JP2013253277A - マルエージング鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】従来と比較して、疲労強度が高く、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高いマルエージング鋼の提供。
【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼で、さらにＴａ、Ｖを含有する。質量％表示で、Ｎｉを１０．０〜３０．０％、および／または、Ｃｏを７．０〜２０．０％、および／または、Ｍｏを１．０〜１０．０％、および／または、Ｗを０．０５〜１０．０％、および／または、Ｔａを０〜５．０％、および／または、Ｖを０〜５．０％、および／または、Ａｌを０〜３．０％含有する。
【選択図】なし
【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼で、さらにＴａ、Ｖを含有する。質量％表示で、Ｎｉを１０．０〜３０．０％、および／または、Ｃｏを７．０〜２０．０％、および／または、Ｍｏを１．０〜１０．０％、および／または、Ｗを０．０５〜１０．０％、および／または、Ｔａを０〜５．０％、および／または、Ｖを０〜５．０％、および／または、Ａｌを０〜３．０％含有する。
【選択図】なし
Description
本発明はマルエージング鋼に関する。
マルエージング鋼はＮｉを含み、さらに強化元素としてＣｏ、Ｍｏ、Ｔｉ等を含む時効硬化型の高合金鋼であり、強度が高く、靭性に優れ、塑性加工時の加工硬化が小さく、時効処理によるひずみの発生が少ない等の優れた特性を有する。このような特性を活かし、現在、マルエージング鋼は航空機エンジンの構造材、ロケット用部品、遠心分離機用部材、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型、ゴルフクラブヘッドの素材等として用いられている。
マルエージング鋼は、靭性に富んだｂｃｃマルテンサイトの基質にＮｉ3ＭｏおよびＮｉ3Ｔｉが微細に析出して高強度化したものである。また、時効硬化機構について、時効過程における硬化の８０％は時効初期に出現するＴｉの関与した短範囲規則格子の形成にかかるものであり、ついでＮｉ3Ｔｉ（およびＮｉ3Ａｌ）の析出による硬化が起こるが、時効後期にはさらにＦｅ2Ｍｏが析出して軟化を防いでいるとの報告もある（非特許文献１参照）。さらに、マルエージング鋼に含まれる各合金元素の硬度に対する効果をＭｏのそれと比較すると、Ｎｉは０．６、Ｃｏは０．４、Ｔｉは６、Ａｌは１０となること、すなわちＴｉの硬度への影響が非常に大きいことを示す報告もある（非特許文献２参照）。
このようにマルエージング鋼の優れた特性には、Ｔｉが大きく関与していると考えられる。
このようにマルエージング鋼の優れた特性には、Ｔｉが大きく関与していると考えられる。
一方、マルエージング鋼は上記のような優れた特性を有するものの、疲労強度のばらつきが大きく、この原因は、マルエージング鋼の内部のＴｉＮ（またはＴｉ（Ｃ、Ｎ））の形態の介在物が起点となって疲労破壊が起こるためと考えられている。
したがって、Ｔｉを低減すればＴｉＮを低減できるので高位で安定した疲労強度を有するマルエージング鋼が得られるものの、一方で引張強さや硬度が低下する可能性がある。また、ＴｉＮを低減するにはＴｉではなくＮを低減することも有効であると考えられるが、極端なＮの低減は量産溶解設備では限界があり、製造コストも増大してしまう。
そこでＴｉを低減することで疲労強度が高く、かつ従来と同等の引張強さ、硬度、靭性等を備えるマルエージング鋼が、従来、いくつか提案された。
例えば特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＯの含有率が特定値以下であり、ＮｉおよびＭｏを特定量含み、Ｃｏ含有率が７．０質量％未満であり、Ｔｉ含有率が０．１質量％以下であり、残部は実質的にＦｅからなることを特徴とする高疲労強度を有するマルエージング鋼が記載されている。そしてこのようなマルエージング鋼は、疲労強度向上に有害な介在物ＴｉＮ低減のためにＴｉ、Ｎをともに低く抑え、かつ安価にするためにＣｏを低くしたマルエージング鋼であり、ＴｉおよびＣｏ低減による引張強度低下をＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の少量添加等によって補ったものであると記載されている。また、引張強度、疲労強度を向上させるため、結晶粒微細化が有効であり、Ｂの微量添加およびＢとともにＮｂ、Ｔａ、Ｗ等を同時に適量添加することによって、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ等の析出強化元素を含む低Ｔｉ、低Ｃｏマルエージング鋼の結晶粒を微細化できると記載されている。また、ＴａおよびＷは２．０質量％を超えて添加すると靭性が低下するので、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以上を合計で０．５％以下とすべき旨が記載されている。
また、特許文献２には、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有率が特定値以下であり、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、ＡｌおよびＣｒを特定量含み、Ｃを０．０５〜０．１５重量％含有し、Ｔｉ含有率が０．１０％以下であり、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる合金組成を有する曲げ疲労特性にすぐれた薄帯用鋼が記載されている。そして、このようなマルエージング鋼からなる薄帯用鋼は、Ｃを積極的に添加するものであり、薄帯に加工したものに窒化処理を施した製品が、繰り返し曲げ応力の加わる用途に向けたとき、すぐれた曲げ疲労特性を発揮し、引張り強度や靱性は、従来のマルエージング鋼のそれに、まさるとも劣らないと記載されている。
さらに、例えば特許文献３〜５には、Ｔｉ含有率を低減することで疲労破壊の起点となるＴｉＮを低減したマルエージング鋼が記載されている。
佐藤、外３名、「１８％Ｎｉマルエイジング鋼の時効過程における析出と変態」、川崎製鉄技報Vol.1(1969) No.2、p.148-159
佐藤、外２名、「ロケットチャンバー用１８％Ｎｉマルエイジング鋼の強度と靭性」、川崎製鉄技報Vol.4(1972) No.1、ｐ.60-73
しかしながら、特許文献１に記載のマルエージング鋼はＣｏ含有率が低いため、高い引張強さを確保し難い。また、引張強さを確保するためにＳｉ、Ｍｎを加えているが、このために靭性および延性が低下するものと考えられる。また、ＢとともにＴａ、Ｗを添加することによって性能を向上することができる旨が記載されており、表１に、鋼Ｎｏ１１としてＢとＴａとを含む実施例が、鋼Ｎｏ１５としてＢとＷとを含む実施例が記載されているが、いずれの場合も引張強さは１０００〜１５００Ｎ／ｍｍ2と低位であり、加えて硬度、靭性および延性も低い。また、特許文献１にはＢを含まずＷを含む場合については記載されていない。さらに、ＷとＴａとを同時に含む場合についても記載されていない。
また、特許文献２に記載のマルエージング鋼はＣ含有率が高いため、焼入時に既に硬く、延性が悪い。
さらに、特許文献３〜６に記載のマルエージング鋼はＷを含むものではなく、また、引張強さは１０００〜１５００Ｎ／ｍｍ2と低位であり、硬度、靭性および延性も低い。
また、特許文献２に記載のマルエージング鋼はＣ含有率が高いため、焼入時に既に硬く、延性が悪い。
さらに、特許文献３〜６に記載のマルエージング鋼はＷを含むものではなく、また、引張強さは１０００〜１５００Ｎ／ｍｍ2と低位であり、硬度、靭性および延性も低い。
このように、従来においては、Ｔｉを含まず疲労強度が高位で安定しており、かつ、引張強さ、硬度および延性が十分に高いマルエージング鋼は提案されていなかった。
本発明は上記の課題を解決することを目的としている。
すなわち、本発明の目的は、従来と比較して、疲労強度が高位で安定しており、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高いマルエージング鋼を提供することにある。
すなわち、本発明の目的は、従来と比較して、疲労強度が高位で安定しており、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高いマルエージング鋼を提供することにある。
本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、本発明を完成させた。
本発明は以下の（１）〜（５）である。
（１）Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、
Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、
Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、
さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼。
（２）さらにＴａを含む、上記（１）に記載のマルエージング鋼。
（３）さらにＶを含む、上記（１）または（２）に記載のマルエージング鋼。
（４）質量％表示で、
Ｎｉを１０．０〜３０．０％、および／または、
Ｃｏを７．０〜２０．０％、および／または、
Ｍｏを１．０〜１０．０％、および／または、
Ｗを０．０５〜１０．０％、および／または、
Ｔａを０〜５．０％、および／または、
Ｖを０〜５．０％、および／または、
Ａｌを０〜３．０％含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のマルエージング鋼。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載のマルエージング鋼を主成分とする部分を含む高強度部材。
本発明は以下の（１）〜（５）である。
（１）Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、
Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、
Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、
さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼。
（２）さらにＴａを含む、上記（１）に記載のマルエージング鋼。
（３）さらにＶを含む、上記（１）または（２）に記載のマルエージング鋼。
（４）質量％表示で、
Ｎｉを１０．０〜３０．０％、および／または、
Ｃｏを７．０〜２０．０％、および／または、
Ｍｏを１．０〜１０．０％、および／または、
Ｗを０．０５〜１０．０％、および／または、
Ｔａを０〜５．０％、および／または、
Ｖを０〜５．０％、および／または、
Ａｌを０〜３．０％含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のマルエージング鋼。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載のマルエージング鋼を主成分とする部分を含む高強度部材。
本発明によれば、従来と比較して、疲労強度が高位で安定しており、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高いマルエージング鋼を提供することができる。
本発明について説明する。
本発明は、Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼である。
このようなマルエージング鋼を、以下では「本発明のマルエージング鋼」ともいう。
本発明は、Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼である。
このようなマルエージング鋼を、以下では「本発明のマルエージング鋼」ともいう。
本発明のマルエージング鋼の各成分について説明する。
以下、特に断りがない限り、含有率の単位を表す「％」は「質量％」を意味するものとする。
なお、本発明のマルエージング鋼のＣ含有率およびＳ含有率は高周波燃焼−赤外線吸収法によって測定して得た値とし、Ｓｉ含有率は二酸化ケイ素重量法によって測定して得た値とし、Ｏ含有率は赤外線吸収法によって測定して得た値とし、Ｎ含有率は熱伝導度法によって測定して得た値とし、その他の成分の含有率はＩＣＰ−ＡＥＳ法によって測定して得た値とする。
以下、特に断りがない限り、含有率の単位を表す「％」は「質量％」を意味するものとする。
なお、本発明のマルエージング鋼のＣ含有率およびＳ含有率は高周波燃焼−赤外線吸収法によって測定して得た値とし、Ｓｉ含有率は二酸化ケイ素重量法によって測定して得た値とし、Ｏ含有率は赤外線吸収法によって測定して得た値とし、Ｎ含有率は熱伝導度法によって測定して得た値とし、その他の成分の含有率はＩＣＰ−ＡＥＳ法によって測定して得た値とする。
＜Ｗ＞
本発明のマルエージング鋼はＷを含む。
本発明のマルエージング鋼は実質的にＴｉを含まず、その代わりにＷを含むので、疲労強度が高く、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高い。本発明者は、Ｔｉを含む場合の組織写真に表れるＴｉＮの部分が、ＴｉをＷに置換した場合の組織写真には表れないことを確認した。
Ｔｉの代わりにＮｂ等をＴｉと同量（原子％）含む場合、疲労強度、引張強さ、硬度、靭性および延性は高くならない。
本発明のマルエージング鋼におけるＷの含有率は特に限定されないものの、０．０５〜１０．０％であることが好ましい。ここでＷ含有率の上限は、７．０％であることがより好ましく、６．０％であることがより好ましく、５．４％であることが好ましく、４．０％であることがより好ましく、３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがより好ましく、１．５％であることがより好ましく、１．０％であることがより好ましく、０．５％であることがさらに好ましい。また、Ｗ含有率の下限は、０．１％であることがより好ましく、０．２％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
Ｗ含有率が高すぎると、硬度が低下する場合がある。
本発明のマルエージング鋼はＷを含む。
本発明のマルエージング鋼は実質的にＴｉを含まず、その代わりにＷを含むので、疲労強度が高く、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高い。本発明者は、Ｔｉを含む場合の組織写真に表れるＴｉＮの部分が、ＴｉをＷに置換した場合の組織写真には表れないことを確認した。
Ｔｉの代わりにＮｂ等をＴｉと同量（原子％）含む場合、疲労強度、引張強さ、硬度、靭性および延性は高くならない。
本発明のマルエージング鋼におけるＷの含有率は特に限定されないものの、０．０５〜１０．０％であることが好ましい。ここでＷ含有率の上限は、７．０％であることがより好ましく、６．０％であることがより好ましく、５．４％であることが好ましく、４．０％であることがより好ましく、３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがより好ましく、１．５％であることがより好ましく、１．０％であることがより好ましく、０．５％であることがさらに好ましい。また、Ｗ含有率の下限は、０．１％であることがより好ましく、０．２％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
Ｗ含有率が高すぎると、硬度が低下する場合がある。
＜Ｔａ＞
本発明のマルエージング鋼はＴａを含まなくてもよいが、Ｔａを含むことが好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＷに加えてＴａを含むと、さらに引張強さが向上する傾向がある。Ｗを含まずＴａのみを含む場合、引張強さが向上し難いことを、本発明者は見出した。
本発明のマルエージング鋼におけるＴａの含有率は特に限定されないものの、０〜５．０％であることが好ましい。ここでＴａ含有率の上限は、３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがより好ましく、１．５％であることがより好ましく、１．２％であることがより好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。また、Ｔａ含有率の下限は、０．１％であることがより好ましく、０．２％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
Ｔａ含有率が高すぎると、マルテンサイト組織が消滅して、引張強さが低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼はＴａを含まなくてもよいが、Ｔａを含むことが好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＷに加えてＴａを含むと、さらに引張強さが向上する傾向がある。Ｗを含まずＴａのみを含む場合、引張強さが向上し難いことを、本発明者は見出した。
本発明のマルエージング鋼におけるＴａの含有率は特に限定されないものの、０〜５．０％であることが好ましい。ここでＴａ含有率の上限は、３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがより好ましく、１．５％であることがより好ましく、１．２％であることがより好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。また、Ｔａ含有率の下限は、０．１％であることがより好ましく、０．２％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましい。
Ｔａ含有率が高すぎると、マルテンサイト組織が消滅して、引張強さが低下する傾向がある。
＜Ｖ＞
本発明のマルエージング鋼はＶを含まなくてもよいが、Ｖを含むことが好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＷに加えてＶを含むと、硬度および延性が向上する傾向がある。特に延性が顕著に向上することを、本発明者は見出した。
本発明のマルエージング鋼におけるＶの含有率は特に限定されないものの、０〜５．０％であることが好ましい。ここでＶ含有率の上限は、４．０％であることがより好ましく、３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがさらに好ましい。また、Ｖ含有率の下限は、０．５％であることがより好ましく、１．０％であることがより好ましく、１．３％であることがさらに好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＶを含まなくてもよいが、Ｖを含むことが好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＷに加えてＶを含むと、硬度および延性が向上する傾向がある。特に延性が顕著に向上することを、本発明者は見出した。
本発明のマルエージング鋼におけるＶの含有率は特に限定されないものの、０〜５．０％であることが好ましい。ここでＶ含有率の上限は、４．０％であることがより好ましく、３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがさらに好ましい。また、Ｖ含有率の下限は、０．５％であることがより好ましく、１．０％であることがより好ましく、１．３％であることがさらに好ましい。
＜Ｗ、Ｔａ、Ｖについて＞
Ｗ、ＴａおよびＶは、各々、上記に示した範囲の含有率であることが好ましいが、Ｗ、ＴａおよびＶの全てを含有する場合、各々が好ましい範囲の含有率でない場合でも性能が向上する場合があることを、本発明者は見出した。本発明者は、Ｗ、ＴａおよびＶの全てを含有する場合、Ｗ、ＴａおよびＶの各成分は相互に作用し、相乗効果を発揮していると推定している。
Ｗ、ＴａおよびＶは、各々、上記に示した範囲の含有率であることが好ましいが、Ｗ、ＴａおよびＶの全てを含有する場合、各々が好ましい範囲の含有率でない場合でも性能が向上する場合があることを、本発明者は見出した。本発明者は、Ｗ、ＴａおよびＶの全てを含有する場合、Ｗ、ＴａおよびＶの各成分は相互に作用し、相乗効果を発揮していると推定している。
＜Ｔｉ＞
本発明のマルエージング鋼はＴｉを実質的に含まない。「実質的に含まない」とは、不可避的不純物として含む場合はあるが、意図的には添加しないことを意味する。通常、不可避的不純物として、Ｔｉは０．０５％程度含む場合がある。Ｔｉ含有率は、０．０５％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。
本発明のマルエージング鋼は実質的にＴｉを含まないので、ＴｉＮやＴｉＣ等の非金属介在物をほとんど含まず、そのために疲労強度が高位で安定する。
本発明のマルエージング鋼はＴｉを実質的に含まない。「実質的に含まない」とは、不可避的不純物として含む場合はあるが、意図的には添加しないことを意味する。通常、不可避的不純物として、Ｔｉは０．０５％程度含む場合がある。Ｔｉ含有率は、０．０５％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。
本発明のマルエージング鋼は実質的にＴｉを含まないので、ＴｉＮやＴｉＣ等の非金属介在物をほとんど含まず、そのために疲労強度が高位で安定する。
＜Ｎｉ＞
本発明のマルエージング鋼はＮｉを含む。
Ｎｉは、マトリクスをオーステナイト組織にし、それを固溶化熱処理温度から室温まで放冷することによりマルテンサイト組織に変えることによって引張強さおよび靱性を向上させ、延性・靱性遷移温度を高くする成分である。また、それとともに、時効によりＭｏおよびＡｌと金属間化合物を形成し、それが析出して二次硬化を引き起こす。
Ｎｉがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＮｉを１０〜３０％含有することが好ましい。ここでＮｉ含有率の上限は２７．０％であることがより好ましく、２４．０％であることがより好ましく、２１．０％であることがさらに好ましい。また、Ｎｉ含有率の下限は、１２．０％であることがより好ましく、１４．０％であることがより好ましく、１６．０％であることがさらに好ましい。
Ｎｉ含有率が高すぎると放冷をしてもオーステナイトが残ってしまい、全体をマルテンサイトにすることができなくなる。Ｎｉ含有率が低すぎると引張強さおよび靭性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼はＮｉを含む。
Ｎｉは、マトリクスをオーステナイト組織にし、それを固溶化熱処理温度から室温まで放冷することによりマルテンサイト組織に変えることによって引張強さおよび靱性を向上させ、延性・靱性遷移温度を高くする成分である。また、それとともに、時効によりＭｏおよびＡｌと金属間化合物を形成し、それが析出して二次硬化を引き起こす。
Ｎｉがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＮｉを１０〜３０％含有することが好ましい。ここでＮｉ含有率の上限は２７．０％であることがより好ましく、２４．０％であることがより好ましく、２１．０％であることがさらに好ましい。また、Ｎｉ含有率の下限は、１２．０％であることがより好ましく、１４．０％であることがより好ましく、１６．０％であることがさらに好ましい。
Ｎｉ含有率が高すぎると放冷をしてもオーステナイトが残ってしまい、全体をマルテンサイトにすることができなくなる。Ｎｉ含有率が低すぎると引張強さおよび靭性が低下する傾向がある。
＜Ｃｏ＞
本発明のマルエージング鋼はＣｏを含む。
Ｃｏは、時効析出温度域でのＭｏの固溶度を低下させることによって微細なＭｏを含む金属間化合物の析出を促進し、時効硬化特性を高めて引張強さを向上させるとともに、マルテンサイト変態温度を高めてマルテンサイトへの変態を容易にする。
Ｃｏがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＣｏを７．０％以上含有し、７．０〜２０．０％含有することが好ましい。ここでＣｏ含有率の上限は１８．０％であることがより好ましく、１６．０％であることがより好ましく、１５．０％であることがさらに好ましい。また、Ｃｏ含有率の下限は、８．０％であることがより好ましく、９．０％であることがより好ましく、１０．０％であることがより好ましく、１１．０％であることがさらに好ましい。
Ｃｏ含有率が高すぎると靭性が低下し、Ｃｏ含有率が低すぎると引張強さが低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼はＣｏを含む。
Ｃｏは、時効析出温度域でのＭｏの固溶度を低下させることによって微細なＭｏを含む金属間化合物の析出を促進し、時効硬化特性を高めて引張強さを向上させるとともに、マルテンサイト変態温度を高めてマルテンサイトへの変態を容易にする。
Ｃｏがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＣｏを７．０％以上含有し、７．０〜２０．０％含有することが好ましい。ここでＣｏ含有率の上限は１８．０％であることがより好ましく、１６．０％であることがより好ましく、１５．０％であることがさらに好ましい。また、Ｃｏ含有率の下限は、８．０％であることがより好ましく、９．０％であることがより好ましく、１０．０％であることがより好ましく、１１．０％であることがさらに好ましい。
Ｃｏ含有率が高すぎると靭性が低下し、Ｃｏ含有率が低すぎると引張強さが低下する傾向がある。
＜Ｍｏ＞
本発明のマルエージング鋼はＭｏを含む。
Ｍｏは、時効によりＮｉと化合して金属間化合物Ｎｉ3Ｍｏを析出させる。また、Ｃと結合して炭化物を析出させ、それら析出物が二次硬化を引き起こす。
Ｍｏがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＭｏを１〜１０％含有することが好ましい。ここでＭｏ含有率の上限は９．０％であることがより好ましく、８．０％であることがより好ましく、７．０％であることがさらに好ましい。また、Ｍｏ含有率の下限は、２．０％であることがより好ましく、２．５％であることがより好ましく、３．０％であることがさらに好ましい。
Ｍｏ含有率が高すぎると延性および靭性が低下する傾向がある。Ｍｏ含有率が低すぎると引張強さが低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼はＭｏを含む。
Ｍｏは、時効によりＮｉと化合して金属間化合物Ｎｉ3Ｍｏを析出させる。また、Ｃと結合して炭化物を析出させ、それら析出物が二次硬化を引き起こす。
Ｍｏがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＭｏを１〜１０％含有することが好ましい。ここでＭｏ含有率の上限は９．０％であることがより好ましく、８．０％であることがより好ましく、７．０％であることがさらに好ましい。また、Ｍｏ含有率の下限は、２．０％であることがより好ましく、２．５％であることがより好ましく、３．０％であることがさらに好ましい。
