JP4109761B2 - 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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4109761B2 JP4109761B2 JP24783398A JP24783398A JP4109761B2 JP 4109761 B2 JP4109761 B2 JP 4109761B2 JP 24783398 A JP24783398 A JP 24783398A JP 24783398 A JP24783398 A JP 24783398A JP 4109761 B2 JP4109761 B2 JP 4109761B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- based material
- heat treatment
- temperature
- modulus
- based member
- 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 - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高ヤング率高靱性Ｆｅ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。
【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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、特定組成のＦｅ系素材に、特定の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と高靱性とを兼備した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、
２．０ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、
１．４ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．５ｗｔ％、
０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％、
０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％
および不可避不純物を含む残部Ｆｅ
よりなるＦｅ系素材の固相線温度がＴS であり、また液相線温度がＴL であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ1 をＴS ＜Ｔ1 ＜ＴL に、また冷却条件を、冷却速度ＣＲが２５０℃／ min 以上の急冷にそれぞれ設定した熱処理を施す第１工程と、前記Ｆｅ系素材の共析変態開始温度がＴｅ１であり、また共析変態終了温度がＴｅ２であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ2 をＴｅ１＜Ｔ2 ＜Ｔｅ２に、また加熱時間ｔを９０min ≦ｔ≦１８０min にそれぞれ設定した熱処理を施した後、空冷するようにして、前記第１工程を経た前記Ｆｅ系素材の１次熱処理組織が、微細粒状炭化物及び析出γ相を含む２次熱処理組織に改変されるようにした第２工程とを順次行う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、例えば塊状をなす多数の残留γ相と、相隣る両残留γ相間に存する粗大炭化物と、前記残留γ相内に存するマルテンサイト化された複数の針状α相とよりなる。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。その２次熱処理組織は、例えば塊状をなす多数の微細α粒群と、相隣る両微細α粒群間に存する多数の微細な短繊維状炭化物および多数の微細な粒状黒鉛と、前記微細α粒群内の粒界に存する多数の微細炭化物としての微細粒状炭化物および微細な幾つかの粒状黒鉛と、特定の前記微細α粒群内に在ってそれを分断するように延びる針状をなす１または２以上の析出γ相とよりなる。この場合、微細粒状炭化物は単独または集合体として存在する。
【０００８】
この２次熱処理組織において、微細炭化物である微細な粒状炭化物はＦｅ系部材のヤング率向上に寄与し、また析出γ相はＦｅ系部材の靱性向上に寄与する。
【０００９】
第２工程において、加熱温度Ｔ2 がＴ2 ＜Ｔｅ１であるか、加熱時間ｔがｔ＜９０min であると、炭化物の微細化および分散を十分に行うことができず、一方、加熱温度Ｔ2 がＴ2 ＞Ｔｅ２であるか、加熱時間ｔがｔ＞１８０min であると、黒鉛化が過度に進行すると共に炭化物の凝集が発生する。
【００１０】
前記Ｆｅ系素材の組成において、Ｃは、液相線温度ＴL および固相線温度ＴS を低くしてＦｅ系素材の鋳造性を向上させると共にヤング率向上に寄与する炭化物を生成する。この炭化物の生成量を増すため、Ｃを固溶限以上に添加する必要があり、そこで、Ｃ含有量の下限値を１．５ｗｔ％とした。一方、Ｃ＞２．５ｗｔ％では、炭化物量だけでなく、黒鉛量も増すためＦｅ系部材が脆化する。
【００１１】
