JP3321169B2 - 準結晶析出物を有する析出硬化鉄合金 - Google Patents
準結晶析出物を有する析出硬化鉄合金Info
- Publication number
- JP3321169B2 JP3321169B2 JP51075695A JP51075695A JP3321169B2 JP 3321169 B2 JP3321169 B2 JP 3321169B2 JP 51075695 A JP51075695 A JP 51075695A JP 51075695 A JP51075695 A JP 51075695A JP 3321169 B2 JP3321169 B2 JP 3321169B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- precipitation
- particles
- hardened iron
- precipitation hardened
- alloys
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Analysing Materials By The Use Of Radiation (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Dental Preparations (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Investigating And Analyzing Materials By Characteristic Methods (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 本発明は下記のメカニズムが強化に使用され得る程度
の合金に関する。さらに、本質的にはこのメカニズムと
は、粒子の析出に基づいている。具体的には、強化が準
結晶組織を有する粒子の析出に基づいている合金に関す
る。
の合金に関する。さらに、本質的にはこのメカニズムと
は、粒子の析出に基づいている。具体的には、強化が準
結晶組織を有する粒子の析出に基づいている合金に関す
る。
本発明の目的の１つは、他の析出硬化メカニズムと比
較してだけでなく、一般的に合金の他の硬質化メカニズ
ムと比較しても、なおも強度において非常に高い硬化応
答性をもたらす斯ゝる析出硬化メカニズムを合金に与え
ることにある。
較してだけでなく、一般的に合金の他の硬質化メカニズ
ムと比較しても、なおも強度において非常に高い硬化応
答性をもたらす斯ゝる析出硬化メカニズムを合金に与え
ることにある。
他の目的は高い硬質応答性だけでなく、オーバエイジ
ングに対するユニークな耐性を含む析出硬化メカニズ
ム、即ち強度に関する高い応答性を比較的高い温度にお
いてさえも長期間に亘って維持出来る条件を付与するこ
とにある。これは軟化が実際に回避させられ得ることを
意味する。
ングに対するユニークな耐性を含む析出硬化メカニズ
ム、即ち強度に関する高い応答性を比較的高い温度にお
いてさえも長期間に亘って維持出来る条件を付与するこ
とにある。これは軟化が実際に回避させられ得ることを
意味する。
本発明のさらにもう１つの目的は、合金の複雑な処理
或いは複雑な熱処理順序を必要とせず、且つ準結晶粒子
の析出が強度に関する高い硬化応答性と、オーバエイジ
ングに対する高耐性をもたらすこと、を可能とするた
め、合金に対して析出硬化メカニズムを付与することで
ある。代りに、析出硬化は通常の方法で作られた合金で
実行させることが出き、熱処理は比較的低い温度で簡単
な熱処理として実行させることが出来る。
或いは複雑な熱処理順序を必要とせず、且つ準結晶粒子
の析出が強度に関する高い硬化応答性と、オーバエイジ
ングに対する高耐性をもたらすこと、を可能とするた
め、合金に対して析出硬化メカニズムを付与することで
ある。代りに、析出硬化は通常の方法で作られた合金で
実行させることが出き、熱処理は比較的低い温度で簡単
な熱処理として実行させることが出来る。
本発明の他の目的は以下の説明において明らかにされ
且つ示唆される。
且つ示唆される。
従来から、合金に使用される多種、多様の析出硬化メ
カニズムがある。例えば、高速度鋼における異なるタイ
プの炭化物の析出、析出硬化ステンレス鋼における例え
ばη−Ni3Ti或いはβ−NiAl等の金属間相の析出、銅基
合金におけるγ−CuBe、アルミニウム合金におけるθ−
CuAl2等の金属間相の析出がある。これらのタイプの結
晶析出物は強度に著しい寄与をもたらすが、これらの析
出物はオーバエイジングに敏感であり、これは約４時間
を越えるエイジング（時効）時間が、強度の喪失という
問題になり得ることを意味する。これら全てのタイプの
析出硬化メカニズムは基本的に類似しており、この硬化
は完全な結晶構造の相或いは粒子の析出に基づいてい
る。
カニズムがある。例えば、高速度鋼における異なるタイ
プの炭化物の析出、析出硬化ステンレス鋼における例え
ばη−Ni3Ti或いはβ−NiAl等の金属間相の析出、銅基
合金におけるγ−CuBe、アルミニウム合金におけるθ−
