JPH0459922A - 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 - Google Patents
強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法Info
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- JPH0459922A JPH0459922A JP16980690A JP16980690A JPH0459922A JP H0459922 A JPH0459922 A JP H0459922A JP 16980690 A JP16980690 A JP 16980690A JP 16980690 A JP16980690 A JP 16980690A JP H0459922 A JPH0459922 A JP H0459922A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
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〉
この発明は、高強度でかつ優れた靭性や延性を必要とす
るロケットモーターケース、圧力容器、ローラ類、シャ
フト類等の構造部材に通用されるマルエージング鋼の製
造方法に関するものである。
るロケットモーターケース、圧力容器、ローラ類、シャ
フト類等の構造部材に通用されるマルエージング鋼の製
造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
現在実用化されているマルエージング鋼の中心的な鋼種
はＣｏを含有するマルエージング鋼（Ｆｅ１８％Ｎｉ
−Ｃｏ−Ｍｏ Ｔｉ−Ａ／）である、マルエージング
鋼は熱間加工による成形加工後、８００〜９５０℃のオ
ーステナイト温度域に加熱後冷却する溶体化処理を施し
て、合金元素の固溶オーステナイト粒の微細化を図ると
ともに、その後の冷却によりマルテンサイト組織を得て
いる。そして２６０〜６５０℃の温度域で０．５〜２４
時間の時効処理によってＮｉ、Ｍｏ、 Ｔｉ等の金属間
化合物を析出させ硬化を図っている。
はＣｏを含有するマルエージング鋼（Ｆｅ１８％Ｎｉ
−Ｃｏ−Ｍｏ Ｔｉ−Ａ／）である、マルエージング
鋼は熱間加工による成形加工後、８００〜９５０℃のオ
ーステナイト温度域に加熱後冷却する溶体化処理を施し
て、合金元素の固溶オーステナイト粒の微細化を図ると
ともに、その後の冷却によりマルテンサイト組織を得て
いる。そして２６０〜６５０℃の温度域で０．５〜２４
時間の時効処理によってＮｉ、Ｍｏ、 Ｔｉ等の金属間
化合物を析出させ硬化を図っている。
また“日本金属学会会報第２５巻第６号（１９８６）第
５５０〜５５２頁”には、マルエージング鋼の基本成分
以外に硼素を添加し、未再結晶溶体化処理を施し強靭化
を図る技術が報告されている。未再結晶域溶体化処理と
は、溶体化処理において未再結晶域のオーステナイト即
ちまだ転位密度の高いオーステナイトから冷却しマルテ
ンサイト母相襟を得る熱処理手法であり、これによりマ
ルテンサイトの下部組織が微細化され強靭化が実現され
る０通常のマルエージング鋼ではこのような未再結晶域
のオーステナイト温度域は非常に狭く、工業的には適用
できない、しかし硼素を添加するとオーステナイトの再
結晶温度が上昇し、未再結晶温度域が拡大されるため工
業的な適用が可能となるものである。このように硼素の
添加は優れた効果を発揮するが、硼素の過剰添加は靭性
や延性の低下をもたらすことも報告されている。
５５０〜５５２頁”には、マルエージング鋼の基本成分
以外に硼素を添加し、未再結晶溶体化処理を施し強靭化
を図る技術が報告されている。未再結晶域溶体化処理と
は、溶体化処理において未再結晶域のオーステナイト即
ちまだ転位密度の高いオーステナイトから冷却しマルテ
ンサイト母相襟を得る熱処理手法であり、これによりマ
ルテンサイトの下部組織が微細化され強靭化が実現され
る０通常のマルエージング鋼ではこのような未再結晶域
のオーステナイト温度域は非常に狭く、工業的には適用
できない、しかし硼素を添加するとオーステナイトの再