Ｓｉは、Ｆｅ系素材の融点を下げて鋳造性を良好にし、また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。またＳｉは共析変態開始温度Ｔｅ１および共析変態終了温度Ｔｅ２間の温度差ΔＴ、つまり第２工程の加熱温度Ｔ２の設定範囲を拡張する効果を有する。ただし、Ｓｉ含有量が、Ｃとの組合せにおいて、Ｓｉ＜１．４ｗｔ％では前記のような作用効果を得ることができず、一方、Ｓｉ＞３．５ｗｔ％ではα相が脆化してＦｅ系部材の機械的特性が低下する。
【００１２】
Ｍｎは、脱酸および炭化物の生成を促進し、また前記温度差ΔＴを拡張する効果を有する。他の合金元素であるＮｉは炭化物の生成を抑制する作用を有するので、このＮｉの作用に打勝って炭化物の生成を促進すべくＭｎ含有量の下限値は０．９ｗｔ％に設定される。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は前記温度差ΔＴを拡張する上で、顕著な効果を発揮する。ただし、Ｎｉ含有量がＮｉ＜０．５ｗｔ％では前記両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】
また本発明によれば、前記第１工程において、液相線温度ＴL に対して加熱温度Ｔ1 をＴ1 ＞ＴL に設定し、また前記同様の急冷を行い、次いで前記同様の第２工程を行うＦｅ系部材の製造方法が提供される。
【００１５】
この方法によっても、前記２次熱処理組織と同様の熱処理組織を得ることができる。
【００１６】
【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。
【００１７】
【表１】
【００１８】
図１はＦｅ系素材ａの状態図の一部を示し、この場合の固相線温度ＴS は１１５５℃、液相線温度ＴL は１３２３℃、共析変態開始温度Ｔｅ１は６６２℃、共析変態終了温度Ｔｅ２は７８２℃である。またＦｅ系素材ｂの固相線温度ＴS は１１５９℃、液相線温度ＴL は１３１９℃、共析変態開始温度Ｔｅ１は７４７℃、共析変態終了温度Ｔｅ２は７８２℃である。
【００１９】
両Ｆｅ系素材ａ，ｂを用い、表２、図２，図３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系素材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。
【００２０】
【表２】
【００２１】
図４は、第１工程を経たＦｅ系素材ａの１次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真であり、図５は図４の概略写図である。その１次熱処理組織は、塊状をなす多数の残留γ相と、相隣る両残留γ相間に存する粗大炭化物と、前記残留γ相内に存するマルテンサイト化された複数の針状α相とよりなる。
【００２２】
図６は、Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真であり、図７は図６の概略写図である。その２次熱処理組織は、塊状をなす多数の微細α粒群と、相隣る両微細α粒群間に存する多数の微細な短繊維状炭化物および多数の微細な粒状黒鉛と、前記微細α粒群内の粒界に存する多数の微細粒状炭化物およびその集合体ならびに微細な幾つかの粒状黒鉛と、特定の前記微細α粒群内に在ってそれを分断するように延びる針状をなす１または２以上の析出γ相とよりなる。
【００２３】
この２次熱処理組織において、微細炭化物である微細な粒状炭化物はＦｅ系部材Ａのヤング率向上に寄与する。このヤング率向上のためには、１００μｍ2 当りの微細粒状炭化物の平均個数は８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、１００μｍ2 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。前記微細な短繊維状炭化物も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≧０．８ｗｔ％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１００μｍ2 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。表中、Ｆｅ系部材Ａ1 については後述する。
【００２６】
【表３】
【００２７】
表３から明らかなように、実施例によるＦｅ系部材Ａは、比較例によるＦｅ系部材Ｂに比べて、ヤング率が約１．２倍、またシャルピー衝撃値が約１．３倍それぞれ向上しており、したがって高いヤング率と高い靱性を有することが判る。
【００２８】
次に、前記表１のＦｅ系素材ａを用い、図８に示すように加熱温度Ｔ1 ＝１４００℃（Ｔ1 ＞ＴL ＝１３２３℃）にて溶解、次いで急冷（ＣＲ：１３００℃／min ）を行い、その後Ｆｅ系部材Ａの場合と同様の第２工程を行ってＦｅ系部材Ａ1 を製造した。このＦｅ系部材Ａ1 は、検鏡の結果、前記Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織と同様の熱処理組織を有していることが判明した。
【００２９】
Ｆｅ系部材Ａ1 について前記同様に１００μｍ2 当りの微細粒状炭化物の平均個数等について調べたところ、前記表３の結果を得た。表３より、Ｆｅ系部材Ａ1 はＦｅ系部材Ａと略同様の特性を有することが判る。
【００３０】
前記のように、Ｆｅ系素材の加熱温度Ｔ1 をＴS ＜Ｔ1 ＜ＴL に設定して急冷を行う第１工程は、固相と液相とが共存する半溶融状態のＦｅ系素材を、熱伝導性の良い金型に加圧充填するチクソキャスティングに相当するので、本発明には、前記のようなチクソキャスティングを行った後、前記第２工程を行う製造方法も包含される。