CuAl2等の金属間相の析出がある。これらのタイプの結
晶析出物は強度に著しい寄与をもたらすが、これらの析
出物はオーバエイジングに敏感であり、これは約４時間
を越えるエイジング（時効）時間が、強度の喪失という
問題になり得ることを意味する。これら全てのタイプの
析出硬化メカニズムは基本的に類似しており、この硬化
は完全な結晶構造の相或いは粒子の析出に基づいてい
る。
準結晶は結晶質でも非結晶質でもない構造を有してい
るが、異なる回折パターンを有する中間構造は、中でも
隣接格子ベクトルの長さ間の黄金比と５回対称方位とを
有し、且つ並進対称を有しないことを特徴とし挙げられ
る。このような構造は、充分に定義されており、準結晶
が形成される条件で種々の研究結果と共に、これらの特
徴が、ケルトン（K.F.Kelton、インターナショナル マ
テリアル レビュー、38、no.3,105,1993）によるオー
バビューに要約されている。準結晶構造は、液相から急
速焼入したか、或いは過飽和状態（例えばEPO 587186A
1,EPO 561375A2）までに冷却された材料に多くの場合に
存在することが報告されている。それ故に、これらの場
合には、材料は熱力学的平衡、または準安定にさえ達し
えない。更に、通常の冶金学的工程に従って製造された
合金の硬化メカニズムとして、熱力学的安定組織におい
て準結晶析出を利用することの可能性についての報告は
存在しない。
るが、異なる回折パターンを有する中間構造は、中でも
隣接格子ベクトルの長さ間の黄金比と５回対称方位とを
有し、且つ並進対称を有しないことを特徴とし挙げられ
る。このような構造は、充分に定義されており、準結晶
が形成される条件で種々の研究結果と共に、これらの特
徴が、ケルトン（K.F.Kelton、インターナショナル マ
テリアル レビュー、38、no.3,105,1993）によるオー
バビューに要約されている。準結晶構造は、液相から急
速焼入したか、或いは過飽和状態（例えばEPO 587186A
1,EPO 561375A2）までに冷却された材料に多くの場合に
存在することが報告されている。それ故に、これらの場
合には、材料は熱力学的平衡、または準安定にさえ達し
えない。更に、通常の冶金学的工程に従って製造された
合金の硬化メカニズムとして、熱力学的安定組織におい
て準結晶析出を利用することの可能性についての報告は
存在しない。
それ故に、記述される研究目的は、鉄基材料等の市販
合金系に採用され得る析出硬化メカニズムであって、且
つ結晶タイプの相或いは粒子の析出に全て基づいている
既知の硬化メカニズムに較べ優れている斯ゝる析出硬化
メカニズムを発明することであった。これは材料硬化の
過程で材料の複雑な処理も複雑な熱処理も何ら必要しな
いものを意図している。これは通常の結晶構造の材料か
ら析出される粒子の析出を含む。これは更に、液相から
の急速焼入れ、或いは、材料の過飽和が析出の発生には
必要ないことを意味する。
合金系に採用され得る析出硬化メカニズムであって、且
つ結晶タイプの相或いは粒子の析出に全て基づいている
既知の硬化メカニズムに較べ優れている斯ゝる析出硬化
メカニズムを発明することであった。これは材料硬化の
過程で材料の複雑な処理も複雑な熱処理も何ら必要しな
いものを意図している。これは通常の結晶構造の材料か
ら析出される粒子の析出を含む。これは更に、液相から
の急速焼入れ、或いは、材料の過飽和が析出の発生には
必要ないことを意味する。
発明された析出硬化メカニズムが利用可能である合金
は、ワイヤ、チューブ、バー、ストリップ等の形状に加
工され、歯科用や医療用の機器、スプリング、固定子
（ファスナ）のような用途に用いるために適したもので
なければならない。
は、ワイヤ、チューブ、バー、ストリップ等の形状に加
工され、歯科用や医療用の機器、スプリング、固定子
（ファスナ）のような用途に用いるために適したもので
なければならない。
本メカニズムを立証するために使用した実験用鉄基材
料は、所謂「マルエージングスチール」、即ち下記の重
量％で表した組成を有する析出硬化型ステンレス鋼であ
った。
料は、所謂「マルエージングスチール」、即ち下記の重
量％で表した組成を有する析出硬化型ステンレス鋼であ
った。
材料は通常の鋼工業の冶金学的処理法に従って実物大
の高周波炉において製造され、そして熱間ロール処理に
よって5.5mm径のワイヤに加工し、引き続いて冷間引抜
き処理によって1mm径のワイヤに加工した。これは適切
な中間焼戻し工程を含む。その結果として、大容積率の
マルテンサイトが得られた。合金元素の均一分布は、10
00℃をはるかに越え、即ち、実際上の目的として、ミク
ロ構造が平衡条件になると見なされ得る温度での所謂ソ
ーキング処理によって達成された。
の高周波炉において製造され、そして熱間ロール処理に
よって5.5mm径のワイヤに加工し、引き続いて冷間引抜
き処理によって1mm径のワイヤに加工した。これは適切
な中間焼戻し工程を含む。その結果として、大容積率の
マルテンサイトが得られた。合金元素の均一分布は、10
00℃をはるかに越え、即ち、実際上の目的として、ミク