Ｍｏ含有率が高すぎると延性および靭性が低下する傾向がある。Ｍｏ含有率が低すぎると引張強さが低下する傾向がある。
＜Ａｌ＞
本発明のマルエージング鋼はＡｌを含まなくてもよいが、Ａｌを含むことが好ましい。
Ａｌは、溶製時の脱酸剤であるとともに、時効によりＮｉと結合して金属間化合物を析出させ（ＮｉＡｌなど）、二次硬化による強度向上の効果をもたらす。
Ａｌがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＡｌを０〜３．０％含有することが好ましい。ここでＡｌ含有率の上限は１．５％であることがより好ましく、０．５％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましい。また、Ａｌ含有率の下限は、０．０１％であることがより好ましく、０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
Ａｌ含有率が高すぎると延性、靭性および耐久性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼はＡｌを含まなくてもよいが、Ａｌを含むことが好ましい。
Ａｌは、溶製時の脱酸剤であるとともに、時効によりＮｉと結合して金属間化合物を析出させ（ＮｉＡｌなど）、二次硬化による強度向上の効果をもたらす。
Ａｌがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＡｌを０〜３．０％含有することが好ましい。ここでＡｌ含有率の上限は１．５％であることがより好ましく、０．５％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましい。また、Ａｌ含有率の下限は、０．０１％であることがより好ましく、０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
Ａｌ含有率が高すぎると延性、靭性および耐久性が低下する傾向がある。
＜Ｂ＞
本発明のマルエージング鋼はＢを含むことが好ましい。
Ｂは、疲労強度の向上に効果があり、また、熱間加工性を向上させる上でも有効な元素である。
Ｂがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＢを０．０００１〜０．０５０％含有することが好ましい。ここでＢの含有率の上限は０．０４０％であることがより好ましく、０．０３０％であることがより好ましく、０．０２０％であることがさらに好ましい。また、Ｂの含有率の下限は、０．００１％であることがより好ましく、０．００３％であることがより好ましく、０．００５％であることがさらに好ましい。
Ｂ含有率が高すぎると低融点のホウ化物が粒界に析出したり、酸化物が形成したりするため、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性を低下させる上、疲労強度の低下をも招くおそれがある。
本発明のマルエージング鋼はＢを含むことが好ましい。
Ｂは、疲労強度の向上に効果があり、また、熱間加工性を向上させる上でも有効な元素である。
Ｂがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＢを０．０００１〜０．０５０％含有することが好ましい。ここでＢの含有率の上限は０．０４０％であることがより好ましく、０．０３０％であることがより好ましく、０．０２０％であることがさらに好ましい。また、Ｂの含有率の下限は、０．００１％であることがより好ましく、０．００３％であることがより好ましく、０．００５％であることがさらに好ましい。
Ｂ含有率が高すぎると低融点のホウ化物が粒界に析出したり、酸化物が形成したりするため、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性を低下させる上、疲労強度の低下をも招くおそれがある。
＜ＣａおよびＭｇ＞
本発明のマルエージング鋼はＣａ、Ｍｇを含むことができる。
Ｃａ、Ｍｇは、疲労強度の向上に効果があり、また、熱間加工性を向上させる上でも有効な元素である。
ＣａまたはＭｇがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＣａおよびＭｇを合計で０．０００１〜０．０３０％含有することが好ましい。ここでＣａおよびＭｇの合計含有率の上限は０．０２５％であることがより好ましく、０．０２０％であることがより好ましく、０．０１０％であることがさらに好ましい。また、ＣａおよびＭｇの合計含有率の下限は、０．０００５％であることがより好ましく、０．００１％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。
Ｃａおよび／またはＭｇの含有率が高すぎると酸化物が形成され、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性を低下させる上、疲労強度の低下をも招くおそれがある。
本発明のマルエージング鋼はＣａ、Ｍｇを含むことができる。
Ｃａ、Ｍｇは、疲労強度の向上に効果があり、また、熱間加工性を向上させる上でも有効な元素である。
ＣａまたはＭｇがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＣａおよびＭｇを合計で０．０００１〜０．０３０％含有することが好ましい。ここでＣａおよびＭｇの合計含有率の上限は０．０２５％であることがより好ましく、０．０２０％であることがより好ましく、０．０１０％であることがさらに好ましい。また、ＣａおよびＭｇの合計含有率の下限は、０．０００５％であることがより好ましく、０．００１％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましい。
Ｃａおよび／またはＭｇの含有率が高すぎると酸化物が形成され、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性や冷間加工性を低下させる上、疲労強度の低下をも招くおそれがある。
＜Ｃｒ＞
本発明のマルエージング鋼はＣｒを含むことができる。
Ｃｒは、炭化物を析出させて二次硬化を引き起こすとともに耐食性を高める。
Ｃｒがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＣｒを０〜５．０％含有することが好ましい。ここでＣｒ含有率の上限は４．０％であることがより好ましく、３．０％であることがより好ましく、２．５％であることがより好ましく、２．０％であることがさらに好ましい。また、Ｃｒ含有率の下限は、０．５％であることがより好ましく、１．０％であることがより好ましく、２．０％であることがさらに好ましい。
Ｃｒ含有率が高すぎると引張強さ、延性および靭性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼はＣｒを含むことができる。
Ｃｒは、炭化物を析出させて二次硬化を引き起こすとともに耐食性を高める。
Ｃｒがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＣｒを０〜５．０％含有することが好ましい。ここでＣｒ含有率の上限は４．０％であることがより好ましく、３．０％であることがより好ましく、２．５％であることがより好ましく、２．０％であることがさらに好ましい。また、Ｃｒ含有率の下限は、０．５％であることがより好ましく、１．０％であることがより好ましく、２．０％であることがさらに好ましい。
Ｃｒ含有率が高すぎると引張強さ、延性および靭性が低下する傾向がある。
＜Ｚｒ＞
本発明のマルエージング鋼はＺｒを含むことができる。
ＺｒはＴｉＣの生成を抑制して疲労強度を高める。また、熱処理後の結晶粒を微細化し、限界圧縮率を増大させ、冷間加工性を向上させる。
Ｚｒがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＺｒを０．００２〜０．０４０％含有することが好ましい。ここでＺｒ含有率の上限は０．０３０％であることがより好ましく、０．０２０％であることがより好ましく、０．０１０％であることがさらに好ましい。また、Ｚｒ含有率の下限は、０．００５％であることがより好ましく、０．００７％であることがより好ましく、０．０１０％であることがさらに好ましい。
Ｚｒ含有率が高すぎると偏析が多くなって靱性が損なわれるおそれがある。
本発明のマルエージング鋼はＺｒを含むことができる。
ＺｒはＴｉＣの生成を抑制して疲労強度を高める。また、熱処理後の結晶粒を微細化し、限界圧縮率を増大させ、冷間加工性を向上させる。
Ｚｒがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＺｒを０．００２〜０．０４０％含有することが好ましい。ここでＺｒ含有率の上限は０．０３０％であることがより好ましく、０．０２０％であることがより好ましく、０．０１０％であることがさらに好ましい。また、Ｚｒ含有率の下限は、０．００５％であることがより好ましく、０．００７％であることがより好ましく、０．０１０％であることがさらに好ましい。