【００３１】
また前記のように、Ｆｅ系素材の加熱温度Ｔ1 をＴ1 ＞ＴL に設定して急冷を行う第１工程は、溶湯を熱伝導性の良い金型に注入する鋳造法に相当するので、本発明には、前記のような鋳造を行った後、前記第２工程を行う製造方法も包含される。
【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（即ち前記した特定の第１，第２工程を順次行うこと）によって、第１工程を経たＦｅ系素材の１次熱処理組織が、微細粒状炭化物及び析出γ相を含む２次熱処理組織に改変されるようになり、その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、また析出γ相はＦｅ系部材の靱性向上に寄与するものであり、これにより、高ヤング率で、且つ高靱性、若しくは実用上必要な靱性を具備したＦｅ系部材を量産することができる。また特に本発明のＦｅ系素材の組成において、Ｎｉは、第２工程の加熱温度の設定範囲を拡張する上で顕著な効果を発揮するばかりか、γ相生成元素となって、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むことができ、これによりＦｅ系部材の靱性を向上させる効果を有するものであり、この場合に、Ｎｉ含有量がＮｉ＜０．５ｗｔ％では前記両効果を得ることができず、一方、Ｎｉ＞１．５ｗｔ％に設定しても、第２工程の加熱温度の設定範囲の拡張量は変わらない。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｆｅ系素材の状態図の要部を示す。
【図２】 Ｆｅ系部材Ａを得るための熱サイクルを示す。
【図３】 Ｆｅ系部材Ｂを得るための熱サイクルを示す。
【図４】 Ｆｅ系素材ａの１次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真である。
【図５】 図４の概略写図である。
【図６】 Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真である。
【図７】 図６の概略写図である。
【図８】 Ｆｅ系部材Ａ1 を得るための熱サイクルを示す。
【発明の属する技術分野】
本発明は高ヤング率高靱性Ｆｅ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。
【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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、特定組成のＦｅ系素材に、特定の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と高靱性とを兼備した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、
２．０ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、
１．４ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．５ｗｔ％、
０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％、
０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％
および不可避不純物を含む残部Ｆｅ
よりなるＦｅ系素材の固相線温度がＴS であり、また液相線温度がＴL であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ1 をＴS ＜Ｔ1 ＜ＴL に、また冷却条件を、冷却速度ＣＲが２５０℃／ min 以上の急冷にそれぞれ設定した熱処理を施す第１工程と、前記Ｆｅ系素材の共析変態開始温度がＴｅ１であり、また共析変態終了温度がＴｅ２であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ2 をＴｅ１＜Ｔ2 ＜Ｔｅ２に、また加熱時間ｔを９０min ≦ｔ≦１８０min にそれぞれ設定した熱処理を施した後、空冷するようにして、前記第１工程を経た前記Ｆｅ系素材の１次熱処理組織が、微細粒状炭化物及び析出γ相を含む２次熱処理組織に改変されるようにした第２工程とを順次行う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、例えば塊状をなす多数の残留γ相と、相隣る両残留γ相間に存する粗大炭化物と、前記残留γ相内に存するマルテンサイト化された複数の針状α相とよりなる。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。その２次熱処理組織は、例えば塊状をなす多数の微細α粒群と、相隣る両微細α粒群間に存する多数の微細な短繊維状炭化物および多数の微細な粒状黒鉛と、前記微細α粒群内の粒界に存する多数の微細炭化物としての微細粒状炭化物および微細な幾つかの粒状黒鉛と、特定の前記微細α粒群内に在ってそれを分断するように延びる針状をなす１または２以上の析出γ相とよりなる。この場合、微細粒状炭化物は単独または集合体として存在する。
【０００８】
この２次熱処理組織において、微細炭化物である微細な粒状炭化物はＦｅ系部材のヤング率向上に寄与し、また析出γ相はＦｅ系部材の靱性向上に寄与する。