ロ構造が平衡条件になると見なされ得る温度での所謂ソ
ーキング処理によって達成された。
1mm径の形状のサンプルを375−500℃の温度範囲で熱
処理し、その後にエネルギー分散式Ｘ線分析用のLINK A
N10000システムを具備し且つ200kVで作動するJEOL2000F
Xタイプの顕微鏡で分析用トランスミッション電子顕微
鏡検査法（ATEM）を用いて検査した。高解像度電子顕微
鏡検査法（HREM）は、トップエントリステージを具備し
且つ400kVで作動するJEOL4000EX装置で実施した。
処理し、その後にエネルギー分散式Ｘ線分析用のLINK A
N10000システムを具備し且つ200kVで作動するJEOL2000F
Xタイプの顕微鏡で分析用トランスミッション電子顕微
鏡検査法（ATEM）を用いて検査した。高解像度電子顕微
鏡検査法（HREM）は、トップエントリステージを具備し
且つ400kVで作動するJEOL4000EX装置で実施した。
ATEMのための薄い箔（フォイル）が、15％の過塩素酸
のメタノール電解液を用いて−30℃の温度で17Vの電圧
で電解研磨された。析出物の回折分析は、抽出レプリカ
の場合のように、マトリックスが除去されたときに容易
になることが判明した。抽出レプリカは12.5gのCu2Cl、
50mlのエタノール及び50mlのHClの溶液でエッチング処
理し、引き続いて炭素の薄層で被覆することによって得
られた。このレプリカは、５％Brと無水メタノールでエ
ッチング処理することによって、試料から取り出した。
のメタノール電解液を用いて−30℃の温度で17Vの電圧
で電解研磨された。析出物の回折分析は、抽出レプリカ
の場合のように、マトリックスが除去されたときに容易
になることが判明した。抽出レプリカは12.5gのCu2Cl、
50mlのエタノール及び50mlのHClの溶液でエッチング処
理し、引き続いて炭素の薄層で被覆することによって得
られた。このレプリカは、５％Brと無水メタノールでエ
ッチング処理することによって、試料から取り出した。
組織分析のための残留物の抽出は、1500mlのエタノー
ルに394mlのHClを容れた溶液において実行された。抽出
残留物はGuinier−Ｈgg XDC 700 X線回折カメラで検
査した。この残留物は更に、有孔カーボンフィルムが貼
布され、その後HREMで分析した。
ルに394mlのHClを容れた溶液において実行された。抽出
残留物はGuinier−Ｈgg XDC 700 X線回折カメラで検
査した。この残留物は更に、有孔カーボンフィルムが貼
布され、その後HREMで分析した。
HREM画像の小面積のフーリエ変換は、CRISP（S.Hovm
ller、超顕微鏡、41,121,1992）と名付けられたシス
テムで実行した。この実験の目的は極端に小さな面積、
即ち選択された採用し得る最小面積の孔のサイズよりも
更に格段に小さい面域の回折分析を実施することにあっ
た。
ller、超顕微鏡、41,121,1992）と名付けられたシス
テムで実行した。この実験の目的は極端に小さな面積、
即ち選択された採用し得る最小面積の孔のサイズよりも
更に格段に小さい面域の回折分析を実施することにあっ
た。
475℃でのエイジングは粒子の瞬間的析出をもたらし
た。４時間後に、粒子は代表的値としては1nmの直径に
成長した。475℃で、100時間のエイジングの後、粒子は
１例としては図１に示すような50−100nmのサイズに成
長した。更に、この温度によるエイジングは、1000時間
の総エイジング時間までに粒子成長の証拠は無かった。
1000時間は異常に長いエイジング時間であるので、粒子
が安定結晶状態に既に達し、そして、粒子の結晶変態が
生起しないと確信する理由である。これは粒子がオーバ
エイジングに対し格段の耐性を有していることを示して
いる。ATEMを用いたミクロ組織の徹底的研究は大半の析
出物が同じ結晶構造を、即ち以下に説明するように準結
晶構造を有していた。
た。４時間後に、粒子は代表的値としては1nmの直径に
成長した。475℃で、100時間のエイジングの後、粒子は
１例としては図１に示すような50−100nmのサイズに成
長した。更に、この温度によるエイジングは、1000時間
の総エイジング時間までに粒子成長の証拠は無かった。
1000時間は異常に長いエイジング時間であるので、粒子
が安定結晶状態に既に達し、そして、粒子の結晶変態が
生起しないと確信する理由である。これは粒子がオーバ
エイジングに対し格段の耐性を有していることを示して
いる。ATEMを用いたミクロ組織の徹底的研究は大半の析
出物が同じ結晶構造を、即ち以下に説明するように準結
晶構造を有していた。
このような粒子から回折パターンによる分析は、粒子
が完全な結晶ではないことを示している並進対称が存在
しないことを示していた。結晶の種々の方向における１
連の回折パターンは、準結晶の特徴である対称パターン
を得ることが出来ることを示した。逆格子ベクトルの長
さ間の比の測定は1.62に近い値を示し、この値は準結晶
（K.F.Kelton、インターナショナル マテリアル レビ
ュー、38,no.3,105,1993）に見い出される黄金比と良好
