JPH02285053A

JPH02285053A - マルエージング鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH02285053A
Application number: JP10651289A
Authority: JP
Inventors: Toshihiro Uehara; 利弘上原
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1989-04-26
Filing date: 1989-04-26
Publication date: 1990-11-22
Anticipated expiration: 2014-06-23
Also published as: JP2909089B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明はＢを含有する１８％Ｎｉ系マルエージング鋼お
よびその製造方法に関し、特に靭性の優れたマルエージ
ング鋼の結晶粒微細化法に関するものである。

〔従来の技術〕

マルエージング鋼は、超強力鋼の一つとして知られてお
り、高い強度と優れた靭性を有することから例えば宇宙
、航空機、高速回転機器の分野に特殊スプリング、ボル
ト、容器などに用途が多く、中でも１８％Ｎｉ系のマル
エージング鋼は、熱処理として固溶化処理と時効処理を
行なうことによって容易に良好な強靭性を得ることがで
きるため、広範囲な分野に使用されている。

しかし、特に引張強さが２００ｋｇｆ／ｍｍ″以上の高
強度を有するマルエージング鋼においては、強度の上昇
につれて延性、靭性が劣化するという問題があり、特に
肉厚の小さい部品では、結晶粒が粗いと延性、靭性など
の特性のバラツキも大きくなるので結晶粒を微細化する
ことは一層重要になる。

これを解決する一つの手段としてオーステナイト結晶粒
を微細化するという方法が用いられ、例えば板、棒、パ
イプ等の冷間加工が可能な形状および比較的サイズの小
さいものを対象として、冷間加工を加え、さらに固溶化
処理を行なうという方法がとられてきた。

これに対して、靭性の改善に有効な合金元素を添加する
方法も試みられており、例えば特公昭５９−３４２２６
号にはＢ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含
有させたマルエージング鋼、また特開昭６１−２１０１
５６号にはＢを含有するマルエージング鋼およびその製
造方法、特開昭５２−２３５２０号にはＢ、Ｚｒ、　Ｃ
ａ、■を同時に添加したマルエージング鋼に加熱処理を
組み合せた製造方法などの記載がある。

〔発明が解決しようとする課題〕

前述の固溶化処理前に冷間加工を施す方法は、結晶粒度
番号１０以上の微細な結晶粒を得るには、固溶化処理温
度を実質的に固溶化が不十分な程度に低く抑える必要が
ある。ところが、固溶化処理温度が低くなりすぎると、
結晶粒は微細化するものの、逆にＭｏを比較的多く含む
マルエージング鋼ではＦｅ、Ｍｏ等からなる未固溶の粗
大な金属間化合物が残存し、延性、靭性を低下させると
いう問題があった。

また、前述のＢ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２ａ以
上含有したマルエージング鋼の特公昭５９−３４２２６
号においてはＢは０．００２５％以下で添加すると、Ｚ
ｒ、Ｃａと同様に脱酸強化による清浄度向上の他、脱窒
および結晶粒界へのＭＯｌＯｒなどの析出を防止し延性
、靭性を付与すると記載されており、特開昭６１−２１
０１５６号においてはＢを０．０００５〜０．００２０
％添加すると未再結晶溶体化処理温度域が広がり、工業
的に未再結晶溶体化処理を容易に行なうことができるよ
うになり、その結果として引張強度および砿壊靭性とと
もに優れた鋼を製造することができることが示されてい
る。

ところが、上述のマルエージング鋼や製造方法では細線
あるいは薄板の結晶粒度は微細化することができても通
常の寸法として使用されるマルエージング鋼の棒材や板
材の結晶粒度をＡＳＴＭ　Ｎｏ。

１０以上の超微細にして靭性または他の特性を安定して
得ることは困難である。

また、特開昭５２−２３５２０号には、Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ
。

■をそれぞれ１％以下で同時に添加したマルエージング
鋼を溶体化処理した後、５０℃以下に急冷し、その後１
００〜３５０℃の温度で加工率１０〜９５％の塑性加工
を加え、続いてオーステナイト化終了温度（Ａｆ点）か
ら１２００℃までの温度で加熱保持した後、室温まで冷
却し、その後時効処理を行なう方法であるが、例えば広
幅の板などを１００〜３５０℃の温度範囲に加熱しなが
ら連続して塑性加工するには、高価な設備を要する欠点
があった。

本発明はかかる点に鑑み、超微細な結晶粒を有するマル
エージング鋼およびその製造方法を提供するものである
。

〔課題を解決するための手段〕

発明者はマルエージング鋼の結晶粒微細化に有効な合金
元素について、種々検討した結果、一定量のＢを添加し
たマルエージング鋼に特定の固溶化処理と冷間加工条件
を組み合わせた場合にのみ超微細な結晶粒が得られるこ
とを知見したものである。具体的には、Ｉ３の添加量を
変化させた１８％Ｎｉ系のマルエージング鋼およびＢを
添加しない１８％Ｎｉ系のマルエージング鋼について熱
間加工後、第１表に示すように１回目の固溶化処理を行
ない、その後冷間加工を施し、続いて第２回目の固溶化
処理を行なった結果を第３図に示す。

第３図からＢを泳方ｕしたマルエージング鋼はＢ無添加
のマルエージング鋼に比較して結晶粒が微細化しており
、特にＢを０．０００３％以上含有するマルエージング
鋼は結晶粒度番号が１０以上と著しく微細化している。

しかし、同じＢを添加したマルエージング鋼でも１回目
の溶体化処理後に冷間加工を施さない場合は、２回目の
固溶化処理後においてもほとんど結晶粒が微細化しない
ことがわかる。

発明者はＢのほかにＣａ、Ｚｒ、Ｙ、Ｍｇなどの各元素
について同様な試験を行なった結果、結晶粒の微細化に
有効な元素はＢを添加した場合にのみ効果があることを
新規に見出し本発明に至ったものである。すなわち、第
１の発明は重量％で、Ｇ　０．０３％以下、Ｓｉ０．１
％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｐ０．０１％以下、Ｓ　０
．０１％以下、Ｎｉ１６〜２０％、Ｇｏ７〜１４％、Ｍ
ｏ３．０〜５．５％、Ａ１０．２％以下、Ｔｉ　０．３
〜２．０％、Ｎ　０．０１％以下、Ｂ　０．０００３〜
０．０１％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、か
つ結晶粒度がＡＳＴＭＮｏ、で１０以上の細粒であるこ
とを特徴とする、超微細結晶粒を有するマルエージング
鋼であり、第２の発明は、第１の発明に記載の組成から
なるマルエージング鋼を、熱間加工後８００〜９５０℃
の温度で固溶化処理を行ない、その後加工率で１０％以
上の冷間加工を行なった後、さらに再結晶温度以上の温
度で固溶化処理を行なうことを特徴とする超微細結晶粒
を有するマルエージング鋼の製造方法である。

本発明において、１回目の固溶化処理はＦｅ、Ｍｏを主
成分とする未固溶の金属間化合物を残留させないために
実施するもので、上記目的を達成するためには８００℃
以上が必要で、９５０℃を越えると結晶粒が粗大化する
ため、１回目の固溶化処理温度範囲を８００〜９５０℃
に限定する。１回目の固溶化処理後に行なう冷間加工は
、材料に加工歪を付加して、その後実施する２回目の固
溶化処理によって微細に再結晶させるために行なうもの
である。

例えば、第１表に示す工程Ｃおよび工程ＥないしＩの結
果をまとめると第２図に示すように冷間加工率が１０％
以上で微細化効果が得られるものの、Ｂ無添加の材料は
、冷間加工を行なっても効果のないことがわかる。

したがって１回目の固溶化処理後に実施する冷間加工率
は１０％以上に限定する。望ましくは冷間加工率は２０
％以上である。引続いて行なう固溶化処理は、前の工程
で冷間加工して材料に歪を付加し、再結晶させて結晶粒
を微細化するため少なくとも再結晶温度以上の温度で実
施する必要がある。

第１図は第１表に示した工程ＡないしＤの熱間加工後、
８４０℃×１時間、１回目の固溶化処理を行ない、続い
て３０％の冷間加工を施した後、２回目の固溶化処理温
度と結晶粒度との関係を調べた一例を示す図である。第
１図から、結晶粒度を微細にするには２回目の固溶化処
理温度は再結晶温度以上で、しかも低温側で実施するこ
とが良いことがわかる。しかし、材料の寸法あるいは２
回目の固溶化処理前の冷間加工率などによって適正な加
熱保持時間、再結晶温度等は変化するので２回目の固溶
化処理条件を適宜選択することが望ましい。

〔作用〕

以下に本発明の組成の限定理由について述べる。

Ｎｉはマルエージング鋼のマトリックス（基地）である
低Ｃのマルテンサイトを形成させるために少なくとも１
６％は必要な元素であるが、２０％を越えるとオーステ
ナイトが安定化し、マルテンサイト組織を形成しにくく
なることから、Ｎｉは１６〜２０％とした。

ＣＯは、マトリックスであるマルテンサイト組織を安定
性に大きく影響することなく、ＭＯの固溶度を低下させ
ることによってＭＯが微細な金属間化合物を形成して析
出するのを促進することによって析出強化に寄与するが
、その含有量が７％未満では必ずしも十分効果が得られ
ず、また１４％を越えると脆化する傾向がみられること
から、Ｃ。