【０００９】
第２工程において、加熱温度Ｔ2 がＴ2 ＜Ｔｅ１であるか、加熱時間ｔがｔ＜９０min であると、炭化物の微細化および分散を十分に行うことができず、一方、加熱温度Ｔ2 がＴ2 ＞Ｔｅ２であるか、加熱時間ｔがｔ＞１８０min であると、黒鉛化が過度に進行すると共に炭化物の凝集が発生する。
【００１０】
前記Ｆｅ系素材の組成において、Ｃは、液相線温度ＴL および固相線温度ＴS を低くしてＦｅ系素材の鋳造性を向上させると共にヤング率向上に寄与する炭化物を生成する。この炭化物の生成量を増すため、Ｃを固溶限以上に添加する必要があり、そこで、Ｃ含有量の下限値を１．５ｗｔ％とした。一方、Ｃ＞２．５ｗｔ％では、炭化物量だけでなく、黒鉛量も増すためＦｅ系部材が脆化する。
【００１１】
Ｓｉは、Ｆｅ系素材の融点を下げて鋳造性を良好にし、また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。またＳｉは共析変態開始温度Ｔｅ１および共析変態終了温度Ｔｅ２間の温度差ΔＴ、つまり第２工程の加熱温度Ｔ２の設定範囲を拡張する効果を有する。ただし、Ｓｉ含有量が、Ｃとの組合せにおいて、Ｓｉ＜１．４ｗｔ％では前記のような作用効果を得ることができず、一方、Ｓｉ＞３．５ｗｔ％ではα相が脆化してＦｅ系部材の機械的特性が低下する。
【００１２】
Ｍｎは、脱酸および炭化物の生成を促進し、また前記温度差ΔＴを拡張する効果を有する。他の合金元素であるＮｉは炭化物の生成を抑制する作用を有するので、このＮｉの作用に打勝って炭化物の生成を促進すべくＭｎ含有量の下限値は０．９ｗｔ％に設定される。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は前記温度差ΔＴを拡張する上で、顕著な効果を発揮する。ただし、Ｎｉ含有量がＮｉ＜０．５ｗｔ％では前記両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】
また本発明によれば、前記第１工程において、液相線温度ＴL に対して加熱温度Ｔ1 をＴ1 ＞ＴL に設定し、また前記同様の急冷を行い、次いで前記同様の第２工程を行うＦｅ系部材の製造方法が提供される。
【００１５】
この方法によっても、前記２次熱処理組織と同様の熱処理組織を得ることができる。
【００１６】
【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。
【００１７】
【表１】
図１はＦｅ系素材ａの状態図の一部を示し、この場合の固相線温度ＴS は１１５５℃、液相線温度ＴL は１３２３℃、共析変態開始温度Ｔｅ１は６６２℃、共析変態終了温度Ｔｅ２は７８２℃である。またＦｅ系素材ｂの固相線温度ＴS は１１５９℃、液相線温度ＴL は１３１９℃、共析変態開始温度Ｔｅ１は７４７℃、共析変態終了温度Ｔｅ２は７８２℃である。
【００１９】
両Ｆｅ系素材ａ，ｂを用い、表２、図２，図３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系素材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。
【００２０】
【表２】
図４は、第１工程を経たＦｅ系素材ａの１次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真であり、図５は図４の概略写図である。その１次熱処理組織は、塊状をなす多数の残留γ相と、相隣る両残留γ相間に存する粗大炭化物と、前記残留γ相内に存するマルテンサイト化された複数の針状α相とよりなる。
【００２２】
図６は、Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真であり、図７は図６の概略写図である。その２次熱処理組織は、塊状をなす多数の微細α粒群と、相隣る両微細α粒群間に存する多数の微細な短繊維状炭化物および多数の微細な粒状黒鉛と、前記微細α粒群内の粒界に存する多数の微細粒状炭化物およびその集合体ならびに微細な幾つかの粒状黒鉛と、特定の前記微細α粒群内に在ってそれを分断するように延びる針状をなす１または２以上の析出γ相とよりなる。
【００２３】
この２次熱処理組織において、微細炭化物である微細な粒状炭化物はＦｅ系部材Ａのヤング率向上に寄与する。このヤング率向上のためには、１００μｍ2 当りの微細粒状炭化物の平均個数は８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、１００μｍ2 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。前記微細な短繊維状炭化物も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≧０．８ｗｔ％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１００μｍ2 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。表中、Ｆｅ系部材Ａ1 については後述する。
【００２６】
【表３】
表３から明らかなように、実施例によるＦｅ系部材Ａは、比較例によるＦｅ系部材Ｂに比べて、ヤング率が約１．２倍、またシャルピー衝撃値が約１．３倍それぞれ向上しており、したがって高いヤング率と高い靱性を有することが判る。
【００２８】