に合致する。５回対称と、格子ベクトルの絶対値（矢印
で示す）の間の黄金比との両方を示す回折パターンの１
例は図２に示されている。
が完全な結晶ではないことを示している並進対称が存在
しないことを示していた。結晶の種々の方向における１
連の回折パターンは、準結晶の特徴である対称パターン
を得ることが出来ることを示した。逆格子ベクトルの長
さ間の比の測定は1.62に近い値を示し、この値は準結晶
（K.F.Kelton、インターナショナル マテリアル レビ
ュー、38,no.3,105,1993）に見い出される黄金比と良好
に合致する。５回対称と、格子ベクトルの絶対値（矢印
で示す）の間の黄金比との両方を示す回折パターンの１
例は図２に示されている。
準結晶構造の場合のような５回対称が双晶構造からの
回折パターンにおいて生ずることが可能である。双晶の
可能性を除くために、ミクロ構造の徹底研究がHREMで実
施された。原子解像の影響は数量化され、フーリエ変換
された。この方法を用いて非常に小さな面域から得られ
た回折パターンは、大きな面域の従来の回折法を用いて
得られた回折パターンと完全に合致することを示してお
り、それによって双晶がこの場合の５回対称の原因でな
いことを証明している。この結論は、更に既に変換され
たパターンの逆フーリエ変換を用いることにより確認さ
れ、それにより双晶が、このようにして得られた実際の
影像では観測出来なかった。
回折パターンにおいて生ずることが可能である。双晶の
可能性を除くために、ミクロ構造の徹底研究がHREMで実
施された。原子解像の影響は数量化され、フーリエ変換
された。この方法を用いて非常に小さな面域から得られ
た回折パターンは、大きな面域の従来の回折法を用いて
得られた回折パターンと完全に合致することを示してお
り、それによって双晶がこの場合の５回対称の原因でな
いことを証明している。この結論は、更に既に変換され
たパターンの逆フーリエ変換を用いることにより確認さ
れ、それにより双晶が、このようにして得られた実際の
影像では観測出来なかった。
準結晶粒子のエネルギー分散式Ｘ線分析を用いた化学
分析は５％シリコン、15％クロム、30％鉄及び50％モリ
ブデンの代表的な化学組成を示した。この実験用スチー
ルの研究から、モリブデンとクロムが鉄基合金における
準結晶の析出を得るのに必要な合金用元素であるとの結
論が得られた。
分析は５％シリコン、15％クロム、30％鉄及び50％モリ
ブデンの代表的な化学組成を示した。この実験用スチー
ルの研究から、モリブデンとクロムが鉄基合金における
準結晶の析出を得るのに必要な合金用元素であるとの結
論が得られた。
金属と合金における準結晶は、液相からの急速焼入れ
中に通常は生成される（K.F.Kelton、インターナショナ
ル マテリアル レビュー、38,no.3,105,1993）。これ
はAl−14％Mn合金に関して1984年に最初に報告されてい
る（D.Schechtaman,I.Blech,D.Gradias及びJ.W.Cahn,Ph
ys.Rev.Lett.53,1951,1984）。更に、過飽和急速焼入れ
合金における準結晶の固相形成についての報告もある
（P.Liu,G.L.Dunlop及びL.Arnberg、インターナショナ
ル J.ラピッド ソリフイケーション、5,229,1990）。
しかし、固相における等温熱処理中に従来法で製造され
た合金における準結晶の生成の報告は極めて数少ない。
これまでに見つかっているこの種の観察の唯一の報告は
フェライト−オーステナイト鋼からのものである（Z.W.
Hu,X.L.Jiang,J.Zhu及びS.S.Hsu,Phil.Mag.Lett.,61,n
o.3,115,1990）。これらの報告作成者は極端に長い焼戻
し時間、即ち1000時間以上、の経過後に準結晶相を見い
出している。しかし、これらの相は析出強化と関連して
いなかった。従って、本発明は従来法で製造された合金
と金属の固相における析出強化のために使用される準結
晶析出物の等温生成に係るものであるという意味におい
てユニークである。こゝにいう強化とは熱処理の結果と
して抗張力が少なくとも200MPa、或いは通常は少なくと
も400MPaだけ増大することを意味している。
中に通常は生成される（K.F.Kelton、インターナショナ
ル マテリアル レビュー、38,no.3,105,1993）。これ
はAl−14％Mn合金に関して1984年に最初に報告されてい
る（D.Schechtaman,I.Blech,D.Gradias及びJ.W.Cahn,Ph
ys.Rev.Lett.53,1951,1984）。更に、過飽和急速焼入れ
合金における準結晶の固相形成についての報告もある
（P.Liu,G.L.Dunlop及びL.Arnberg、インターナショナ
ル J.ラピッド ソリフイケーション、5,229,1990）。
しかし、固相における等温熱処理中に従来法で製造され
た合金における準結晶の生成の報告は極めて数少ない。
これまでに見つかっているこの種の観察の唯一の報告は
フェライト−オーステナイト鋼からのものである（Z.W.