Ｚｒ含有率が高すぎると偏析が多くなって靱性が損なわれるおそれがある。
＜Ｎｂ＞
本発明のマルエージング鋼はＮｂを含むことができる。
Ｎｂは微細な化合物を形成することにより、冷間加工後に固溶化処理を行ったときの旧オーステナイト結晶粒を微細化して強化に寄与するとともに表面肌荒れを抑制する効果をもつ元素である。
Ｎｂがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＮｂを０．０１〜５．０％含有することが好ましい。ここでＮｂ含有率の上限は３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがより好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。また、Ｎｂ含有率の下限は、０．０２％であることがより好ましく、０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
Ｎｂ含有率が高すぎると靱性が損なわれるおそれがある。
本発明のマルエージング鋼はＮｂを含むことができる。
Ｎｂは微細な化合物を形成することにより、冷間加工後に固溶化処理を行ったときの旧オーステナイト結晶粒を微細化して強化に寄与するとともに表面肌荒れを抑制する効果をもつ元素である。
Ｎｂがこのような効果をもたらすために、本発明のマルエージング鋼はＮｂを０．０１〜５．０％含有することが好ましい。ここでＮｂ含有率の上限は３．０％であることがより好ましく、２．０％であることがより好ましく、１．０％であることがさらに好ましい。また、Ｎｂ含有率の下限は、０．０２％であることがより好ましく、０．０３％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
Ｎｂ含有率が高すぎると靱性が損なわれるおそれがある。
＜Ｆｅ＞
本発明のマルエージング鋼はＦｅを主成分として含む。「主成分」とは３０％以上の含有率であることを意味するものとする。本発明のマルエージング鋼は、Ｆｅを４０％以上含むことが好ましく、４５％以上含むことがより好ましく、５０％以上含むことがより好ましく、５５％以上含むことがさらに好ましい。
また、本発明のマルエージング鋼は、上記の各成分を含み、その他は不可避的不純物およびＦｅからなることが好ましい。不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても原料や製造工程等から混入する可能性がある成分を意味する。
本発明のマルエージング鋼はＦｅを主成分として含む。「主成分」とは３０％以上の含有率であることを意味するものとする。本発明のマルエージング鋼は、Ｆｅを４０％以上含むことが好ましく、４５％以上含むことがより好ましく、５０％以上含むことがより好ましく、５５％以上含むことがさらに好ましい。
また、本発明のマルエージング鋼は、上記の各成分を含み、その他は不可避的不純物およびＦｅからなることが好ましい。不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても原料や製造工程等から混入する可能性がある成分を意味する。
次に、本発明にマルエージング鋼における不純物成分について説明する。
本発明のマルエージング鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯは不純物成分である。これらの含有率は低いほど好ましい。
本発明のマルエージング鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯは不純物成分である。これらの含有率は低いほど好ましい。
＜Ｃ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｃ含有率は０．０５％未満であり、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。
Ｃは引張強さおよび硬度を高めるが、高すぎるとＭｏ2Ｃ等の炭化物を粒界に析出させ靭性、疲労強度および溶接性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼において、Ｃ含有率は０．０５％未満であり、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。
Ｃは引張強さおよび硬度を高めるが、高すぎるとＭｏ2Ｃ等の炭化物を粒界に析出させ靭性、疲労強度および溶接性が低下する傾向がある。
＜Ｓｉ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｓｉ含有率は０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｉは時効処理時に析出する金属間化合物を微細化したり、Ｎｉとともに金属間化合物を形成したりして引張強さを向上させる。しかし、Ｓｉ含有率が高すぎるとＳｉＯ2等の介在物を形成し、疲労強度および靭性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼において、Ｓｉ含有率は０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｉは時効処理時に析出する金属間化合物を微細化したり、Ｎｉとともに金属間化合物を形成したりして引張強さを向上させる。しかし、Ｓｉ含有率が高すぎるとＳｉＯ2等の介在物を形成し、疲労強度および靭性が低下する傾向がある。
＜Ｍｎ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｍｎ含有率は０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｎは時効処理時にＮｉとともに金属間化合物を形成し、時効効果に寄与する。しかし、Ｍｎ含有率が高すぎると、ＭｎＳ、ＭｎＯ等の介在物を形成し、疲労強度および靭性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼において、Ｍｎ含有率は０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｎは時効処理時にＮｉとともに金属間化合物を形成し、時効効果に寄与する。しかし、Ｍｎ含有率が高すぎると、ＭｎＳ、ＭｎＯ等の介在物を形成し、疲労強度および靭性が低下する傾向がある。
＜Ｐ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｐ含有率は０．０３％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。
Ｐ含有率が高すぎると、粒界脆化や介在物形成のために疲労強度および靱性が低下する傾向がある。
本発明のマルエージング鋼において、Ｐ含有率は０．０３％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。
Ｐ含有率が高すぎると、粒界脆化や介在物形成のために疲労強度および靱性が低下する傾向がある。
＜Ｓ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｓ含有率は０．００３％以下であることが好ましく、０．００２％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
ＳはＭｎＳを形成し被削性を高めるが、靱性および疲労強度を低下させる傾向がある。
本発明のマルエージング鋼において、Ｓ含有率は０．００３％以下であることが好ましく、０．００２％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
ＳはＭｎＳを形成し被削性を高めるが、靱性および疲労強度を低下させる傾向がある。
＜Ｎ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｎ含有率は０．０３％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＴｉを実質的に含まないため、Ｎ含有率について極端に制限する必要はないが、Ｎ含有率が高すぎるとＴｉ以外の元素との間で窒化物を形成し、靭性および疲労特性を低下させるおそれがある。
本発明のマルエージング鋼において、Ｎ含有率は０．０３％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
本発明のマルエージング鋼はＴｉを実質的に含まないため、Ｎ含有率について極端に制限する必要はないが、Ｎ含有率が高すぎるとＴｉ以外の元素との間で窒化物を形成し、靭性および疲労特性を低下させるおそれがある。
＜Ｏ＞
本発明のマルエージング鋼において、Ｏ含有率は０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
ＯはＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3などの非金属介在物を形成し、疲労強度を低下させる要因と成り得る。
本発明のマルエージング鋼において、Ｏ含有率は０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
ＯはＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3などの非金属介在物を形成し、疲労強度を低下させる要因と成り得る。
＜製造方法＞
本発明のマルエージング鋼の製造方法は特に限定されない。
例えば、初めに、不純物の少ない原料を真空誘導炉で溶解し、鋳造してインゴットを得る。または、スクラップおよび合金元素などの溶解原料をエルー式アーク炉で溶解および精錬し、得られた溶鋼を加熱装置および真空装置の付いた取鍋精錬炉に移して真空精錬し、鋳造してインゴットを得る。
次に、得られたインゴットを、エレクトロスラグ再溶解法または真空アーク再溶解法により再溶解させて均質化処理し、凝固させて再溶解インゴットを得ることが好ましい。
次に、得られたインゴットまたは再溶解インゴットを約１０００〜１３００℃の範囲の温度に６〜７２時間程度加熱するソーキングを行い、空冷することが好ましい。
次に、得られたインゴット、再溶解インゴット、またはこれらのソーキング後のものを、熱間加工や冷間加工により所望の製品形状に加工する。
次に、８００〜１０００℃の温度に約１〜６０分間加熱して溶体化処理し、空冷する。その後、さらに研磨して、表面スケールを除去し、表面品質を均質化することが好ましい。
そして、４５０〜５００℃で１〜２４時間保持する時効処理を施すことで、本発明のマルエージング鋼を得ることができる。
本発明のマルエージング鋼の製造方法は特に限定されない。
例えば、初めに、不純物の少ない原料を真空誘導炉で溶解し、鋳造してインゴットを得る。または、スクラップおよび合金元素などの溶解原料をエルー式アーク炉で溶解および精錬し、得られた溶鋼を加熱装置および真空装置の付いた取鍋精錬炉に移して真空精錬し、鋳造してインゴットを得る。
次に、得られたインゴットを、エレクトロスラグ再溶解法または真空アーク再溶解法により再溶解させて均質化処理し、凝固させて再溶解インゴットを得ることが好ましい。
次に、得られたインゴットまたは再溶解インゴットを約１０００〜１３００℃の範囲の温度に６〜７２時間程度加熱するソーキングを行い、空冷することが好ましい。
次に、得られたインゴット、再溶解インゴット、またはこれらのソーキング後のものを、熱間加工や冷間加工により所望の製品形状に加工する。
次に、８００〜１０００℃の温度に約１〜６０分間加熱して溶体化処理し、空冷する。その後、さらに研磨して、表面スケールを除去し、表面品質を均質化することが好ましい。
そして、４５０〜５００℃で１〜２４時間保持する時効処理を施すことで、本発明のマルエージング鋼を得ることができる。
＜窒化処理＞
本発明のマルエージング鋼は、窒化を阻害する可能性のある安定な酸化膜を表面に形成するＴｉを実質的に含まないため、通常のガス窒化、ガス軟窒化、浸硫窒化、イオン窒化、塩浴窒化等の種々の窒化処理を容易に施すことができる。例えば、本発明のマルエージング鋼を航空機エンジンの構造材に適用できるように所望の形状の部材とし、本発明のマルエージング鋼からなる当該部材に適当な条件で窒化処理を行うと、窒化物をほとんど形成することなく表面に２０〜４０μｍ程度の薄い窒化層を形成でき、表面に大きな圧縮残留応力を付与でき、十分な疲労強度を付与することができる。なお、表面の圧縮残留応力は高い方が好ましいが、そのコントロールは窒化層の厚みを適宜調整することで可能である。
本発明のマルエージング鋼は、窒化を阻害する可能性のある安定な酸化膜を表面に形成するＴｉを実質的に含まないため、通常のガス窒化、ガス軟窒化、浸硫窒化、イオン窒化、塩浴窒化等の種々の窒化処理を容易に施すことができる。例えば、本発明のマルエージング鋼を航空機エンジンの構造材に適用できるように所望の形状の部材とし、本発明のマルエージング鋼からなる当該部材に適当な条件で窒化処理を行うと、窒化物をほとんど形成することなく表面に２０〜４０μｍ程度の薄い窒化層を形成でき、表面に大きな圧縮残留応力を付与でき、十分な疲労強度を付与することができる。なお、表面の圧縮残留応力は高い方が好ましいが、そのコントロールは窒化層の厚みを適宜調整することで可能である。
本発明のマルエージング鋼は、疲労強度が高位で安定しており、引張強さ、硬度、靭性および延性が十分に高いので、本発明のマルエージング鋼を主成分とする部分を含む高強度部材は、航空機エンジンの構造材、ロケット用部品、ミサイル用部品、人工衛星用部品、遠心分離機用部材、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型、ゴルフクラブヘッドの素材等として、好ましく用いることができる。
なお、本発明のマルエージング鋼を主成分とする部分を含む高強度部材とは、本発明のマルエージング鋼を５０％以上（好ましくは７０％以上、より好ましくは９０％以上、さらに好ましくは１００％）含む材料からなる部品または部分を、一部または全部として含む部材を意味するものとする。
なお、本発明のマルエージング鋼を主成分とする部分を含む高強度部材とは、本発明のマルエージング鋼を５０％以上（好ましくは７０％以上、より好ましくは９０％以上、さらに好ましくは１００％）含む材料からなる部品または部分を、一部または全部として含む部材を意味するものとする。
本発明のマルエージング鋼の１０の５乗サイクルの疲労強度は、下限が７００ＭＰａ程度であり、下限が７５０ＭＰａであることが好ましく、下限が８００ＭＰａであることがより好ましい。ここで、疲労強度は室温におけるひずみ制御（Ｒ＝０）の試験により測定した値とする。
また、本発明のマルエージング鋼の引張強さは１８００〜２５００Ｎ／ｍｍ2程度であり、２１００〜２５００Ｎ／ｍｍ2であることが好ましく、２２００〜２５００Ｎ／ｍｍ2であることがより好ましい。ここで引張強さは、ＡＳＴＭ−Ｅ８Ｍの金属の引張試験方法に準じ、平行部径６ｍｍ試験片、標点距離を２５ｍｍとし、０．２％耐力までは０．５％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降は５．０％／ｍｉｎで引いて行う試験によって得た値とする。
また、本発明のマルエージング鋼の硬度（ビッカース硬さ）は５５０〜７５０Ｈｖ程度であり、６００〜７５０Ｈｖであることが好ましく、６５０〜７５０Ｈｖであることがより好ましい。ここで硬度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のビッカース硬さ試験方法に準じ、ビッカース硬度計を用いて１００Ｎの荷重で硬さを測定して、１０点の測定結果の平均値とする。
また、本発明のマルエージング鋼の靭性は３５〜５５ＭＰａ・ｍ(1/2)程度であり、４０〜５５ＭＰａ・ｍ(1/2)であることが好ましく、４５〜５５ＭＰａ・ｍ(1/2)であることがより好ましい。ここで靭性は、ＡＳＴＭ Ｅ２３ ＴｙｐｅＡの衝撃試験（室温）に則り得た値とする。
さらに、本発明のマルエージング鋼の延性（伸び）は５〜１１％程度であり、６〜１１％であることが好ましく、８〜１１％であることがより好ましい。ここで延性は、上記の引張強さと同じ試験によって得た値とする。
また、本発明のマルエージング鋼の引張強さは１８００〜２５００Ｎ／ｍｍ2程度であり、２１００〜２５００Ｎ／ｍｍ2であることが好ましく、２２００〜２５００Ｎ／ｍｍ2であることがより好ましい。ここで引張強さは、ＡＳＴＭ−Ｅ８Ｍの金属の引張試験方法に準じ、平行部径６ｍｍ試験片、標点距離を２５ｍｍとし、０．２％耐力までは０．５％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降は５．０％／ｍｉｎで引いて行う試験によって得た値とする。
また、本発明のマルエージング鋼の硬度（ビッカース硬さ）は５５０〜７５０Ｈｖ程度であり、６００〜７５０Ｈｖであることが好ましく、６５０〜７５０Ｈｖであることがより好ましい。ここで硬度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のビッカース硬さ試験方法に準じ、ビッカース硬度計を用いて１００Ｎの荷重で硬さを測定して、１０点の測定結果の平均値とする。
また、本発明のマルエージング鋼の靭性は３５〜５５ＭＰａ・ｍ(1/2)程度であり、４０〜５５ＭＰａ・ｍ(1/2)であることが好ましく、４５〜５５ＭＰａ・ｍ(1/2)であることがより好ましい。ここで靭性は、ＡＳＴＭ Ｅ２３ ＴｙｐｅＡの衝撃試験（室温）に則り得た値とする。
さらに、本発明のマルエージング鋼の延性（伸び）は５〜１１％程度であり、６〜１１％であることが好ましく、８〜１１％であることがより好ましい。ここで延性は、上記の引張強さと同じ試験によって得た値とする。
次に、本発明の実施例および比較例を説明する。
各実施例および各比較例について、第１ａ表、第２ａ表、第３ａ表、第４ａ表および第５ａ表に示す組成となるように合金（７００ｇ）を非消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、インゴットとした後、真空炉を用いて１２００℃、２４ｈ保持することで均質化処理した。