次に、前記表１のＦｅ系素材ａを用い、図８に示すように加熱温度Ｔ1 ＝１４００℃（Ｔ1 ＞ＴL ＝１３２３℃）にて溶解、次いで急冷（ＣＲ：１３００℃／min ）を行い、その後Ｆｅ系部材Ａの場合と同様の第２工程を行ってＦｅ系部材Ａ1 を製造した。このＦｅ系部材Ａ1 は、検鏡の結果、前記Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織と同様の熱処理組織を有していることが判明した。
【００２９】
Ｆｅ系部材Ａ1 について前記同様に１００μｍ2 当りの微細粒状炭化物の平均個数等について調べたところ、前記表３の結果を得た。表３より、Ｆｅ系部材Ａ1 はＦｅ系部材Ａと略同様の特性を有することが判る。
【００３０】
前記のように、Ｆｅ系素材の加熱温度Ｔ1 をＴS ＜Ｔ1 ＜ＴL に設定して急冷を行う第１工程は、固相と液相とが共存する半溶融状態のＦｅ系素材を、熱伝導性の良い金型に加圧充填するチクソキャスティングに相当するので、本発明には、前記のようなチクソキャスティングを行った後、前記第２工程を行う製造方法も包含される。
【００３１】
また前記のように、Ｆｅ系素材の加熱温度Ｔ1 をＴ1 ＞ＴL に設定して急冷を行う第１工程は、溶湯を熱伝導性の良い金型に注入する鋳造法に相当するので、本発明には、前記のような鋳造を行った後、前記第２工程を行う製造方法も包含される。
【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（即ち前記した特定の第１，第２工程を順次行うこと）によって、第１工程を経たＦｅ系素材の１次熱処理組織が、微細粒状炭化物及び析出γ相を含む２次熱処理組織に改変されるようになり、その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、また析出γ相はＦｅ系部材の靱性向上に寄与するものであり、これにより、高ヤング率で、且つ高靱性、若しくは実用上必要な靱性を具備したＦｅ系部材を量産することができる。また特に本発明のＦｅ系素材の組成において、Ｎｉは、第２工程の加熱温度の設定範囲を拡張する上で顕著な効果を発揮するばかりか、γ相生成元素となって、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むことができ、これによりＦｅ系部材の靱性を向上させる効果を有するものであり、この場合に、Ｎｉ含有量がＮｉ＜０．５ｗｔ％では前記両効果を得ることができず、一方、Ｎｉ＞１．５ｗｔ％に設定しても、第２工程の加熱温度の設定範囲の拡張量は変わらない。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｆｅ系素材の状態図の要部を示す。
【図２】 Ｆｅ系部材Ａを得るための熱サイクルを示す。
【図３】 Ｆｅ系部材Ｂを得るための熱サイクルを示す。
【図４】 Ｆｅ系素材ａの１次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真である。
【図５】 図４の概略写図である。
【図６】 Ｆｅ系部材Ａの２次熱処理組織（金属組織）を示す顕微鏡写真である。
【図７】 図６の概略写図である。
【図８】 Ｆｅ系部材Ａ1 を得るための熱サイクルを示す。
Claims (2)
- ２．０ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、
１．４ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．５ｗｔ％、
０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％、
０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％
および不可避不純物を含む残部Ｆｅ
よりなるＦｅ系素材の固相線温度がＴS であり、また液相線温度がＴL であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ1 をＴS ＜Ｔ1 ＜ＴL に、また冷却条件を、冷却速度ＣＲが２５０℃／ min 以上の急冷にそれぞれ設定した熱処理を施す第１工程と、
前記Ｆｅ系素材の共析変態開始温度がＴｅ１であり、また共析変態終了温度がＴｅ２であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ2 をＴｅ１＜Ｔ2 ＜Ｔｅ２に、また加熱時間ｔを９０min ≦ｔ≦１８０min にそれぞれ設定した熱処理を施した後、空冷するようにして、前記第１工程を経た前記Ｆｅ系素材の１次熱処理組織が、微細粒状炭化物及び析出γ相を含む２次熱処理組織に改変されるようにした第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。 - ２．０ｗｔ％≦Ｃ≦２．５ｗｔ％、
１．４ｗｔ％≦Ｓｉ≦３．５ｗｔ％、
０．９ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．７ｗｔ％、
０．５ｗｔ％≦Ｎｉ≦１．５ｗｔ％
および不可避不純物を含む残部Ｆｅ
よりなるＦｅ系素材の液相線温度がＴL であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ1 をＴ1 ＞ＴL に、また冷却条件を、冷却速度ＣＲが２５０℃／ min 以上の急冷にそれぞれ設定した処理を施す第１工程と、