Hu,X.L.Jiang,J.Zhu及びS.S.Hsu,Phil.Mag.Lett.,61,n
o.3,115,1990）。これらの報告作成者は極端に長い焼戻
し時間、即ち1000時間以上、の経過後に準結晶相を見い
出している。しかし、これらの相は析出強化と関連して
いなかった。従って、本発明は従来法で製造された合金
と金属の固相における析出強化のために使用される準結
晶析出物の等温生成に係るものであるという意味におい
てユニークである。こゝにいう強化とは熱処理の結果と
して抗張力が少なくとも200MPa、或いは通常は少なくと
も400MPaだけ増大することを意味している。
焼戻し中に目的物を強化するものとして、準結晶を使
用することに少なくとも二種の利点がある。第１は、強
化効果が結晶析出物の場合よりも高くなるのは、準結晶
格子を通って移動する転位の困難性に帰因する。第２
は、特定サイズよりも大きな析出物成長は困難であるの
で、大きな準結晶粒は形成が困難である。これらの両事
項は、実験用スチールにおいて強化効果とオーバエイジ
ング耐性とが極端に高いことから、この研究における観
測によって確認されている。事実、表１から分るよう
に、1000時間、500℃の温度までの焼戻し実験中に軟化
の証拠は観測されなかった。更に、焼戻し中の強度増大
分は通常約800MPaであり、極端な場合には顕著な成果と
なる1000MPa程度の高い値となり得る。
用することに少なくとも二種の利点がある。第１は、強
化効果が結晶析出物の場合よりも高くなるのは、準結晶
格子を通って移動する転位の困難性に帰因する。第２
は、特定サイズよりも大きな析出物成長は困難であるの
で、大きな準結晶粒は形成が困難である。これらの両事
項は、実験用スチールにおいて強化効果とオーバエイジ
ング耐性とが極端に高いことから、この研究における観
測によって確認されている。事実、表１から分るよう
に、1000時間、500℃の温度までの焼戻し実験中に軟化
の証拠は観測されなかった。更に、焼戻し中の強度増大
分は通常約800MPaであり、極端な場合には顕著な成果と
なる1000MPa程度の高い値となり得る。
米国特許第3,408,178号に従った組成の従来のマルエ
ージングスチールに析出反応を利用して、同じ温度範囲
での比較可能な条件の下での硬化応答性の１例を比較の
ために表１に示す。これは、結晶析出反応の代表的軟化
挙動の１例である。
ージングスチールに析出反応を利用して、同じ温度範囲
での比較可能な条件の下での硬化応答性の１例を比較の
ために表１に示す。これは、結晶析出反応の代表的軟化
挙動の１例である。
従って、準結晶粒子の析出に係る上述の硬化メカニズ
ムは、一般に合金の中でユニークであるオーバエイジン
グ耐性と併せて、焼戻し中に例外的に高い強度増加を生
ずるものと結論付けることが出来る。これらの特性は準
結晶である析出物に緊密に関係しており、且つ結晶析出
物はさらに変形可能となり、所謂オストワルド（Ostwal
d）成長メカニズムに従って粗くなりがちであることか
ら、従来の析出物との関連を期待することは不可能であ
る。本発明の合金においては、準結晶の析出は、マルテ
ンサイトマトリックス中である。それ故に、該メカニズ
ムはマルテンサイト組織又は近い関係にあるフェライト
組織に都合の良いものであり、両組織は、実質的に体心
立方（bcc）構造と見なし得る。該メカニズムは面心立
方（fcc）構造と最密六方晶（cph）構造等の他の構造に
おいても生起し得ると期待される。この硬化メカニズム
は、375−500℃の温度範囲で起きることが提示された
が、このメカニズムは合金組成に依存しているので、一
般に格段に広い範囲で、即ち650℃より低い温度で起き
ると期待出来る。通常、600℃より低い温度、好ましく
は550℃或いは500℃より低い温度で利用可能と思われ
る。推奨出来る最低温度は実際上300℃、或いは好まし
くは350℃である。焼戻し処理は等温的に実施可能であ
るが、種々の温度範囲の焼戻し処理も考慮できる。475
℃の本例においては、準結晶粒子が４時間後に直径の代
表値が1nmに達し、100時間後には50−100nmの代表的直
径に達し、その後は実質的成長は生起しなかった。粒子
直径の代表値は４時間後に0.2−50nmの範囲になり、100
時間後には５−500nmの範囲になると思われる。ステン
レス鋼において、最小限0.5wt％のモリブデン或いは0.5
wt％のモリブデンと0.5wt％のクロム或いは少なくとも1
0wt％のクロムが、鉄基合金或いは鉄族合金の強化元素
として、準結晶析出物を生成するのに必要である。ステ
ンレス鋼の強化ポテンシャルを提示するため、及び準結
晶のユニークな物性を示すために使用された実験用スチ
ールは、従来の合金化元素のみが存在するという意味に
おいて、及び種々の量で従来の結晶析出が準結晶の生成
される温度範囲とこの範囲外との両方において生起する
という意味において、従来のステンレス鋼と見なし得
る。準結晶析出物が500℃より低い温度で現状の鋼にお
いて析出する過半のタイプであることは強調されるべき
である。500℃より上の温度では、準結晶析出物の割合
は低減され、漸次少数相となり、大部分が結晶析出物と
なった。一般に、上記メカニズムは、結晶析出が生起す
る実際上採用されている可成り広い範囲の焼戻し温度、
即ち略650℃より低い温度、で生起し得ると期待出来
る。これは準結晶が冷却中に生成するのが観測されるそ
の他のあらゆる合金系においても生起することが期待出
来る。従って、準結晶析出は、銅、アルミニウム、チタ
ン、ジルコニウム、ニッケル等の合金であって、基本の
金属の最小量が50％である、斯ゝる合金等の鋼と鉄基合
金以外の多様な合金において析出硬化をもたらすと期待
される。鉄族合金の場合にはクロム、ニッケル及び鉄の
総和は50％を越えるべきである。
ムは、一般に合金の中でユニークであるオーバエイジン
グ耐性と併せて、焼戻し中に例外的に高い強度増加を生
ずるものと結論付けることが出来る。これらの特性は準
結晶である析出物に緊密に関係しており、且つ結晶析出
物はさらに変形可能となり、所謂オストワルド（Ostwal
d）成長メカニズムに従って粗くなりがちであることか
ら、従来の析出物との関連を期待することは不可能であ
る。本発明の合金においては、準結晶の析出は、マルテ
ンサイトマトリックス中である。それ故に、該メカニズ
ムはマルテンサイト組織又は近い関係にあるフェライト
組織に都合の良いものであり、両組織は、実質的に体心
立方（bcc）構造と見なし得る。該メカニズムは面心立
方（fcc）構造と最密六方晶（cph）構造等の他の構造に
おいても生起し得ると期待される。この硬化メカニズム
は、375−500℃の温度範囲で起きることが提示された
が、このメカニズムは合金組成に依存しているので、一
般に格段に広い範囲で、即ち650℃より低い温度で起き
ると期待出来る。通常、600℃より低い温度、好ましく
は550℃或いは500℃より低い温度で利用可能と思われ
る。推奨出来る最低温度は実際上300℃、或いは好まし
くは350℃である。焼戻し処理は等温的に実施可能であ
るが、種々の温度範囲の焼戻し処理も考慮できる。475
℃の本例においては、準結晶粒子が４時間後に直径の代
表値が1nmに達し、100時間後には50−100nmの代表的直
径に達し、その後は実質的成長は生起しなかった。粒子
直径の代表値は４時間後に0.2−50nmの範囲になり、100
時間後には５−500nmの範囲になると思われる。ステン
レス鋼において、最小限0.5wt％のモリブデン或いは0.5
wt％のモリブデンと0.5wt％のクロム或いは少なくとも1
0wt％のクロムが、鉄基合金或いは鉄族合金の強化元素
として、準結晶析出物を生成するのに必要である。ステ
ンレス鋼の強化ポテンシャルを提示するため、及び準結
晶のユニークな物性を示すために使用された実験用スチ
ールは、従来の合金化元素のみが存在するという意味に
おいて、及び種々の量で従来の結晶析出が準結晶の生成
される温度範囲とこの範囲外との両方において生起する
という意味において、従来のステンレス鋼と見なし得
る。準結晶析出物が500℃より低い温度で現状の鋼にお
いて析出する過半のタイプであることは強調されるべき
である。500℃より上の温度では、準結晶析出物の割合
は低減され、漸次少数相となり、大部分が結晶析出物と