各実施例および各比較例について、第１ａ表、第２ａ表、第３ａ表、第４ａ表および第５ａ表に示す組成となるように合金（７００ｇ）を非消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、インゴットとした後、真空炉を用いて１２００℃、２４ｈ保持することで均質化処理した。
次に、均質化処理して得られたインゴットを熱間圧延機を用いて１０００℃で熱間圧延（圧下率５０％）して厚さ１３ｍｍに加工し鋼板とした。
次に、熱間圧延して得た鋼板を電気炉を用いて９００℃で０．５ｈ溶体化処理した後、鋼板のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のビッカース硬さ試験方法に準じ、ビッカース硬度計を用いて１００Ｎの荷重で測定して、１０点の測定結果の平均値とした。
測定結果を第１ｂ表、第２ｂ表、第３ｂ表、第４ｂ表および第５ｂ表に示す。
次に、熱間圧延して得た鋼板を電気炉を用いて９００℃で０．５ｈ溶体化処理した後、鋼板のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のビッカース硬さ試験方法に準じ、ビッカース硬度計を用いて１００Ｎの荷重で測定して、１０点の測定結果の平均値とした。
測定結果を第１ｂ表、第２ｂ表、第３ｂ表、第４ｂ表および第５ｂ表に示す。
次に、溶体化処理して得た鋼板を、さらに電気炉を用いて時効処理した後、鋼板のビッカース硬さを測定し、加えて引張試験および衝撃試験に供した。各実施例および各比較例における時効処理の条件（温度および時間）を第１ａ表、第２ａ表、第３ａ表、第４ａ表および第５ａ表に示す。
ここでのビッカース硬さ試験は、上記の溶体化処理後に行ったビッカース硬さ試験と同様とした。
また、引張試験はＡＳＴＭ−Ｅ８Ｍの金属の引張試験方法に準じて行った。具体的には、平行部径６ｍｍ試験片、標点距離を２５ｍｍとし、０．２％耐力までは０．５％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降は５．０％／ｍｉｎで引いて試験を行った。
また、衝撃試験はＡＳＴＭ Ｅ２３ ＴｙｐｅＡに則り、室温にて行った。
さらに、比較例１、実施例１、実施例２および実施例３について、光学顕微鏡を用いて組織写真を得た。各組織写真を図１（ａ）、図１（ｂ）、図２（ａ）および図２（ｂ）に示す。
ビッカース硬さ、引張試験結果および衝撃試験結果を、第１ｂ表、第２ｂ表、第３ｂ表、第４ｂ表および第５ｂ表に示す。
ここでのビッカース硬さ試験は、上記の溶体化処理後に行ったビッカース硬さ試験と同様とした。
また、引張試験はＡＳＴＭ−Ｅ８Ｍの金属の引張試験方法に準じて行った。具体的には、平行部径６ｍｍ試験片、標点距離を２５ｍｍとし、０．２％耐力までは０．５％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降は５．０％／ｍｉｎで引いて試験を行った。
また、衝撃試験はＡＳＴＭ Ｅ２３ ＴｙｐｅＡに則り、室温にて行った。
さらに、比較例１、実施例１、実施例２および実施例３について、光学顕微鏡を用いて組織写真を得た。各組織写真を図１（ａ）、図１（ｂ）、図２（ａ）および図２（ｂ）に示す。
ビッカース硬さ、引張試験結果および衝撃試験結果を、第１ｂ表、第２ｂ表、第３ｂ表、第４ｂ表および第５ｂ表に示す。
なお、全ての実施例および比較例における時効処理後の鋼板のＣ含有率は０．００４％、Ｓｉ含有率は０．００１％未満、Ｐ含有率は０．００２％未満、Ｓ含有率は０．００１％未満、Ｎ含有率は０．００１％未満、Ｏ含有率は０．０２％以下であった。ここで、Ｃ含有率およびＳ含有率は高周波燃焼−赤外線吸収法によって測定し、Ｓｉ含有率は二酸化ケイ素重量法によって測定し、Ｐ含有率はＩＣＰ−ＡＥＳ法によって測定し、Ｎ含有率は熱伝導度法よって測定し、Ｏ含有率は赤外線吸収法によって測定して求めた。
＜ＴｉとＷとの置換について＞
第１ａ表に示すように、実施例１と比較例１とは類似する組成であり、時効処理条件も同一であるが、実施例１はＷを含みＴｉを含まず、比較例１は逆にＴｉを含みＷを含まないものである。第１ｂ表から、実施例１と比較例１とは、ビッカース硬さおよび引張試験結果に大きな差がないことがわかる。
しかしながら、比較例１の組織写真である図１（ａ）にはＴｉＮが黒点として表れているのに対して、実施例１の組織写真である図１（ｂ）には、この黒点がほとんど表れていないことが分かる。これより、比較例１と比較して実施例１の場合は、介在物が少ないことにより疲労強度が高いものと考えられる。
なお、比較例２〜４も実施例１および比較例１と類似する組成であり、時効処理条件も同一であるが、いずれもＷを含まない。これらの場合、ビッカース硬さおよび引張試験結果は、実施例１と比較して劣る結果となった。
このような結果より、Ｔｉを含まず、代わりにＷを含む組成であれば、ビッカース硬さ、引張強さを高位に維持しつつ、疲労強度を高めることができることがわかる。また、Ｔｉの代わりにＷを含む場合、Ｔｉの代わりにＮｂやＶを含む組成の場合と比較して品質が優れることがわかった。
第１ａ表に示すように、実施例１と比較例１とは類似する組成であり、時効処理条件も同一であるが、実施例１はＷを含みＴｉを含まず、比較例１は逆にＴｉを含みＷを含まないものである。第１ｂ表から、実施例１と比較例１とは、ビッカース硬さおよび引張試験結果に大きな差がないことがわかる。
しかしながら、比較例１の組織写真である図１（ａ）にはＴｉＮが黒点として表れているのに対して、実施例１の組織写真である図１（ｂ）には、この黒点がほとんど表れていないことが分かる。これより、比較例１と比較して実施例１の場合は、介在物が少ないことにより疲労強度が高いものと考えられる。
なお、比較例２〜４も実施例１および比較例１と類似する組成であり、時効処理条件も同一であるが、いずれもＷを含まない。これらの場合、ビッカース硬さおよび引張試験結果は、実施例１と比較して劣る結果となった。
このような結果より、Ｔｉを含まず、代わりにＷを含む組成であれば、ビッカース硬さ、引張強さを高位に維持しつつ、疲労強度を高めることができることがわかる。また、Ｔｉの代わりにＷを含む場合、Ｔｉの代わりにＮｂやＶを含む組成の場合と比較して品質が優れることがわかった。
＜Ｗに加えてＴａを含有することの効果について＞
第２ａ表に示すように、実施例１、実施例２および実施例３は類似する組成であるが、Ｔａ含有率が異なる。すなわち、Ｗ含有率はほぼ一定であり、Ｔａ含有率は、実施例１は０％、実施例４は０．３％、実施例２は１．５％である。
このような実施例１、実施例２および実施例３の性能を対比すると、第２ｂ表に示すように、Ｔａを０．３％含む実施例２は、Ｔａを含まない実施例１に対して引張強さが向上することがわかる。しかしながら、Ｔａを１．５％含む実施例３の場合はかえって引張強さは低下することがわかる。また、実施例２の組織写真である図２（ａ）と、実施例３の組織写真である図２（ｂ）とを比較すると、図２（ａ）ではマルテンサイト組織が表れているものの、図２（ｂ）ではマルテンサイト組織は表れていないことがわかる。
このような結果より、Ｗを含有し、さらにＴａを少量含有すると引張強さが向上するものの、Ｔａの含有率が高すぎるとマルテンサイト組織が消滅し、かえって引張強さが低下するものと考えられる。
第２ａ表に示すように、実施例１、実施例２および実施例３は類似する組成であるが、Ｔａ含有率が異なる。すなわち、Ｗ含有率はほぼ一定であり、Ｔａ含有率は、実施例１は０％、実施例４は０．３％、実施例２は１．５％である。
このような実施例１、実施例２および実施例３の性能を対比すると、第２ｂ表に示すように、Ｔａを０．３％含む実施例２は、Ｔａを含まない実施例１に対して引張強さが向上することがわかる。しかしながら、Ｔａを１．５％含む実施例３の場合はかえって引張強さは低下することがわかる。また、実施例２の組織写真である図２（ａ）と、実施例３の組織写真である図２（ｂ）とを比較すると、図２（ａ）ではマルテンサイト組織が表れているものの、図２（ｂ）ではマルテンサイト組織は表れていないことがわかる。
このような結果より、Ｗを含有し、さらにＴａを少量含有すると引張強さが向上するものの、Ｔａの含有率が高すぎるとマルテンサイト組織が消滅し、かえって引張強さが低下するものと考えられる。
＜Ｗに加えてＶを含有することの効果について＞
第３ａ表に示すように、実施例２、実施例４および比較例４は類似する組成であるが、Ｖ含有率が異なる。Ｖ含有率は、実施例２は０％であり、実施例４は１．４％であり、比較例４は２．０％である。
このような実施例２、実施例４および比較例４の性能を対比すると、第３ｂ表に示すように、Ｖ含有率の増加に伴って、延性（伸び）が良好になっていることがわかる。ただし、Ｗを含まない比較例４の引張強さは低位であることがわかる。
このような結果より、Ｗを含有し、さらにＶを含有すると、引張強さが向上することがわかる。
第３ａ表に示すように、実施例２、実施例４および比較例４は類似する組成であるが、Ｖ含有率が異なる。Ｖ含有率は、実施例２は０％であり、実施例４は１．４％であり、比較例４は２．０％である。
このような実施例２、実施例４および比較例４の性能を対比すると、第３ｂ表に示すように、Ｖ含有率の増加に伴って、延性（伸び）が良好になっていることがわかる。ただし、Ｗを含まない比較例４の引張強さは低位であることがわかる。
このような結果より、Ｗを含有し、さらにＶを含有すると、引張強さが向上することがわかる。
＜Ｗ、ＴａおよびＶを含有することの効果について＞
第４ａ表に示すように、実施例４、実施例５および比較例５は類似する組成であるが、Ｗ含有率、Ｖ含有率およびＴａ含有率が異なる。
実施例４はＷ含有率が０．３％、Ｔａ含有率が０．３％であるが、Ｗ含有率が０％、Ｔａ含有率が１．５％の比較例５よりもビッカース硬さが向上した。これより、Ｔａ含有率が高くてもＷを含まないと性能は向上しないことがわかる。
しかしながら、ＴａおよびＶ含有率が同様である実施例５と比較例５とを対比すると、Ｗを１．６％含む実施例５の場合、むしろビッカース硬さは低下した。
このような結果より、Ｗが高すぎるとビッカース硬さが低下することがわかる。また、実施例４、実施例５および比較例５の対比により、Ｗ、ＴａおよびＶの全てを含有する場合、Ｗ、ＴａおよびＶの各成分は相互に作用し、相乗効果を発揮している可能性があると推定できる。
第４ａ表に示すように、実施例４、実施例５および比較例５は類似する組成であるが、Ｗ含有率、Ｖ含有率およびＴａ含有率が異なる。
実施例４はＷ含有率が０．３％、Ｔａ含有率が０．３％であるが、Ｗ含有率が０％、Ｔａ含有率が１．５％の比較例５よりもビッカース硬さが向上した。これより、Ｔａ含有率が高くてもＷを含まないと性能は向上しないことがわかる。
しかしながら、ＴａおよびＶ含有率が同様である実施例５と比較例５とを対比すると、Ｗを１．６％含む実施例５の場合、むしろビッカース硬さは低下した。
このような結果より、Ｗが高すぎるとビッカース硬さが低下することがわかる。また、実施例４、実施例５および比較例５の対比により、Ｗ、ＴａおよびＶの全てを含有する場合、Ｗ、ＴａおよびＶの各成分は相互に作用し、相乗効果を発揮している可能性があると推定できる。
＜ＮｉおよびＭｏ含有率の性能への影響＞
第５ａ表に示すように、実施例４と実施例６とは類似する組成であるが、Ｎｉ含有率が異なる。第５ｂ表に示すように、Ｎｉ含有率が低い実施例６の方が実施例４よりも、ビッカース硬さ、引張強さおよび伸びが高まり、衝撃試験結果も良好になった。これはＮｉ含有率が低いため残留オーステナイト組織が減少したためと考えられる。
また、第５ａ表に示すように、実施例６と実施例７とは類似する組成であるが、Ｍｏ含有率が異なる。第５ｂ表に示すように、Ｍｏ含有率が高い実施例７の方が実施例６よりも引張強さが向上した。
第５ａ表に示すように、実施例４と実施例６とは類似する組成であるが、Ｎｉ含有率が異なる。第５ｂ表に示すように、Ｎｉ含有率が低い実施例６の方が実施例４よりも、ビッカース硬さ、引張強さおよび伸びが高まり、衝撃試験結果も良好になった。これはＮｉ含有率が低いため残留オーステナイト組織が減少したためと考えられる。
また、第５ａ表に示すように、実施例６と実施例７とは類似する組成であるが、Ｍｏ含有率が異なる。第５ｂ表に示すように、Ｍｏ含有率が高い実施例７の方が実施例６よりも引張強さが向上した。
Claims (5)
- Ｆｅを主成分とし、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｏを含むマルエージング鋼であって、
Ｃｏ含有率が７．０質量％以上であり、
Ｃ含有率が０．０５質量％未満であり、
さらにＷを含み、実質的にＴｉを含まない、マルエージング鋼。 - さらにＴａを含む、請求項１に記載のマルエージング鋼。
- さらにＶを含む、請求項１または２に記載のマルエージング鋼。
- 質量％表示で、
Ｎｉを１０．０〜３０．０％、および／または、
Ｃｏを７．０〜２０．０％、および／または、
Ｍｏを１．０〜１０．０％、および／または、
Ｗを０．０５〜１０．０％、および／または、
Ｔａを０〜５．０％、および／または、
Ｖを０〜５．０％、および／または、
Ａｌを０〜３．０％含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる、請求項１〜３のいずれかに記載のマルエージング鋼。 - 請求項１〜４のいずれかに記載のマルエージング鋼を主成分とする部分を含む高強度部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012128501A JP2013253277A (ja) | 2012-06-06 | 2012-06-06 | マルエージング鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012128501A JP2013253277A (ja) | 2012-06-06 | 2012-06-06 | マルエージング鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013253277A true JP2013253277A (ja) | 2013-12-19 |
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ID=49951037
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012128501A Pending JP2013253277A (ja) | 2012-06-06 | 2012-06-06 | マルエージング鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2013253277A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015061932A (ja) * | 2013-08-23 | 2015-04-02 | 大同特殊鋼株式会社 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼 |
| JP2018535316A (ja) * | 2015-10-15 | 2018-11-29 | アペラム | 鋼、前記鋼から作られた製品、及びその製造方法 |
| JP2018204048A (ja) * | 2017-05-30 | 2018-12-27 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
| JP2019011515A (ja) * | 2013-08-23 | 2019-01-24 | 大同特殊鋼株式会社 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼 |
| WO2019082638A1 (ja) | 2017-10-27 | 2019-05-02 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 造形用のＦｅ基金属粉末 |
| CN114351048A (zh) * | 2021-12-20 | 2022-04-15 | 广东省科学院中乌焊接研究所 | 一种马氏体时效钢粉末及在增材制造中应用 |
| JP7447377B2 (ja) | 2020-03-24 | 2024-03-12 | 株式会社プロテリアル | Ｔｉフリーマルエージング鋼の製造方法 |
-
2012
- 2012-06-06 JP JP2012128501A patent/JP2013253277A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US10119186B2 (en) | 2013-08-23 | 2018-11-06 | Daido Steel Co., Ltd. | Maraging steel excellent in fatigue characteristics |
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| KR20200075783A (ko) | 2017-10-27 | 2020-06-26 | 산요오도꾸슈세이꼬 가부시키가이샤 | 조형용의 Fe계 금속분말 |
| US11273490B2 (en) | 2017-10-27 | 2022-03-15 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Fe-based metal powder for molding |
| JP7447377B2 (ja) | 2020-03-24 | 2024-03-12 | 株式会社プロテリアル | Ｔｉフリーマルエージング鋼の製造方法 |
| CN114351048A (zh) * | 2021-12-20 | 2022-04-15 | 广东省科学院中乌焊接研究所 | 一种马氏体时效钢粉末及在增材制造中应用 |
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