前記Ｆｅ系素材の共析変態開始温度がＴｅ１であり、また共析変態終了温度がＴｅ２であるとき、そのＦｅ系素材に対し、加熱温度Ｔ2 をＴｅ１＜Ｔ2 ＜Ｔｅ２に、また加熱時間ｔを９０min ≦ｔ≦１８０min にそれぞれ設定した熱処理を施した後、空冷するようにして、前記第１工程を経た前記Ｆｅ系素材の１次熱処理組織が、微細粒状炭化物及び析出γ相を含む２次熱処理組織に改変されるようにした第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。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24783398A JP4109761B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
| US09/373,600 US6332938B1 (en) | 1998-08-18 | 1999-08-13 | Process for producing Fe-based member having high young's modulus and high toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24783398A JP4109761B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000063939A JP2000063939A (ja) | 2000-02-29 |
| JP4109761B2 true JP4109761B2 (ja) | 2008-07-02 |
Family
ID=17169365
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24783398A Expired - Fee Related JP4109761B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6332938B1 (ja) |
| JP (1) | JP4109761B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021010714A1 (ko) * | 2019-07-12 | 2021-01-21 | 주식회사 아모그린텍 | Fe계 연자성 합금 제조방법 및 이를 통해 제조된 fe계 연자성 합금 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2848225B1 (fr) * | 2002-12-05 | 2006-06-09 | Ascometal Sa | Acier pour construction mecanique, procede de mise en forme a chaud d'une piece de cet acier et piece ainsi obtenue |
| FR2848226B1 (fr) * | 2002-12-05 | 2006-06-09 | Ascometal Sa | Acier pour construction mecanique, procede de mise en forme a chaud d'une piece de cet acier, et piece ainsi obtenue |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5647518A (en) * | 1979-09-22 | 1981-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of high carbon cast steel |
| JPS63166928A (ja) * | 1986-12-26 | 1988-07-11 | Kurimoto Iron Works Ltd | 強靭ベイナイト球状黒鉛鋳鉄の製造方法 |
| US4838956A (en) * | 1987-04-16 | 1989-06-13 | Mazda Motor Corporation | Method of producing a spheroidal graphite cast iron |
-
1998
- 1998-08-18 JP JP24783398A patent/JP4109761B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1999
- 1999-08-13 US US09/373,600 patent/US6332938B1/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021010714A1 (ko) * | 2019-07-12 | 2021-01-21 | 주식회사 아모그린텍 | Fe계 연자성 합금 제조방법 및 이를 통해 제조된 fe계 연자성 합금 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000063939A (ja) | 2000-02-29 |
| US6332938B1 (en) | 2001-12-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5344527B2 (ja) | 鋳物用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物およびその製造方法 | |