なった。一般に、上記メカニズムは、結晶析出が生起す
る実際上採用されている可成り広い範囲の焼戻し温度、
即ち略650℃より低い温度、で生起し得ると期待出来
る。これは準結晶が冷却中に生成するのが観測されるそ
の他のあらゆる合金系においても生起することが期待出
来る。従って、準結晶析出は、銅、アルミニウム、チタ
ン、ジルコニウム、ニッケル等の合金であって、基本の
金属の最小量が50％である、斯ゝる合金等の鋼と鉄基合
金以外の多様な合金において析出硬化をもたらすと期待
される。鉄族合金の場合にはクロム、ニッケル及び鉄の
総和は50％を越えるべきである。
医療用、歯科用並びにスプリング、またはその他の用
途の製造において、本発明に係る析出メカニズムを備え
た合金がサイズφ15mm未満のワイヤ、サイズφ70mm未満
のバー、サイズ或いは厚み10mm未満のストリップ及び外
径450mm未満で且つ壁厚100mm未満のサイズのチューブ等
の種々の製品を作るために使用される。
途の製造において、本発明に係る析出メカニズムを備え
た合金がサイズφ15mm未満のワイヤ、サイズφ70mm未満
のバー、サイズ或いは厚み10mm未満のストリップ及び外
径450mm未満で且つ壁厚100mm未満のサイズのチューブ等
の種々の製品を作るために使用される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 リウ，ピン スウェーデン国，エス―811 35 サン ドビッケン，ステングセルベーゲン 59 (56)参考文献 特開 平４−180545（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−231438（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−33195（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−65692（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−158228（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−346198（ＪＰ，Ａ) 特表 平３−501752（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 6/00 102
Claims (6)
- 【請求項１】最小含有量が0.5wt％のモリブデンと0.5wt
％のクロムとを含有し、且つ合金強化が粒子の析出に基
づいている析出硬化鉄基合金において、 前記合金が、マルエージング鋼であり、 前記粒子が、300〜650℃の範囲で1000時間までエイジン
グと焼戻し処理とにより生じる準結晶構造を有し、且つ 析出した粒子の合金強化により抗張力が、少なくとも20
0MPa増大したことを特徴とする析出硬化鉄基合金。 - 【請求項２】医療用品と歯科用品の製造に用いられる、
請求項１に記載の析出硬化鉄基合金。 - 【請求項３】サイズが15mm未満の外径のワイヤの製造で
使用される、請求項１または２に記載の析出硬化鉄基合
金。 - 【請求項４】サイズが70mm未満の外径のバーの製造で使
用される、請求項１〜３のいずれか１項に記載の析出硬
化鉄基合金。 - 【請求項５】サイズが10mm未満の厚さのストリップの製
造で使用される、請求項１〜４のいずれか１項に記載の
析出硬化鉄基合金。 - 【請求項６】サイズが450mm未満の外径と100mm未満の壁
厚のチューブの製造で使用される、請求項１〜５のいず
れか１項に記載の析出硬化鉄基合金。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9303280A SE508684C2 (sv) | 1993-10-07 | 1993-10-07 | Utskiljningshärdad järnlegering med partiklar med kvasi- kristallin struktur |
| SE9303280-3 | 1993-10-07 | ||
| PCT/SE1994/000921 WO1995009930A1 (en) | 1993-10-07 | 1994-10-05 | Precipitation hardened ferrous alloy with quasicrystalline precipitates |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09504574A JPH09504574A (ja) | 1997-05-06 |
| JP3321169B2 true JP3321169B2 (ja) | 2002-09-03 |
Family
ID=20391341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP51075695A Expired - Lifetime JP3321169B2 (ja) | 1993-10-07 | 1994-10-05 | 準結晶析出物を有する析出硬化鉄合金 |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5632826A (ja) |
| EP (1) | EP0722509B1 (ja) |
| JP (1) | JP3321169B2 (ja) |
| KR (1) | KR100336957B1 (ja) |
| CN (1) | CN1043663C (ja) |
| AU (1) | AU687453B2 (ja) |
| BR (1) | BR9407764A (ja) |
| CA (1) | CA2173507C (ja) |
| DE (1) | DE69425977T2 (ja) |
| ES (1) | ES2150502T3 (ja) |
| RU (1) | RU2135621C1 (ja) |
| SE (1) | SE508684C2 (ja) |
| WO (1) | WO1995009930A1 (ja) |
| ZA (1) | ZA947707B (ja) |
Families Citing this family (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE508684C2 (sv) * | 1993-10-07 | 1998-10-26 | Sandvik Ab | Utskiljningshärdad järnlegering med partiklar med kvasi- kristallin struktur |
| DE19540848A1 (de) * | 1995-10-30 | 1997-05-28 | Hettich Ludwig & Co | Schraube und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| SE520169C2 (sv) * | 1999-08-23 | 2003-06-03 | Sandvik Ab | Metod för tillverkning av stålprodukter av utskiljningshärdat martensitiskt stål, samt användning av dessa stålprodukter |
| US6572792B1 (en) | 1999-10-13 | 2003-06-03 | Atomic Ordered Materials, L.L.C. | Composition of matter tailoring: system 1 |
| US6921497B2 (en) * | 1999-10-13 | 2005-07-26 | Electromagnetics Corporation | Composition of matter tailoring: system I |
| SE518600C2 (sv) * | 1999-11-17 | 2002-10-29 | Sandvik Ab | Fordonskomponent |
| KR100416336B1 (ko) * | 2000-07-11 | 2004-01-31 | 학교법인연세대학교 | 준결정입자가 분산된 금속복합재료의 제조방법 |