の含有量を７〜１４％に限定した。

Ｍｏは時効処理により、微細な金属間化合物を形成し、
マトリックスに析出することによって強化に寄与する元
素であるが、その含有量が３．０％未満の場合その効果
が少なく、また５、５％を越えて含有すると延性、靭性
を劣化させるＦｅ、Ｍｏを主要元素とする粗大析出物を
形成しやすくなるため、ＭＯの含有量を３〜５．５％と
した。

Ｔｉは、Ｍｏと同様に時効処理により微細な金属間化合
物を形成し、析出することによって強化に寄与する元素
であるが、その含有量が０．３％未満の場合その効果が
少なく、２．０％を越えて含有させると延性、靭性が劣
化することから、Ｔｉの含有量を０．３〜２．０％とし
た。

ＡＩは、時効析出し強化に寄与するだけでなく、脱酸作
用も持っているが、０．２％を越えて含有させると靭性
が劣化することから、その含有量を０．２％以下とした
。

Ｎは、その含有量が０．０１％を越えるとＴｉ、Ｃとと
もに主に炭化物を形成し介在物として残るだけでなく、
効果に寄与する有効Ｔｉ量を減少させる不純物元素であ
ることから、その含有量を０．０１％以下とした。

Ｂは、結晶粒を微細化するのに必要な、かつ有効な元素
であるが、その含有量が０．０００３％未満の場合十分
な効果が得られず、また０、０１％を越えて含有させる
と靭性が劣化することから、その含有量を０．０００３
〜０．０１％とした。

結晶粒度番号は大きい方が強度、靭性が高くなるが、１
０より小さいとその効果が不十分であり、本発明の方法
によれば１０以上が達成できるので１０以上とした。

〔実施例〕

以下、本発明を実施例にて説明する。

第２表に示す試料番号１〜１１の組成からなる１８％Ｎ
ｉ系マルエージング鋼を真空誘導溶解にて溶解して１０
ｋｇインゴットに鋳造し、１２００℃で均質化焼鈍した
のち、鍛伸、熱間圧延を行なって４．５Ｉ厚さの平材に
仕上げた。

二の平材を用いて、第１表に示す工程のうち、工程Ｃ，
Ｄ、Ｅおよび■の熱処理、冷間加工を行なった後、さら
に４８０℃〜５２０℃の範囲で時効処理を行ない、縦断
面の結晶粒度を測定した。その結果を第２表に併記する
。

Ｂを含有する本発明合金の１ないし１０は第２表に示す
ように結晶粒度Ｎｏ、１０以上の細粒であるのに対して
、Ｂ無添加の比較合金１１は冷間加工を行なっても細粒
効果が小さいことがわかる。また比軟法の工程Ｉは、１
回目の固溶化処理後に冷間加工は行なわずに２回目の固
溶化処理を実施したものであるが、Ｂを含有する本発明
合金の１ないし１０に関しても細粒化しないことがわか
る。

〔発明の効果〕

本発明によれば、Ｂを含有するマルエージング鋼の結晶
粒を容易に微細化することができ、またＢを含有し結晶
粒が結晶粒度番号で１０以上と超微細なマルエージング
鋼は、強度、靭性等に優れること、および特に肉厚の小
さい部品では、結晶粒が超微細であることによって延性
、靭性等のバラツキが小さいことが期待され、各種工具
材、構造部材等に用いれば、優れた工具寿命、機械的性
質を示すなどの工業上顕著な効果を持つことが予想され
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｂを含有するマルエージング鋼とＢを含有し
ないマルエージング鋼について、冷間加工後に行なう２
回目の固溶化処理温度と結晶粒度番号の関係を示す図で
あり、第２図は、Ｂを含有するマルエージング鋼と含有
しないマルエージング鋼の２回の固溶化処理の間に行な
う冷間加工の加工率と結晶粒度番号の関係を示す図であ
り、第３図は、マルエージング鋼のＢ含有量と結晶粒度
番号の関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】１　重量％で、Ｃ０．０３％以下、Ｓｉ０．１％以下、
Ｍｎ０．１％以下、Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以
下、Ｎｉ１６〜２０％、Ｃｏ７〜１４％、Ｍｏ３．０〜
５．５％、Ａｌ０．２％以下、Ｔｉ０．３〜２．０％、
Ｎ０．０１％以下、Ｂ０．０００３〜０．０１％を含有
し、残部が実質的にＦｅからなり、かつ結晶粒度がＡＳ
ＴＭ　Ｎｏ．で１０以上の細粒であることを特徴とする
、超微細結晶粒を有するマルエージング鋼。２　請求項１に記載の組成からなるマルエージング鋼を
、熱間加工後８００〜９５０℃の温度で固溶化処理を行
ない、その後加工率で１０％以上の冷間加工を行なった
後、さらに再結晶温度以上の温度で固溶化処理を行なう
ことを特徴とする超微細結晶粒を有するマルエージング
鋼の製造方法。