結晶温度が上昇し、未再結晶温度域が拡大されるため工
業的な適用が可能となるものである。このように硼素の
添加は優れた効果を発揮するが、硼素の過剰添加は靭性
や延性の低下をもたらすことも報告されている。
そこで高強度を損なうことなく破壊靭性値を高めた強靭
性の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法が特開昭
６１−２１０１５６号公報に提案されている。
性の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法が特開昭
６１−２１０１５６号公報に提案されている。
この方法は通常の熱間加工後１２００℃程度の高温に加
熱して均質化処理を行い、続いて細粒化溶体化処理未再
結晶域溶体化処理を施すものであるが、それにより得ら
れる機械的性質は、引張強さ２５５〜２６０ ｋｇｆ／
−１破壊靭性値１４５〜１５１ ｋｇ ｆ ／ ｗ ”
”止まりで十分とは言えなかった。
熱して均質化処理を行い、続いて細粒化溶体化処理未再
結晶域溶体化処理を施すものであるが、それにより得ら
れる機械的性質は、引張強さ２５５〜２６０ ｋｇｆ／
−１破壊靭性値１４５〜１５１ ｋｇ ｆ ／ ｗ ”
”止まりで十分とは言えなかった。
また硼素含有マルエージング鋼では、熱間加工中に生成
する（あるいはその後の熱処理過程での生成の核となる
）析出物はその後の８００〜９５０″Ｃの通常の溶体化
処理では完全には固溶しないため、破壊靭性を低下させ
る。また１０００℃以上の高温溶体化後に徐冷すると冷
却中にオーステナイト粒界に析出物を生成し、これがそ
の後の８００〜９５０ ’Ｃでの溶体化処理時の再結晶
を抑制するため結晶粒が微細化されず、延性やツヤルビ
ー吸収工矛ルギ値が低くなる。
する（あるいはその後の熱処理過程での生成の核となる
）析出物はその後の８００〜９５０″Ｃの通常の溶体化
処理では完全には固溶しないため、破壊靭性を低下させ
る。また１０００℃以上の高温溶体化後に徐冷すると冷
却中にオーステナイト粒界に析出物を生成し、これがそ
の後の８００〜９５０ ’Ｃでの溶体化処理時の再結晶
を抑制するため結晶粒が微細化されず、延性やツヤルビ
ー吸収工矛ルギ値が低くなる。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明は以上の諸点に鑑みて、従来よりも格段に優れた
破壊靭性、延性、シャルピー衝讐特性を同時に満足する
マルエージング鋼の製造方法を従供することを目的とす
るものである。
破壊靭性、延性、シャルピー衝讐特性を同時に満足する
マルエージング鋼の製造方法を従供することを目的とす
るものである。
〈課題を解決するための手段〉
本発明は、重量％で、
Ｃ： ０．０５％以下、 Ｓｉ ： ０．２％以下、Ｍ
ｎ ： ０．２％以下、 Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０
．０５％以下、 Ｎｉ ： ＩＯ，０％以上２１．０％以下、Ｃｏ ：
９．５％以上１５．０％以下、Ｍｏ ： ３．０％以上
１２．０％以下、？ｉ：０．２％以上１．６％以下、 Ａｆ ： ０．３０％以下、 Ｂ ： ０．０００５％以上０．００２０％以下を含有
する熱間成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理
、未再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエー
ジング鋼の製造方法において、１０００〜１１８０℃の
温度範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷
却速度で冷却し、さらに８００〜９５０ ’Ｃの温度範
囲に１分以上加熱後冷却することからなる２回の再結晶
溶体化処理を行うことを特徴とする強度、靭性および延
性に優れたマルエージング鋼の製造方法である。
ｎ ： ０．２％以下、 Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０
．０５％以下、 Ｎｉ ： ＩＯ，０％以上２１．０％以下、Ｃｏ ：
９．５％以上１５．０％以下、Ｍｏ ： ３．０％以上
１２．０％以下、？ｉ：０．２％以上１．６％以下、 Ａｆ ： ０．３０％以下、 Ｂ ： ０．０００５％以上０．００２０％以下を含有
する熱間成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理
、未再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエー
ジング鋼の製造方法において、１０００〜１１８０℃の
温度範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷
却速度で冷却し、さらに８００〜９５０ ’Ｃの温度範
囲に１分以上加熱後冷却することからなる２回の再結晶
溶体化処理を行うことを特徴とする強度、靭性および延
性に優れたマルエージング鋼の製造方法である。
く作 用〉
まず本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ、 Ｐ、 Ｓはマルエージング鋼では靭
性を低下させるために極力低く抑える必要があり、それ
ぞれの上限を０，０５．０．２．０，２．０，０５．０
．０５％とした。
性を低下させるために極力低く抑える必要があり、それ
ぞれの上限を０，０５．０．２．０，２．０，０５．０
．０５％とした。
Ｎｉはマルエージング鋼においては靭性に優れるマルテ
ンサイト母相を形成するために必要な元素であり、その
ためには１０％以上が必要である。しかし２１％を超え
ると残留オーステナイトを生成し強度の確保が困難とな
るため上限は２１％とした。
ンサイト母相を形成するために必要な元素であり、その
ためには１０％以上が必要である。しかし２１％を超え
ると残留オーステナイトを生成し強度の確保が困難とな
るため上限は２１％とした。
ＣＯは析出硬化に寄与するＭｏの固溶度を低下させてＮ
ｉユＭｏなどの析出を促進させ、これにより強度の上昇
を図る有効な元素である。そのため乙こは９．５％以上
が必要であるが、１５％を超えると脆化するため上限は
１５％とした。
ｉユＭｏなどの析出を促進させ、これにより強度の上昇
を図る有効な元素である。そのため乙こは９．５％以上
が必要であるが、１５％を超えると脆化するため上限は
１５％とした。
Ｍｏはマルエージング鋼の時効硬化に寄与する重要な元
素であり、そのためには３％以上が必要であるが、過剰
に添加すると残留オーステナイトの生成による強度低下
、あるいは粗大析出物にょる脆化を来すため上限は１２
．０％とした。
素であり、そのためには３％以上が必要であるが、過剰
に添加すると残留オーステナイトの生成による強度低下
、あるいは粗大析出物にょる脆化を来すため上限は１２
．０％とした。
丁＋はＭｏと同様に析出硬化元素であるが０．２％未満
ではその効果が少なく、また１、６％を超えると脆化す
るため上限は１．６％とした。
ではその効果が少なく、また１、６％を超えると脆化す
るため上限は１．６％とした。
Ｍも時効硬化に寄与する元素であるが、０．３０％を超
えると脆化するため上限を０．３０％とした。
えると脆化するため上限を０．３０％とした。
Ｂは未再結晶域溶体化処理に有効な元素であり、そのた
めには０．０００５％以上が必要である。しがし０．０
０２０％を超えると脆化をもたらすため上限は０．００
２０％とした。
めには０．０００５％以上が必要である。しがし０．０
０２０％を超えると脆化をもたらすため上限は０．００
２０％とした。
次に溶体化熱処理条件の限定理由は次の通りである。
まず熱間加工中に析出した（あるいはその後の溶体化処
理時の析出の核となる）析出物の完全固溶を図るために
は１０００℃以上で１分以上の加熱が必要である。また
加熱温度が１１８０″Ｃを超えると結晶粒が著しく粗大
化しその後の低温域の細粒化溶体化処理によっても十分
に細粒とはならず、引張延性やシャルピー衝撃特性が低
下するため高温溶体化の上限は１１８０℃とした。
理時の析出の核となる）析出物の完全固溶を図るために
は１０００℃以上で１分以上の加熱が必要である。また
加熱温度が１１８０″Ｃを超えると結晶粒が著しく粗大
化しその後の低温域の細粒化溶体化処理によっても十分
に細粒とはならず、引張延性やシャルピー衝撃特性が低
下するため高温溶体化の上限は１１８０℃とした。
また加熱後の冷却速度が２０℃／分よりも小さいと冷却
中にオーステナイト粒界上に析出が生じ、後述の低温域
での溶体化処理時にオーステナイトの再結晶が著しく抑
制されるためオーステナイト結晶粒が微細化されず、引
張延性やシャルピー吸収エネルギーが低下する。そのた
め高温溶体化後は２０℃／分以上の冷却速度が必要であ
る。
中にオーステナイト粒界上に析出が生じ、後述の低温域
での溶体化処理時にオーステナイトの再結晶が著しく抑
制されるためオーステナイト結晶粒が微細化されず、引
張延性やシャルピー吸収エネルギーが低下する。そのた
め高温溶体化後は２０℃／分以上の冷却速度が必要であ
る。
ところで析出物の固溶のために行った上記の高温溶体化
後は結晶粒が粗大化しているためこのままでは引張延性
、シャルピー衝撃特性が低い。そこでさらに結晶粒を細
かくするために８００〜９５０℃の温度範囲で１分以上
の溶体化処理を行う必要がある。オーステナイト相を再
結晶させ細粒化させるためには８００℃以上で１分以上
加熱する必要がある。また９５０℃を超えると逆にオー
ステナイト粒が粗大化し過ぎるため上限は９５０℃とし
た。
後は結晶粒が粗大化しているためこのままでは引張延性
、シャルピー衝撃特性が低い。そこでさらに結晶粒を細
かくするために８００〜９５０℃の温度範囲で１分以上
の溶体化処理を行う必要がある。オーステナイト相を再
結晶させ細粒化させるためには８００℃以上で１分以上
加熱する必要がある。また９５０℃を超えると逆にオー
ステナイト粒が粗大化し過ぎるため上限は９５０℃とし
た。
以上の高温および低温の２回にわたる再結晶溶体化処理
を施すことにより、従来よりも格段に破壊靭性、延性、
シャルピー衝撃特性に優れるマルエージング鋼を得るこ
とが可能となる。
を施すことにより、従来よりも格段に破壊靭性、延性、
シャルピー衝撃特性に優れるマルエージング鋼を得るこ
とが可能となる。
〈実施例〉
表１に示す鋼を溶製後熱間加工により厚さ２ｏＩＩＩＩ
ｍの鋼板とした。Ａ−Ｅ鋼は本発明の対象となる組成で
ある。またＦおよびＧｔｍはそれぞれ硼素が本発明の対
象外の組成である。さらに表２に示す熱処理を施した後
に引張特性、シャルピー吸収エネルギーおよび平面歪み
破壊靭性を調べた。引張特性および破壊靭性は室温で測
定した。またシャルピー吸収エネルギーはｏ′ｃでの■
ノンチフルサイズ試験片を用いて測定した。測定結果を
表２に合わせて示す。
ｍの鋼板とした。Ａ−Ｅ鋼は本発明の対象となる組成で
ある。またＦおよびＧｔｍはそれぞれ硼素が本発明の対
象外の組成である。さらに表２に示す熱処理を施した後
に引張特性、シャルピー吸収エネルギーおよび平面歪み
破壊靭性を調べた。引張特性および破壊靭性は室温で測
定した。またシャルピー吸収エネルギーはｏ′ｃでの■
ノンチフルサイズ試験片を用いて測定した。測定結果を
表２に合わせて示す。
本発明によるものはいずれも引張特性、シャルピー衝撃
特性および破壊靭性が良好であることは明らかである。
特性および破壊靭性が良好であることは明らかである。
Ｎｃ３＃ｉは高温溶体化の加熱温度が本発明の上限を超
えた綱であるが、延性、シャルピー吸収エネルギー値が
低い、結晶粒の粗大化のためと考えられる。隘４鋼は高
温溶体化後の冷却速度が本発明の下限を下回るものであ
るが、延性、靭性が低くなっている。ＮｃＬｓ鋼は従来
の熱処理条件即ち高温溶体化を通用していない鋼である
が、゛ 本発明鋼に比べて延性、シャルピー吸収エネル
ギーおよび破壊靭性が低いことは明らかである。Ｎα６
鋼は細粒化溶体化処理を省いたものであるが、漱３綱と
同様に延性、シャルピー吸収エネルギーが低くなってい
る。隘１１鋼は本発明法によるものであるが、未再結晶
域溶体化処理を省略したものである。やや強度が低下し
ているが、従来法や比較法に比べると格段に優れており
、本発明法が未再結晶域溶体化処理の有無に依らないこ
とが明らかである。Ｎｏ、１２および１３鋼は硼素含有
量が本発明を逸脱した鋼であるが、本発明の熱処理条件
を適用しても効果は認められない。
えた綱であるが、延性、シャルピー吸収エネルギー値が
低い、結晶粒の粗大化のためと考えられる。隘４鋼は高
温溶体化後の冷却速度が本発明の下限を下回るものであ
るが、延性、靭性が低くなっている。ＮｃＬｓ鋼は従来
の熱処理条件即ち高温溶体化を通用していない鋼である
が、゛ 本発明鋼に比べて延性、シャルピー吸収エネル
ギーおよび破壊靭性が低いことは明らかである。Ｎα６
鋼は細粒化溶体化処理を省いたものであるが、漱３綱と
同様に延性、シャルピー吸収エネルギーが低くなってい
る。隘１１鋼は本発明法によるものであるが、未再結晶
域溶体化処理を省略したものである。やや強度が低下し
ているが、従来法や比較法に比べると格段に優れており
、本発明法が未再結晶域溶体化処理の有無に依らないこ
とが明らかである。Ｎｏ、１２および１３鋼は硼素含有
量が本発明を逸脱した鋼であるが、本発明の熱処理条件
を適用しても効果は認められない。
〈発明の効果〉
本発明の熱処理により、従来よりも格段に破壊靭性、引
張延性およびシャルピー衝撃特性に優れたマルエージン
グ鋼の提供が可能となり、構造物の軽量化および信頼性
の向上を実現することができる。
張延性およびシャルピー衝撃特性に優れたマルエージン
グ鋼の提供が可能となり、構造物の軽量化および信頼性
の向上を実現することができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．
２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、 Ｎｉ：１０．０％以上２１．０％以下、 Ｃｏ：９．５％以上１５．０％以下、 Ｍｏ：３．０％以上１２．０％以下、 Ｔｉ：０．２％以上１．６％以下、 Ａｌ：０．３０％以下、 Ｂ：０．０００５％以上０．００２０％以下を含有する
熱間成形したマルエージング鋼に再結晶溶体化処理、未
再結晶溶体化処理および時効熱処理を施すマルエージン
グ鋼の製造方法において、１０００〜１１８０℃の温度
範囲に１分以上加熱したのちに２０℃／分以上の冷却速
度で冷却し、さらに８００〜９５０℃の温度範囲に１分
以上加熱後冷却することからなる２回の再結晶溶体化処
理を行うことを特徴とする強度、靭性および延性に優れ
たマルエージング鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16980690A JPH0459922A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16980690A JPH0459922A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0459922A true JPH0459922A (ja) | 1992-02-26 |
Family
ID=15893243
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16980690A Pending JPH0459922A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 強度、靭性および延性に優れたマルエージング鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0459922A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3255171A1 (en) | 2016-06-08 | 2017-12-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Maraging steel |
-
1990
- 1990-06-29 JP JP16980690A patent/JPH0459922A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3255171A1 (en) | 2016-06-08 | 2017-12-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Maraging steel |
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