| DE10055275A1 (de) * | 2000-11-08 | 2002-05-23 | Iropa Ag | Endlos-Fadenbremsband und Verfahren zu seiner Herstellung |
| US6763593B2 (en) * | 2001-01-26 | 2004-07-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Razor blade material and a razor blade |
| SE525291C2 (sv) * | 2002-07-03 | 2005-01-25 | Sandvik Ab | Ytmodifierat rostfritt stål |
| SE526481C2 (sv) | 2003-01-13 | 2005-09-20 | Sandvik Intellectual Property | Ythärdat rostfritt stål med förbättrad nötningsbeständighet och låg statisk friktion |
| SE526501C2 (sv) * | 2003-01-13 | 2005-09-27 | Sandvik Intellectual Property | Metod för att ytmodifiera ett utskiljningshärdat rostfritt stål |
| EP1616047A1 (en) * | 2003-04-11 | 2006-01-18 | Lynntech, Inc. | Compositions and coatings including quasicrystals |
| US7329383B2 (en) | 2003-10-22 | 2008-02-12 | Boston Scientific Scimed, Inc. | Alloy compositions and devices including the compositions |
| US7655160B2 (en) * | 2005-02-23 | 2010-02-02 | Electromagnetics Corporation | Compositions of matter: system II |
| JP2008545478A (ja) * | 2005-05-27 | 2008-12-18 | エバレデイ バツテリ カンパニー インコーポレーテツド | かみそり刃、並びにかみそり刃の製造のための組成物及びプロセス |
| SE531483C2 (sv) * | 2005-12-07 | 2009-04-21 | Sandvik Intellectual Property | Sträng för musikinstrument innefattande utskiljningshärdande rostfritt stål |
| US7780798B2 (en) | 2006-10-13 | 2010-08-24 | Boston Scientific Scimed, Inc. | Medical devices including hardened alloys |
| EP2351047A4 (en) * | 2008-10-30 | 2017-01-25 | Electromagnetics Corporation | Composition of matter tailoring: system 1a |
| EP2643487A4 (en) | 2010-11-22 | 2018-05-30 | Electromagnetics Corporation | Devices for tailoring materials |
| SI25352A (sl) | 2017-09-13 | 2018-07-31 | UNIVERZA V MARIBORU Fakulteta za Strojništvo | Izdelava visokotrdnostnih in temperaturnoobstojnih aluminijevih zlitin utrjenih z dvojnimi izločki |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3408178A (en) * | 1967-06-27 | 1968-10-29 | Carpenter Steel Co | Age hardenable stainless steel alloy |
| US5288342A (en) * | 1991-12-31 | 1994-02-22 | Job Robert C | Solid metal-carbon matrix of metallofullerites and method of forming same |
| JP3192743B2 (ja) * | 1992-03-17 | 2001-07-30 | 株式会社ブリヂストン | 円筒状部材の成型方法および成型装置 |
| JP2911673B2 (ja) * | 1992-03-18 | 1999-06-23 | 健 増本 | 高強度アルミニウム合金 |
| JP3142659B2 (ja) * | 1992-09-11 | 2001-03-07 | ワイケイケイ株式会社 | 高力、耐熱アルミニウム基合金 |
| SE508684C2 (sv) * | 1993-10-07 | 1998-10-26 | Sandvik Ab | Utskiljningshärdad järnlegering med partiklar med kvasi- kristallin struktur |
-
1993
- 1993-10-07 SE SE9303280A patent/SE508684C2/sv not_active IP Right Cessation
-
1994
- 1994-10-03 ZA ZA947707A patent/ZA947707B/xx unknown
- 1994-10-05 CN CN94194053A patent/CN1043663C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1994-10-05 CA CA002173507A patent/CA2173507C/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-10-05 WO PCT/SE1994/000921 patent/WO1995009930A1/en active IP Right Grant
- 1994-10-05 EP EP94929086A patent/EP0722509B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-10-05 AU AU78271/94A patent/AU687453B2/en not_active Expired
- 1994-10-05 DE DE69425977T patent/DE69425977T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1994-10-05 RU RU96109317/02A patent/RU2135621C1/ru active
- 1994-10-05 KR KR1019960701803A patent/KR100336957B1/ko active IP Right Grant
- 1994-10-05 BR BR9407764A patent/BR9407764A/pt not_active IP Right Cessation
- 1994-10-05 ES ES94929086T patent/ES2150502T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1994-10-05 JP JP51075695A patent/JP3321169B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1994-10-07 US US08/319,648 patent/US5632826A/en not_active Expired - Lifetime
-
1997
- 1997-01-03 US US08/778,677 patent/US5759308A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ZA947707B (en) | 1996-02-06 |
| CN1043663C (zh) | 1999-06-16 |
| AU687453B2 (en) | 1998-02-26 |
| SE508684C2 (sv) | 1998-10-26 |
| EP0722509A1 (en) | 1996-07-24 |
| US5759308A (en) | 1998-06-02 |
| DE69425977D1 (de) | 2000-10-26 |
| US5632826A (en) | 1997-05-27 |
| JPH09504574A (ja) | 1997-05-06 |
| RU2135621C1 (ru) | 1999-08-27 |
| EP0722509B1 (en) | 2000-09-20 |
| DE69425977T2 (de) | 2001-01-25 |
| CN1134729A (zh) | 1996-10-30 |
| AU7827194A (en) | 1995-05-01 |
| ES2150502T3 (es) | 2000-12-01 |
| SE9303280L (sv) | 1995-04-08 |
| CA2173507C (en) | 2005-09-06 |
| KR100336957B1 (ko) | 2002-11-11 |
| CA2173507A1 (en) | 1995-04-13 |
| WO1995009930A1 (en) | 1995-04-13 |
| SE9303280D0 (sv) | 1993-10-07 |
| BR9407764A (pt) | 1997-03-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3321169B2 (ja) | 準結晶析出物を有する析出硬化鉄合金 | |
| JP6104164B2 (ja) | 高強度および延性アルファ／ベータチタン合金 | |
| Xu et al. | Recovery and recrystallization processes in Ti Pd Ni high-temperature shape memory alloys | |
| JP5065904B2 (ja) | 形状記憶性及び超弾性を有する鉄系合金及びその製造方法 | |
| WO2019050084A1 (ko) | 보론이 도핑된 고엔트로피 합금 및 그 제조방법 | |
| Karaman et al. | The effect of severe marforming on shape memory characteristics of a Ti-rich NiTi alloy processed using equal channel angular extrusion | |
| Yao et al. | Effect of Ti2Cu precipitates on mechanical behavior of Ti–2.5 Cu alloy subjected to different heat treatments | |
| EP0440948A1 (en) | Chromium-nickel steel for surgical needles | |
| EP0312966B1 (en) | Alloys containing gamma prime phase and process for forming same | |
| Li et al. | Effects of Mo-doping on the microstructure and mechanical properties of CoCrNi medium entropy alloy | |
| Ushioda et al. | Changes in states of carbon and mechanical properties with aging at 50° C after quenching in low carbon steel | |
| JP4756974B2 (ja) | Ｎｉ３（Ｓｉ，Ｔｉ）系箔及びその製造方法 | |
| JPH0561344B2 (ja) | ||
| JP3907177B2 (ja) | Ｆｅ基形状記憶合金及びその製造方法 | |
| US5169463A (en) | Alloys containing gamma prime phase and particles and process for forming same | |
| Markovsky et al. | Balancing of mechanical properties of Ti–4.5 Fe–7.2 Cr–3.0 Al using thermomechanical processing and rapid heat treatment | |
| JP2003342693A (ja) | 高温超伝導材料の蒸着基板用オーステナイト系ステンレス鋼箔とその製造方法 | |
| Ferraiuolo et al. | New stainless TWIP steel Fe-17Cr-MnNiCu: mechanical properties characterization and microstructure evolution during deformation | |
| Shih et al. | Effects of Ti addition on the microstructure and mechanical properties of CoCrFeMnNi high-entropy alloy | |
| Akinay et al. | Effect of Ni on the mechanical behavior of a high-Mn austenitic TWIP steel | |
| JPH08311626A (ja) | 超合金材の製造方法 | |
| Morris et al. | Microstructure and mechanical properties of an Fe Al alloy of low aluminium content | |
| CN116516227A (zh) | 一种多尺度组织复合强化型高熵合金及其制备方法 | |
| KR20230080695A (ko) | 고강도 고균질연성을 가지는 순수 타이타늄 및 그 제조 방법 | |
| CN117026121A (zh) | 一种快速时效硬化亚稳β钛合金的制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| R371 | Transfer withdrawn |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080621 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090621 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100621 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110621 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110621 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120621 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120621 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130621 Year of fee payment: 11 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |