよりな
るマトリックス，多数の塊状残留γ相等より構成され
る。Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織は，亜共析組織より
なるマトリックス，多数の微細粒状炭化物（主としてＦ
ｅ3 Ｃ），多数の粒状黒鉛，多数の塊状析出γ相等より
構成される。
図２に示す条件にて第１，第２工程を行って，Ｆｅ系素
材ａに対応するＦｅ系部材Ａと，Ｆｅ系素材ｂに対応す
るＦｅ系部材Ｂをそれぞれ製造した。第１工程を経たＦ
ｅ系素材ａの１次熱処理組織は，マルテンサイトよりな
るマトリックス，多数の塊状残留γ相等より構成され
る。Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織は，亜共析組織より
なるマトリックス，多数の微細粒状炭化物（主としてＦ
ｅ3 Ｃ），多数の粒状黒鉛，多数の塊状析出γ相等より
構成される。
【００２３】この２次熱処理組織において，微細炭化物
である微細粒状炭化物はＦｅ系部材Ａのヤング率向上に
寄与する。この場合，１μｍ2 当りの微細粒状炭化物の
平均個数は１．０５個以上であることが望ましい。この
微細粒状炭化物量は，金属顕微鏡等による金属組織の画
像解析を行って，１μｍ2 当りの微細粒状炭化物の数を
複数箇所について求め，それらの平均値を算出する，と
いった方法で求められた。２次熱処理組織に前述の微細
な短繊維状炭化物が含まれる場合にはそれもＦｅ系部材
Ａのヤング率向上に寄与する。
である微細粒状炭化物はＦｅ系部材Ａのヤング率向上に
寄与する。この場合，１μｍ2 当りの微細粒状炭化物の
平均個数は１．０５個以上であることが望ましい。この
微細粒状炭化物量は，金属顕微鏡等による金属組織の画
像解析を行って，１μｍ2 当りの微細粒状炭化物の数を
複数箇所について求め，それらの平均値を算出する，と
いった方法で求められた。２次熱処理組織に前述の微細
な短繊維状炭化物が含まれる場合にはそれもＦｅ系部材
Ａのヤング率向上に寄与する。
【００２４】また析出γ相は不純物を取籠めてＦｅ系部
材Ａの靱性向上に寄与し，そのためには析出γ相の含有
量ｄはｄ≧０．２５ｗｔ％であることが望ましい。この
析出γ相の含有量ｄは，Thermo-Calc 等の熱力学データ
ベースを用いて，状態図から析出γ相を算出する，とい
った方法で求められた。
材Ａの靱性向上に寄与し，そのためには析出γ相の含有
量ｄはｄ≧０．２５ｗｔ％であることが望ましい。この
析出γ相の含有量ｄは，Thermo-Calc 等の熱力学データ
ベースを用いて，状態図から析出γ相を算出する，とい
った方法で求められた。
【００２５】両Ｆｅ系部材Ａ，Ｂについて，前記方法に
より１μｍ2 当りの微細粒状炭化物の平均個数および析
出γ相の含有量ｄを求め，また引張り試験を行って，そ
れらの引張強さおよびヤング率を求め，さらにシャルピ
ー衝撃試験を行ってシャルピー衝撃値を求めたところ，
表３の結果を得た。
より１μｍ2 当りの微細粒状炭化物の平均個数および析
出γ相の含有量ｄを求め，また引張り試験を行って，そ
れらの引張強さおよびヤング率を求め，さらにシャルピ
ー衝撃試験を行ってシャルピー衝撃値を求めたところ，
表３の結果を得た。
【００２６】
【表３】
【００２７】表３から明らかなように，実施例によるＦ
ｅ系部材Ａは，比較例によるＦｅ系部材Ｂに比べて，引
張強さは若干劣るがヤング率およびシャルピー衝撃値は
それぞれ優れており，したがって高ヤング率および高靱
性を兼備することが判る。
ｅ系部材Ａは，比較例によるＦｅ系部材Ｂに比べて，引
張強さは若干劣るがヤング率およびシャルピー衝撃値は
それぞれ優れており，したがって高ヤング率および高靱
性を兼備することが判る。
【００２８】次に，Ｆｅ系部材Ａ，Ｂについて次のよう
な曲げ試験を行った。即ち，先ずＦｅ系部材Ａ，ＢをＶ
ブロックを用いて９０°に曲げた。Ｆｅ系部材Ａには何
等欠陥は発生していなかったが，Ｆｅ系部材Ｂにはクラ
ックが発生した。次に９０°曲げたＦｅ系部材Ａを両片
が重なり合うように曲げる，つまり１８０°曲げを行っ
たが，Ｆｅ系部材Ａにはクラック等の欠陥の発生は認め
られなかった。このことから，実施例によれば冷間加工
性の良いＦｅ系部材Ａを得ることができる，ということ
が判明した。
な曲げ試験を行った。即ち，先ずＦｅ系部材Ａ，ＢをＶ
ブロックを用いて９０°に曲げた。Ｆｅ系部材Ａには何
等欠陥は発生していなかったが，Ｆｅ系部材Ｂにはクラ
ックが発生した。次に９０°曲げたＦｅ系部材Ａを両片
が重なり合うように曲げる，つまり１８０°曲げを行っ
たが，Ｆｅ系部材Ａにはクラック等の欠陥の発生は認め
られなかった。このことから，実施例によれば冷間加工
性の良いＦｅ系部材Ａを得ることができる，ということ
が判明した。
【００２９】次に，Ｆｅ系部材Ａ，Ｂにおける溶接後の
引張強さおよびヤング率について考察した。溶接に当っ
ては，直径３mmの丸棒状Ｆｅ系部材Ａ，Ｂをそれぞれそ
の長手方向２分の１の位置で切断し，次いでそれらの両
半部の断面を平滑に研磨し，その後それらの両半部の断
面相互を当接させてプロジェクション溶接を行う，とい
った方法を採用した。図３は溶接前，後におけるＦｅ系
部材Ａ，Ｂの引張強さおよびヤング率を示す。図中，
Ａ，ＢはＦｅ系部材Ａ，Ｂにそれぞれ対応する。図３か
ら明らかなように，Ｆｅ系部材Ａの場合は，引張強さお
よびヤング率に関する変動が溶接前後においてそれ程大
きくないが，Ｆｅ系部材Ｂの場合，溶接後において，引
張強さが大きく低下していることが判る。これは，主と
してＦｅ系部材ＢがＴｉを含有していないことに起因す
る。
引張強さおよびヤング率について考察した。溶接に当っ
ては，直径３mmの丸棒状Ｆｅ系部材Ａ，Ｂをそれぞれそ
の長手方向２分の１の位置で切断し，次いでそれらの両
半部の断面を平滑に研磨し，その後それらの両半部の断
面相互を当接させてプロジェクション溶接を行う，とい
った方法を採用した。図３は溶接前，後におけるＦｅ系
部材Ａ，Ｂの引張強さおよびヤング率を示す。図中，
Ａ，ＢはＦｅ系部材Ａ，Ｂにそれぞれ対応する。図３か
ら明らかなように，Ｆｅ系部材Ａの場合は，引張強さお
よびヤング率に関する変動が溶接前後においてそれ程大
きくないが，Ｆｅ系部材Ｂの場合，溶接後において，引
張強さが大きく低下していることが判る。これは，主と
してＦｅ系部材ＢがＴｉを含有していないことに起因す
る。
【００３０】次に，Ｆｅ系部材Ａ，Ｂにおける人工時効
後の引張強さおよびヤング率について考察した。図４，
５はそれぞれ５００℃時効前，後および７００℃時効
前，後におけるＦｅ系部材Ａ，Ｂにおける引張強さおよ
びヤング率を示す。図中，Ａ，ＢはＦｅ系部材Ａ，Ｂに
それぞれ対応する。図４から明らかなように，５００℃
時効前，後における引張強さおよびヤング率の変動は，
Ｆｅ系部材Ａの方がＦｅ系部材Ｂに比べて小さいことが
判る。一方，７００℃時効前，後においては，図５から
明らかなように，ヤング率の変動がＦｅ系部材Ａについ
て小さいことが判る。そして，図４，５より，Ｆｅ系部
材Ａのヤング率は経時的に殆ど変化しない，と言える。
後の引張強さおよびヤング率について考察した。図４，
５はそれぞれ５００℃時効前，後および７００℃時効
前，後におけるＦｅ系部材Ａ，Ｂにおける引張強さおよ
びヤング率を示す。図中，Ａ，ＢはＦｅ系部材Ａ，Ｂに
それぞれ対応する。図４から明らかなように，５００℃
時効前，後における引張強さおよびヤング率の変動は，
Ｆｅ系部材Ａの方がＦｅ系部材Ｂに比べて小さいことが
判る。一方，７００℃時効前，後においては，図５から
明らかなように，ヤング率の変動がＦｅ系部材Ａについ
て小さいことが判る。そして，図４，５より，Ｆｅ系部
材Ａのヤング率は経時的に殆ど変化しない，と言える。
【００３１】図６は，Ｆｅ系部材における１μｍ2 当り
の微細粒状炭化物の平均個数とヤング率との関係を示
す。図６より，その平均個数を１．０５個以上に設定す
るとＦｅ系部材のヤング率が大幅に向上することが判
る。
の微細粒状炭化物の平均個数とヤング率との関係を示
す。図６より，その平均個数を１．０５個以上に設定す
るとＦｅ系部材のヤング率が大幅に向上することが判
る。
【００３２】
【発明の効果】本発明によれば，前記のような特定の手
段を採用することによって，高ヤング率で，且つ高靱性
であると共に冷間加工性が良く，また溶接による機械的
特性の劣化のないＦｅ系部材を量産することができる。
段を採用することによって，高ヤング率で，且つ高靱性
であると共に冷間加工性が良く，また溶接による機械的
特性の劣化のないＦｅ系部材を量産することができる。
【図１】Ｆｅ系部材Ａを得るための熱サイクルを示す。
【図２】Ｆｅ系部材Ｂを得るための熱サイクルを示す。
【図３】Ｆｅ系部材Ａ，Ｂに関する溶接前，後の引張強
さおよびヤング率を示すグラフである。
さおよびヤング率を示すグラフである。
【図４】Ｆｅ系部材Ａ，Ｂに関する５００℃時効前，後
の引張強さおよびヤング率を示すグラフである。
の引張強さおよびヤング率を示すグラフである。
【図５】Ｆｅ系部材Ａ，Ｂに関する７００℃時効前，後
の引張強さおよびヤング率を示すグラフである。
の引張強さおよびヤング率を示すグラフである。
【図６】Ｆｅ系部材における１μｍ2 当りの微細粒状炭
化物の平均個数とヤング率との関係を示すグラフであ
る。
化物の平均個数とヤング率との関係を示すグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 101:12）
Claims (2)
- 【請求項１】 ０．６ｗｔ％≦Ｃ≦１．０ｗｔ％， Ｓｉ＜２．２ｗｔ％， ０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％， ０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％， Ｎｉ（ｗｔ％）／Ｍｎ（ｗｔ％）≦１．１２， ０．３ｗｔ％≦ＡＥ≦１．５ｗｔ％ および不可避不純物を含む残部Ｆｅよりなり，前記ＡＥ
はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，ＷおよびＭｏから選択される少なく
とも一種の合金元素であるＦｅ系素材を用意し，前記Ｆ
ｅ系素材のＡ3 温度がＴA ３であるとき，そのＦｅ系素
材に加熱温度Ｔ1 をＴ1 ≧ＴA ３に，また冷却条件を急
冷にそれぞれ設定した熱処理を施す第１工程と，前記Ｆ
ｅ系素材のマトリックスへのＣ固溶量が０．１６ｗｔ％
であるときの温度がＴS １であり，また前記Ｃ固溶量が
０．４０ｗｔ％であるときの温度がＴS ２であるとき，
そのＦｅ系素材に加熱温度Ｔ2 をＴS １≦Ｔ2 ≦ＴS ２
に設定した熱処理を施す第２工程とを順次行うことを特
徴とする高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法。 - 【請求項２】 前記第２工程では多数の微細炭化物およ
び多数の塊状をなすγ相が析出し，１μｍ2 当りの前記
微細炭化物の平均個数は１．０５個以上であり，また前
記塊状析出γ相の含有量ｄがｄ≧０．２５ｗｔ％であ
る，請求項１記載の高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造
方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18591199A JP2001011532A (ja) | 1999-06-30 | 1999-06-30 | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
| US09/376,051 US6537397B1 (en) | 1998-08-18 | 1999-08-17 | Process for producing Fe-based member having high young's modulus, and Fe-based member having high young's modulus and high toughness |
| DE19938936A DE19938936C2 (de) | 1998-08-18 | 1999-08-17 | Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Elastizitätsmodul und ein Teil auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Elastizitätsmodul und hoher Zähigkeit |
| CN99117923A CN1082094C (zh) | 1998-08-18 | 1999-08-18 | 生产具有高杨氏模量和高韧性的铁基工件的方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18591199A JP2001011532A (ja) | 1999-06-30 | 1999-06-30 | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001011532A true JP2001011532A (ja) | 2001-01-16 |
Family
ID=16179046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18591199A Withdrawn JP2001011532A (ja) | 1998-08-18 | 1999-06-30 | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001011532A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101709137B1 (ko) | 2015-08-13 | 2017-02-23 | 주식회사 포스코 | 전로 조업 방법 |
-
1999
- 1999-06-30 JP JP18591199A patent/JP2001011532A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101709137B1 (ko) | 2015-08-13 | 2017-02-23 | 주식회사 포스코 | 전로 조업 방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051205 |
|
| A761 | Written withdrawal of application |
Effective date: 20061106 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A761 |