| JP5655115B1 (ja) | 球状黒鉛鋳鉄 | |
| JP5758402B2 (ja) | 機械的強度が高く、耐熱クリープ性も高い、銅アルミニウム合金製の鋳造部品 | |
| WO2007141108A1 (de) | Gusseisenlegierung mit guter oxydationbeständigkeit bei hoher temperaturen | |
| Samat et al. | Microstructural evolution, dislocation density and tensile properties of Al–6.5 Si–2.1 Cu–0.35 Mg alloy produced by different casting processes | |
| JP3753101B2 (ja) | 高強度高剛性鋼及びその製造方法 | |
| WO2017044234A1 (en) | Impact resistant ductile iron castings | |
| Paray et al. | Impact properties of Al-Si foundry alloys | |
| JP2005002451A (ja) | 耐熱ばね用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基合金および耐熱ばねの製造方法 | |
| JPH1112674A (ja) | 内燃機関ピストン用アルミニウム合金およびアルミニウム合金製ピストン | |
| JP4109761B2 (ja) | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 | |
| US6537397B1 (en) | Process for producing Fe-based member having high young's modulus, and Fe-based member having high young's modulus and high toughness | |
| JP4849473B2 (ja) | 耐摩耗性高Ｃｒ鋳鉄およびその製造方法 | |
| JP2001220640A (ja) | 球状黒鉛鋳鉄とその製造方法及びその球状黒鉛鋳鉄からなるクランクシャフト | |
| JP4109762B2 (ja) | 高ヤング率Ｆｅ系部材の製造方法 | |
| JP3654899B2 (ja) | 高強度低膨脹鋳鉄の製造方法 | |
| JPH07197164A (ja) | 高強度高加工性アルミニウム合金とその製造方法 | |
| Zhao et al. | Effects of Sb and heat treatment on the microstructure of Al-15.5 wt% Mg 2 Si alloy | |
| JP4109763B2 (ja) | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 | |
| JP5475380B2 (ja) | オーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物 | |
| JP4109734B2 (ja) | Ｆｅ系鋳物の熱処理方法 | |
| JP4704720B2 (ja) | 高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金 | |
| JPH02194142A (ja) | 焼結用Ａｌ基合金粉末 | |
| El Soeudy | The effect of graphite aspect ratio on the mechanical and microstructural properties of cast iron | |
| JP2001011532A (ja) | 高ヤング率高靱性Ｆｅ系部材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041129 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060809 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20061010 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080319 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080407 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110411 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110411 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130411 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130411 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140411 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |