JPH08246049A - 超微細組織からなる鋼材の製造方法 - Google Patents
超微細組織からなる鋼材の製造方法Info
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- JPH08246049A JPH08246049A JP4580095A JP4580095A JPH08246049A JP H08246049 A JPH08246049 A JP H08246049A JP 4580095 A JP4580095 A JP 4580095A JP 4580095 A JP4580095 A JP 4580095A JP H08246049 A JPH08246049 A JP H08246049A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 平均結晶粒径が２μｍ以下の超微細組織とす
る際、α→γの逆変態途上で超微細オーステナイト組織
が成長粗大化しないような合金成分とその製造条件を明
らかにする。 【構成】Ｃ：2.5 ％以下、 Al：２％以下、 Mn：
1.0 〜10％、さらに、Ni：10％以下、Cu：３％以下、C
r：27％以下およびＮ：0.01〜0.2 ％から成る群から選
んだ１種もしくは２種以上、および／またはTi：３％以
下、Nb：３％以下、Ｖ：５％以下、Mo：５％以下、Ｗ：
10％以下、およびCo：10％以下から成る群から選んだ１
種もしくは２種以上、残部Feおよび不可避不純物から成
る鋼組成の鋼を、Ac1 点以上に加熱したのち冷却して過
飽和固溶体組織にした後、それを 673〜973K(400〜700
℃) の温度域で時効処理後、Ac1 点以下から、歪量20％
以上の塑性加工を加えつつ、Ac1 点以上に10K/S(10℃／
秒) 以上の速度で昇温し、その後室温まで冷却する。
る際、α→γの逆変態途上で超微細オーステナイト組織
が成長粗大化しないような合金成分とその製造条件を明
らかにする。 【構成】Ｃ：2.5 ％以下、 Al：２％以下、 Mn：
1.0 〜10％、さらに、Ni：10％以下、Cu：３％以下、C
r：27％以下およびＮ：0.01〜0.2 ％から成る群から選
んだ１種もしくは２種以上、および／またはTi：３％以
下、Nb：３％以下、Ｖ：５％以下、Mo：５％以下、Ｗ：
10％以下、およびCo：10％以下から成る群から選んだ１
種もしくは２種以上、残部Feおよび不可避不純物から成
る鋼組成の鋼を、Ac1 点以上に加熱したのち冷却して過
飽和固溶体組織にした後、それを 673〜973K(400〜700
℃) の温度域で時効処理後、Ac1 点以下から、歪量20％
以上の塑性加工を加えつつ、Ac1 点以上に10K/S(10℃／
秒) 以上の速度で昇温し、その後室温まで冷却する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、平均結晶粒径が２μｍ
以下の超微細な均一組織を有する鋼材、およびそれを通
常の熱間圧延機を用いて工業的規模で安定して製造する
方法に関するものである。
以下の超微細な均一組織を有する鋼材、およびそれを通
常の熱間圧延機を用いて工業的規模で安定して製造する
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼の組織が微細になるほど強度と延性、
靱性がともに向上することから、超微細組織の鋼を得る
ために従来から実に多くの努力と工夫がなされてきた。
靱性がともに向上することから、超微細組織の鋼を得る
ために従来から実に多くの努力と工夫がなされてきた。
【０００３】それらの新技術の中で、最近、鋼を低温相
から高温相へ昇温させつつ加工し、塑性加工を加えつつ
α→γへの変態を行わしめることによって超微細組織を
実現させるものが発表されており、特許としても例えば
次の通り出願されている。 特開平２−301515号公報 同 ２−301540号公報 同 ３−75309 号公報。
から高温相へ昇温させつつ加工し、塑性加工を加えつつ
α→γへの変態を行わしめることによって超微細組織を
実現させるものが発表されており、特許としても例えば
次の通り出願されている。 特開平２−301515号公報 同 ２−301540号公報 同 ３−75309 号公報。
【０００４】これらの特許出願で提案されている技術
は、既知の成分の鋼を低温相から高温相へ昇温させつつ
加工し、そしてこのように塑性加工を加えつつα→γへ
の逆変態を行わせしめることによって超微細組織を実現
させるというものである。このような製造方法により、
従来の製造方法では生産できなかった、一般には平均結
晶粒径２〜３μｍという超微細組織の鋼が得られてい
る。
は、既知の成分の鋼を低温相から高温相へ昇温させつつ
加工し、そしてこのように塑性加工を加えつつα→γへ
の逆変態を行わせしめることによって超微細組織を実現
させるというものである。このような製造方法により、
従来の製造方法では生産できなかった、一般には平均結
晶粒径２〜３μｍという超微細組織の鋼が得られてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、本発明
者らのその後の研究開発の結果、これらの従来技術には
次のような欠点があることが判明した。
者らのその後の研究開発の結果、これらの従来技術には
次のような欠点があることが判明した。
【０００６】(1) 特開平２−301515号公報および同２−
301540号公報：これらの公報に開示されている方法によ
れば、10段タンデムミルでの大圧下高速圧延での加工発
熱で鋼材を昇温し逆変態させ、圧延後直ちに急冷する。
このため、非常に微細な組織を得ることができるが、以
下のような欠点がある。
301540号公報：これらの公報に開示されている方法によ
れば、10段タンデムミルでの大圧下高速圧延での加工発
熱で鋼材を昇温し逆変態させ、圧延後直ちに急冷する。
このため、非常に微細な組織を得ることができるが、以
下のような欠点がある。
【０００７】オーステナイト化が完全に終了しないま
まに急冷されるため、組織が不均一でかつ圧延集合組織
が残りやすい。 大きな炭化物が分解固溶せずに残存し、局部的に機械
的性質の著しく劣る部分が残る。 逆変態に必要な熱エネルギーを圧延加工だけで得よう
とするため、圧延速度、圧下量、圧延寸法に大きな制約
があり、一般の圧延機で自由に生産できると言う訳には
行かない。
まに急冷されるため、組織が不均一でかつ圧延集合組織
が残りやすい。 大きな炭化物が分解固溶せずに残存し、局部的に機械
的性質の著しく劣る部分が残る。 逆変態に必要な熱エネルギーを圧延加工だけで得よう
とするため、圧延速度、圧下量、圧延寸法に大きな制約
があり、一般の圧延機で自由に生産できると言う訳には
行かない。
【０００８】(2) 特開平３−75309 号公報：圧延スタン
ドの間に補助加熱装置を設けて上記の欠点の解消をは
かり、かつ逆変態圧延後Ae1 点以上の温度に一定時間保
持することにより、上記欠点、の解消をはかってい
る。しかしながら、この保持の間に超微細オーステナイ
ト組織は成長粗大化してしまうため、平均結晶粒径２μ
ｍ以下の超微細組織の実現は困難になっている。
ドの間に補助加熱装置を設けて上記の欠点の解消をは
かり、かつ逆変態圧延後Ae1 点以上の温度に一定時間保
持することにより、上記欠点、の解消をはかってい
る。しかしながら、この保持の間に超微細オーステナイ
ト組織は成長粗大化してしまうため、平均結晶粒径２μ
ｍ以下の超微細組織の実現は困難になっている。
【０００９】かくして、本発明の目的は、上述のような
従来技術の有する諸欠点を解消するための技術を開発す
ることにあり、より具体的には、α→γの逆変態途上で
塑性加工を加えて超微細なオーステナイト組織を得る過
程において、逆変態後の超微細オーステナイト組織が容
易に成長粗大化しないような合金成分を開発し、それを
利用して前述の従来技術のような既存既知の方法では実
現し得ない微細組織が実現する新しい製造方法を開発す
ることである。
従来技術の有する諸欠点を解消するための技術を開発す
ることにあり、より具体的には、α→γの逆変態途上で
塑性加工を加えて超微細なオーステナイト組織を得る過
程において、逆変態後の超微細オーステナイト組織が容
易に成長粗大化しないような合金成分を開発し、それを
利用して前述の従来技術のような既存既知の方法では実
現し得ない微細組織が実現する新しい製造方法を開発す
ることである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】ここに、本発明者らは、
上述の課題を解決すべく種々検討を重ね、次のような知
見を得た。すなわち、上述の従来技術により微細なオー
ステナイトを得ることはできるが、このオーステナイト
組織は非常に速やかに成長粗大化するため、超微細組織
を維持したまま室温まで冷却して圧延製品とすることは
工業的に非常に困難である。
上述の課題を解決すべく種々検討を重ね、次のような知
見を得た。すなわち、上述の従来技術により微細なオー
ステナイトを得ることはできるが、このオーステナイト
組織は非常に速やかに成長粗大化するため、超微細組織
を維持したまま室温まで冷却して圧延製品とすることは
工業的に非常に困難である。
【００１１】これを解決するためには、生成した各超微
細組織が容易には成長粗大化しないようにする必要があ
り、その解決手段として、次の３点が有効であることが
判明し、本発明を完成しがものである。
細組織が容易には成長粗大化しないようにする必要があ
り、その解決手段として、次の３点が有効であることが
判明し、本発明を完成しがものである。
【００１２】逆変態温度を低くする。 合金元素分配の拡散律速によるγ粒成長を抑制する。 炭化物あるいは窒化物を非常に微細均一に分散させた
組織を前組織とし、それらの粒子を逆変態オーステナイ
ト結晶粒の変態核にすることによってオーステナイト結
晶粒の数を無数に増大させる。 よって、本発明の要旨とするところは、次の通りであ
る。
組織を前組織とし、それらの粒子を逆変態オーステナイ
ト結晶粒の変態核にすることによってオーステナイト結
晶粒の数を無数に増大させる。 よって、本発明の要旨とするところは、次の通りであ
る。
【００１３】(1) 質量％で、Ｃ：2.50％以下、 Al：
2.00％以下、 Mn：1.0 〜10％、さらに、Ni：10％以
下、Cu：3.0 ％以下、Cr：27％以下およびＮ：0.01〜0.
20％から成る群から選んだ１種もしくは２種以上、およ
び／またはTi：3.0 ％以下、Nb：3.0 ％以下、Ｖ：5.0
％以下、Mo：5.0 ％以下、Ｗ：10％以下およびCo：10％
以下から成る群から選んだ１種もしくは２種以上、残部
Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有する鋼を、Ac
1 点以下から、歪量20％以上の塑性加工を加えつつ、Ac
1 点以上に昇温し、その後室温まで冷却することを特徴
とする、平均結晶粒径が２μｍ以下である超微細組織か
ら成る鋼材の製造方法。
2.00％以下、 Mn：1.0 〜10％、さらに、Ni：10％以
下、Cu：3.0 ％以下、Cr：27％以下およびＮ：0.01〜0.
20％から成る群から選んだ１種もしくは２種以上、およ
び／またはTi：3.0 ％以下、Nb：3.0 ％以下、Ｖ：5.0
％以下、Mo：5.0 ％以下、Ｗ：10％以下およびCo：10％
以下から成る群から選んだ１種もしくは２種以上、残部
Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有する鋼を、Ac
1 点以下から、歪量20％以上の塑性加工を加えつつ、Ac
1 点以上に昇温し、その後室温まで冷却することを特徴
とする、平均結晶粒径が２μｍ以下である超微細組織か
ら成る鋼材の製造方法。
【００１４】(2) 上記(1) 記載の鋼組成の鋼を、Ac1 点
以上に加熱したのち冷却して過飽和固溶体組織にした
後、それを 673〜973K(400〜700 ℃) の温度域で時効処
理後、Ac1 点以下から、歪量20％以上の塑性加工を加え
つつ、Ac1 点以上に10K/S(10℃／秒) 以上の速度で昇温
し、その後室温まで冷却することを特徴とする、平均結
晶粒径が２μｍ以下である超微細組織から成る鋼材の製
造方法。
以上に加熱したのち冷却して過飽和固溶体組織にした
後、それを 673〜973K(400〜700 ℃) の温度域で時効処
理後、Ac1 点以下から、歪量20％以上の塑性加工を加え
つつ、Ac1 点以上に10K/S(10℃／秒) 以上の速度で昇温
し、その後室温まで冷却することを特徴とする、平均結
晶粒径が２μｍ以下である超微細組織から成る鋼材の製
造方法。
【００１５】
【作用】次に、本発明において上述のような鋼組成を見
出すに至った経緯、およびその限定理由についてその作
用とともに詳述する。ここで、本発明において前述の
ないしの知見と鋼組成との関連について述べると次の
通りである。
出すに至った経緯、およびその限定理由についてその作
用とともに詳述する。ここで、本発明において前述の
ないしの知見と鋼組成との関連について述べると次の
通りである。
【００１６】まず、逆変態温度の低下であるが、生成し
た超微細オーステナイト組織は粒界の移動により粗大な
粒に成長するので、粒界の移動速度を小さくすれば微細
な粒のままに留まることができる。粒界の移動は原子の
拡散によるものであるから、温度を下げて拡散速度を小
さくすれば良い。問題になる温度はオーステナイトが逆
変態生成したときの温度であるから、α→γ変態点(Ac1
点) が下がるようにすれば良い。
た超微細オーステナイト組織は粒界の移動により粗大な
粒に成長するので、粒界の移動速度を小さくすれば微細
な粒のままに留まることができる。粒界の移動は原子の
拡散によるものであるから、温度を下げて拡散速度を小
さくすれば良い。問題になる温度はオーステナイトが逆
変態生成したときの温度であるから、α→γ変態点(Ac1
点) が下がるようにすれば良い。
【００１７】この目的にかなう合金元素として、Ｃ、
Ｎ、Ni、Mn、Cuが有効である。次に、これらの合金元素
の分配について述べる。合金元素は、オーステナイトと
フェライトとの混合相においては各元素に応じた固有の
割合でオーステナイトあるいはフェライトへ分配され
る。この分配の係数が1.0 であるならば微細なオーステ
ナイト相が生成しはじめたときに合金元素は拡散してオ
ーステナイトあるいはフェライトのどちらか一方から他
方へ拡散移動する必要は何らない。しかしながら、この
分配の係数が1.0 でないときには、その合金元素はオー
ステナイトあるいはフェライトのどちらか一方から他方
へ拡散移動する必要が生じる。このとき、オーステナイ
ト相の成長はこの合金の拡散に律速されるはずである。
Ｎ、Ni、Mn、Cuが有効である。次に、これらの合金元素
の分配について述べる。合金元素は、オーステナイトと
フェライトとの混合相においては各元素に応じた固有の
割合でオーステナイトあるいはフェライトへ分配され
る。この分配の係数が1.0 であるならば微細なオーステ
ナイト相が生成しはじめたときに合金元素は拡散してオ
ーステナイトあるいはフェライトのどちらか一方から他
方へ拡散移動する必要は何らない。しかしながら、この
分配の係数が1.0 でないときには、その合金元素はオー
ステナイトあるいはフェライトのどちらか一方から他方
へ拡散移動する必要が生じる。このとき、オーステナイ
ト相の成長はこの合金の拡散に律速されるはずである。
【００１８】従って、オーステナイト相の成長がこの機
構に律速されるならば、拡散速度の小さい元素でかつ分
配の度合いの大きな合金元素ほど成長速度が抑制される
はずである。オーステナイトへ分配される元素として有
効なものは、Mn、Ni、Cu、Crであり、フェライトへ分配
される元素として有効なものは、Ti、Nb、Ｖ、Al、Mo、
Co、Ｗがあると考えられる。
構に律速されるならば、拡散速度の小さい元素でかつ分
配の度合いの大きな合金元素ほど成長速度が抑制される
はずである。オーステナイトへ分配される元素として有
効なものは、Mn、Ni、Cu、Crであり、フェライトへ分配
される元素として有効なものは、Ti、Nb、Ｖ、Al、Mo、
Co、Ｗがあると考えられる。
【００１９】これらの合金元素の分配は熱力学的なエネ
ルギー状態の安定化に基づく原子レベルでの濃度再分配
の現象であるため、オーステナイトの核生成段階から抑
制作用を発揮するはずであり、超微細なオーステナイト
組織の維持には非常に信頼性の高い有効な手段である。
最後に、微細な炭化物あるいは窒化物の粒子を均一緻密
に分散させた前組織を逆変態圧延することについて述べ
る。
ルギー状態の安定化に基づく原子レベルでの濃度再分配
の現象であるため、オーステナイトの核生成段階から抑
制作用を発揮するはずであり、超微細なオーステナイト
組織の維持には非常に信頼性の高い有効な手段である。
最後に、微細な炭化物あるいは窒化物の粒子を均一緻密
に分散させた前組織を逆変態圧延することについて述べ
る。
【００２０】微細な炭化物あるいは窒化物の粒子を均一
緻密に分散させた前組織を逆変態圧延すると、これらの
粒子の周辺からオーステナイトの変態が生起する。この
とき、分散粒子の数が多く、かつ粒子間の間隔が小さい
ほどオーステナイトの結晶粒の数が多くなり、結晶粒の
成長粗大化も起こりにくくなるので、これらの化合物は
いったん分解固溶させて過飽和固溶体組織にしたのち新
たに析出分散させることが好ましい。
緻密に分散させた前組織を逆変態圧延すると、これらの
粒子の周辺からオーステナイトの変態が生起する。この
とき、分散粒子の数が多く、かつ粒子間の間隔が小さい
ほどオーステナイトの結晶粒の数が多くなり、結晶粒の
成長粗大化も起こりにくくなるので、これらの化合物は
いったん分解固溶させて過飽和固溶体組織にしたのち新
たに析出分散させることが好ましい。
【００２１】こうして得られた前組織を逆変態圧延すれ
ば、分散粒子の数の無数のオーステナイト結晶粒が生成
される。さらに、これらの化合物粒子が逆変態圧延時に
完全に固溶消失せずに残存させることができれば、これ
らの残存化合物粒子が粒界をピン止めしてオーステナイ
ト粒の粗大化を阻止することが期待できる。
ば、分散粒子の数の無数のオーステナイト結晶粒が生成
される。さらに、これらの化合物粒子が逆変態圧延時に
完全に固溶消失せずに残存させることができれば、これ
らの残存化合物粒子が粒界をピン止めしてオーステナイ
ト粒の粗大化を阻止することが期待できる。
【００２２】本発明によれば、Mn、Al、ならびに、Cr、
Ni、Cu、Ｎの群の中の元素および／またはTi、Nb、Ｖ、
Mo、Co、Ｗの群の中の元素との配合により、逆変態圧延
で生成したオーステナイト組織の超微細性が効果的に維
持されるのである。
Ni、Cu、Ｎの群の中の元素および／またはTi、Nb、Ｖ、
Mo、Co、Ｗの群の中の元素との配合により、逆変態圧延
で生成したオーステナイト組織の超微細性が効果的に維
持されるのである。
【００２３】さらに、本発明によれば、炭化物あるいは
窒化物の微細な粒子を分散させた前組織を作ることによ
って逆変態オーステナイト結晶粒の数を飛躍的に増大さ
せて超微細組織にするとともに、これらの炭化物あるい
は窒化物の微細な粒子を完全に固溶消失させずに残存さ
せることによってオーステナイト組織の成長粗大化を阻
止することができるのである。
窒化物の微細な粒子を分散させた前組織を作ることによ
って逆変態オーステナイト結晶粒の数を飛躍的に増大さ
せて超微細組織にするとともに、これらの炭化物あるい
は窒化物の微細な粒子を完全に固溶消失させずに残存さ
せることによってオーステナイト組織の成長粗大化を阻
止することができるのである。
【００２４】ここで、本発明において前述のように鋼組
成および加工条件を限定した理由を具体的に説明する。
まず、鋼の機械的性質は結晶粒径の微細化とともに向上
するが、特に結晶粒径が2.0 μｍ以下になるとその向上
効果は極めて顕著になる。このため、本発明にかかる鋼
材の平均結晶粒径は2.0 μｍ以下であることとした。
成および加工条件を限定した理由を具体的に説明する。
まず、鋼の機械的性質は結晶粒径の微細化とともに向上
するが、特に結晶粒径が2.0 μｍ以下になるとその向上
効果は極めて顕著になる。このため、本発明にかかる鋼
材の平均結晶粒径は2.0 μｍ以下であることとした。
【００２５】なお、ここでいう結晶粒径とは、オーステ
ナイト結晶粒径、フェライト結晶粒径、マルテンサイ
ト、ベイナイトあるいはパーライトのブロック粒径のい
ずれか特定できるものを指す。
ナイト結晶粒径、フェライト結晶粒径、マルテンサイ
ト、ベイナイトあるいはパーライトのブロック粒径のい
ずれか特定できるものを指す。
【００２６】(1) Ｃ：2.50％以下 Ｃ含有量は鋼材の要求される特性に応じて選定される
が、添加量が2.50％を越えるとオーステナイトに固溶し
きれなくなるので、上限を2.50％とした。好ましくは、
1.2 ％以下である。最も好ましくは0.8 ％以下である。
が、添加量が2.50％を越えるとオーステナイトに固溶し
きれなくなるので、上限を2.50％とした。好ましくは、
1.2 ％以下である。最も好ましくは0.8 ％以下である。
【００２７】(2) Al：2.00％以下 Alはフェライト相へ分配される元素であって、超微細オ
ーステナイト組織の成長粗大化を抑制するには脱酸のた
めに通常添加される量以上の添加が必要であり、0.03％
以上含有することが望ましい。一方、添加量が2.00％を
越えると、熱間加工性が劣化して圧延時に割れやすくな
るので、上限値を2.00％とした。好ましくは1.5 ％以
下、より好ましくは0.04〜1.0 ％である。
ーステナイト組織の成長粗大化を抑制するには脱酸のた
めに通常添加される量以上の添加が必要であり、0.03％
以上含有することが望ましい。一方、添加量が2.00％を
越えると、熱間加工性が劣化して圧延時に割れやすくな
るので、上限値を2.00％とした。好ましくは1.5 ％以
下、より好ましくは0.04〜1.0 ％である。
【００２８】(3) Mn：1.0 〜10％ MnはA1変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、かつMnはオーステナイト相へ分配され
る元素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大
化を抑制するには1.0 ％以上の添加が必要である。添加
量が10％を越えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる
ので、上限値を10％とした。好ましい上限は、５％であ
り、さらに好ましくは 1.0〜3.0 ％である。
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、かつMnはオーステナイト相へ分配され
る元素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大
化を抑制するには1.0 ％以上の添加が必要である。添加
量が10％を越えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる
ので、上限値を10％とした。好ましい上限は、５％であ
り、さらに好ましくは 1.0〜3.0 ％である。
【００２９】(4) Ni、Cu、Cr、Ｎの少なくとも１種 i) Ni : 10％以下 NiはA1変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、かつオーステナイト相へ分配される元
素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を
有効に抑制するには0.5 ％以上の添加が望ましい。添加
量が10％を越えると粒成長の抑制効果が飽和してくるの
で、上限値を10％とした。好ましくは、５％以下であ
る。
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、かつオーステナイト相へ分配される元
素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を
有効に抑制するには0.5 ％以上の添加が望ましい。添加
量が10％を越えると粒成長の抑制効果が飽和してくるの
で、上限値を10％とした。好ましくは、５％以下であ
る。
【００３０】ii) Cu：3.0 ％以下 CuはA1変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、かつオーステナイト相へ分配される元
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので0.3％以上の添加が望ましい。添加量が３.0
％を越えると、加工性が劣化して圧延時に割れやすくな
るので、上限値を3.0 ％とした。好適上限は2.5 ％であ
る。
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、かつオーステナイト相へ分配される元
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので0.3％以上の添加が望ましい。添加量が３.0
％を越えると、加工性が劣化して圧延時に割れやすくな
るので、上限値を3.0 ％とした。好適上限は2.5 ％であ
る。
【００３１】iii)Ｎ：0.01〜0.20％： ＮはA1変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、0.01％以上の含有が望ましいが、0.20
％超になると本発明の鋼では鋼中に固溶しなくなるの
で、上限を0.20％とした。好ましくは0.01〜0.02％であ
る。
低くしてオーステナイト相の成長粗大化速度を遅くする
のに有効であり、0.01％以上の含有が望ましいが、0.20
％超になると本発明の鋼では鋼中に固溶しなくなるの
で、上限を0.20％とした。好ましくは0.01〜0.02％であ
る。
【００３２】iv) Cr：15％以下 Crはオーステナイト相へ分配される元素で超微細オース
テナイト組織の成長粗大化を有効に抑制するので1.0 ％
以上の添加が望ましい。27％を越えるとオーステナイト
相への固溶ができにくくなるので、上限を27％とした。
好ましくは13％以下である。
テナイト組織の成長粗大化を有効に抑制するので1.0 ％
以上の添加が望ましい。27％を越えるとオーステナイト
相への固溶ができにくくなるので、上限を27％とした。
好ましくは13％以下である。
【００３３】(5) Ti、Nb、Ｖ、Mo、Ｗ、Coの少なくとも
１種 i) Ti : 3.0 ％以下 Tiはフェライト相へ分配される元素でかつ拡散の遅い元
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので0.1 ％以上の添加が望ましいが、3.0 ％を越
えると鋼が脆化してくるので、上限を3.0 ％とした。好
適上限は2.0 ％である。
１種 i) Ti : 3.0 ％以下 Tiはフェライト相へ分配される元素でかつ拡散の遅い元
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので0.1 ％以上の添加が望ましいが、3.0 ％を越
えると鋼が脆化してくるので、上限を3.0 ％とした。好
適上限は2.0 ％である。
【００３４】ii) Nb：3.0 ％以下 Nbはフェライト相へ分配される元素でかつ拡散の遅い元
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので、0.1 ％以上の添加が望ましいが、3.0 ％を
越えると鋼が脆化してくるので、上限を3.0 ％とした。
好ましくは、2.0 ％以下である。
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので、0.1 ％以上の添加が望ましいが、3.0 ％を
越えると鋼が脆化してくるので、上限を3.0 ％とした。
好ましくは、2.0 ％以下である。
【００３５】iii)Ｖ：5.0 ％以下 Ｖはフェライト相へ分配される元素で超微細オーステナ
イト組織の成長粗大化を有効に抑制するので0.10％以上
の添加が望ましいが、5.0 ％を越えると鋼が脆化してく
るので、上限を5.0 ％とした。好ましくは4.0 ％以下で
ある。
イト組織の成長粗大化を有効に抑制するので0.10％以上
の添加が望ましいが、5.0 ％を越えると鋼が脆化してく
るので、上限を5.0 ％とした。好ましくは4.0 ％以下で
ある。
【００３６】iv) Mo：5.0 ％以下 Moはフェライト相への分配される元素でかつ拡散の遅い
元素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に
抑制するので、0.50％以上の添加が望ましいが、5.0 ％
を越えると粒成長の抑制効果が飽和してくるので、上限
を5.0 ％とした。
元素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に
抑制するので、0.50％以上の添加が望ましいが、5.0 ％
を越えると粒成長の抑制効果が飽和してくるので、上限
を5.0 ％とした。
【００３７】v) W：10％以下 Ｗはフェライト相へ分配される元素でかつ拡散の遅い元
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので0.5 ％以上の添加が望ましいが、10％を越え
ると粒成長の抑制効果が飽和してくるので、上限を10％
とした。好ましくは、5.0 ％以下である。
素で超微細オーステナイト組織の成長粗大化を有効に抑
制するので0.5 ％以上の添加が望ましいが、10％を越え
ると粒成長の抑制効果が飽和してくるので、上限を10％
とした。好ましくは、5.0 ％以下である。
【００３８】vi) Co：10％以下 Coはフェライト相へ分配される元素で超微細オーステナ
イト組織の成長粗大化を有効に抑制するので0.50％以上
の添加が望ましい。10％を越えると粒成長の抑制効果が
飽和してくるの、上限を10％とした。好ましくは、５％
以下である。本発明にかかる製造方法においては上述の
ような鋼組成を有する鋼を前述のような条件で加工、熱
処理するが、その限定理由は次の通りである。
イト組織の成長粗大化を有効に抑制するので0.50％以上
の添加が望ましい。10％を越えると粒成長の抑制効果が
飽和してくるの、上限を10％とした。好ましくは、５％
以下である。本発明にかかる製造方法においては上述の
ような鋼組成を有する鋼を前述のような条件で加工、熱
処理するが、その限定理由は次の通りである。
【００３９】(1) Ac1 点以下から塑性加工を加えつつAc
1 点以上に昇温：Ac1 点以下のフェライト相を加工する
ことによりAc1 点以上で加工硬化したフェライトから非
常に微細なオーステナイトの結晶が生成する作用と、生
成したオーステナイト組織を引続き加工して加工硬化さ
せ、その後の冷却での組織形成に際して一段と微細な組
織を加工誘起変態生成させる作用を実現するためにAc1
点以下から塑性加工を加えつつAc1 点以上に昇温するこ
とが必要である。
1 点以上に昇温：Ac1 点以下のフェライト相を加工する
ことによりAc1 点以上で加工硬化したフェライトから非
常に微細なオーステナイトの結晶が生成する作用と、生
成したオーステナイト組織を引続き加工して加工硬化さ
せ、その後の冷却での組織形成に際して一段と微細な組
織を加工誘起変態生成させる作用を実現するためにAc1
点以下から塑性加工を加えつつAc1 点以上に昇温するこ
とが必要である。
【００４０】Ac1 点以上であってもAc3 点未満であると
フェライトとオーステナイトの混合組織になるのでAc3
点以上であることが望ましいが、二相組織に止めておく
ほうが有効な場合もあるのでAc1 点以上とした。
フェライトとオーステナイトの混合組織になるのでAc3
点以上であることが望ましいが、二相組織に止めておく
ほうが有効な場合もあるのでAc1 点以上とした。
【００４１】(2) 昇温速度 10K/s以上：本発明の好適態
様によれば、逆変態で生成したオーステナイト粒が成長
粗大化してしまわないように、加熱速度は10K/s 以上に
する。さらに好ましくは40〜4000 K/sである。
様によれば、逆変態で生成したオーステナイト粒が成長
粗大化してしまわないように、加熱速度は10K/s 以上に
する。さらに好ましくは40〜4000 K/sである。
【００４２】ただし、合金元素が必要量だけオーステナ
イト組織中に固溶していなければならないので、その固
溶に必要なだけの時間は変態点以上の温度域で滞留して
いるような加熱ヒートパターンにしておく必要がある。
イト組織中に固溶していなければならないので、その固
溶に必要なだけの時間は変態点以上の温度域で滞留して
いるような加熱ヒートパターンにしておく必要がある。
【００４３】(3) 塑性加工の歪量20％以上：Ac1 点以下
のフェライト相を加工することによりAc1 点以上で加工
硬化したフェライトから非常に微細なオーステナイトの
結晶が生成する作用と、生成したオーステナイト組織を
引き続き加工して硬化させ、その後の冷却での組織形成
に際して一段と微細な組織を加工誘起変態生成させる作
用を実現するためには、加工歪量は20％以上が必要であ
り、できれば50％以上とするのが好ましい。
のフェライト相を加工することによりAc1 点以上で加工
硬化したフェライトから非常に微細なオーステナイトの
結晶が生成する作用と、生成したオーステナイト組織を
引き続き加工して硬化させ、その後の冷却での組織形成
に際して一段と微細な組織を加工誘起変態生成させる作
用を実現するためには、加工歪量は20％以上が必要であ
り、できれば50％以上とするのが好ましい。
【００４４】本発明の好適態様によれば、上述のような
逆変態加工熱処理に先立って、Ac1点以上に加熱したの
ち室温まで冷却して過飽和固溶体組織にして、そのよう
な過飽和固溶体組織を、673 〜973K(400〜700 ℃) の温
度域で時効処理するのが好ましい。
逆変態加工熱処理に先立って、Ac1点以上に加熱したの
ち室温まで冷却して過飽和固溶体組織にして、そのよう
な過飽和固溶体組織を、673 〜973K(400〜700 ℃) の温
度域で時効処理するのが好ましい。
【００４５】微細な炭化物あるいは窒化物の粒子を均一
緻密に分散させた前組織を逆変態圧延すると、これらの
粒子の周辺からオーステナイトの変態が生起する。この
とき、分散粒子の数が多くかつ粒子間の間隔が小さいほ
どオーステナイトの結晶粒の数が多くなり、結晶粒の成
長粗大化も起こりにくくなるので、これらの化合物をい
ったん分解固溶させて過飽和固溶体組織にしたのち、新
たに析出分散させることが好ましい。
緻密に分散させた前組織を逆変態圧延すると、これらの
粒子の周辺からオーステナイトの変態が生起する。この
とき、分散粒子の数が多くかつ粒子間の間隔が小さいほ
どオーステナイトの結晶粒の数が多くなり、結晶粒の成
長粗大化も起こりにくくなるので、これらの化合物をい
ったん分解固溶させて過飽和固溶体組織にしたのち、新
たに析出分散させることが好ましい。
【００４６】化合物を分解固溶させた過飽和固溶体組織
にするには、Ac1 点以上に加熱して組織の全部もしくは
一部をオーステナイト化する必要がある。その後それを
時効して非常に微細な炭化物あるいは窒化物の粒子を均
一緻密に分散させるために、673 〜973K(400〜700 ℃)
の温度域に加熱する。この温度が673K(400℃) より低い
と化合物が析出分散せず、973K(700℃) 超になると析出
粒子が凝集肥大化してしまう。こうして得られた前組織
を逆変態圧延すれば、分散粒子の数の無数のオーステナ
イト結晶粒が生成される。
にするには、Ac1 点以上に加熱して組織の全部もしくは
一部をオーステナイト化する必要がある。その後それを
時効して非常に微細な炭化物あるいは窒化物の粒子を均
一緻密に分散させるために、673 〜973K(400〜700 ℃)
の温度域に加熱する。この温度が673K(400℃) より低い
と化合物が析出分散せず、973K(700℃) 超になると析出
粒子が凝集肥大化してしまう。こうして得られた前組織
を逆変態圧延すれば、分散粒子の数の無数のオーステナ
イト結晶粒が生成される。
【００４７】前組織で生成させた化合物粒子が逆変態圧
延時に完全に固溶消失せずに残存させることができれ
ば、これらの残存化合物粒子が粒界をピン止めしてオー
ステナイト粒の粗大化を阻止することが期待できる。こ
のためには、化合物粒子が完全に分解固溶して消失して
しまわないように昇温速度を50K/s 以上にすることが望
ましい。昇温速度は速すぎても化合物粒子が逆変態圧延
時に周辺部のみの分解固溶さえも起こらないようになっ
て化合物粒子周辺のＣ、Ｎの濃度が高くならないために
オーステナイト化が起こりにくくなるので、鋼種成分と
前組織の状況に合わせた適正な昇温速度が必要である。
次に、本発明の作用効果を実施例に関連させてさらに具
体的に詳述する。
延時に完全に固溶消失せずに残存させることができれ
ば、これらの残存化合物粒子が粒界をピン止めしてオー
ステナイト粒の粗大化を阻止することが期待できる。こ
のためには、化合物粒子が完全に分解固溶して消失して
しまわないように昇温速度を50K/s 以上にすることが望
ましい。昇温速度は速すぎても化合物粒子が逆変態圧延
時に周辺部のみの分解固溶さえも起こらないようになっ
て化合物粒子周辺のＣ、Ｎの濃度が高くならないために
オーステナイト化が起こりにくくなるので、鋼種成分と
前組織の状況に合わせた適正な昇温速度が必要である。
次に、本発明の作用効果を実施例に関連させてさらに具
体的に詳述する。
【００４８】
(実施例１)表１に示した鋼組成を有する各鋼を100 kg誘
導加熱溶解炉で溶製した後、インゴットを熱間鍛造で25
mm×25mm断面の角材に鍛伸した。その後、1273K(1000
℃)加熱後、油冷後773K(500℃) で7200s(2h) 時効処理
し、このようにして得られた材料を圧延実験素材とし
た。
導加熱溶解炉で溶製した後、インゴットを熱間鍛造で25
mm×25mm断面の角材に鍛伸した。その後、1273K(1000
℃)加熱後、油冷後773K(500℃) で7200s(2h) 時効処理
し、このようにして得られた材料を圧延実験素材とし
た。
【００４９】超微細組織鋼材を試作する際に逆変態圧延
に用いた圧延機は図１に示す構成である。図中、誘導加
熱炉１には圧延ロール２と誘導加熱コイル５とが設けら
れており、温度制御を精度高く行うことができる。アン
コイラから巻き出された被圧延材３は赤外線加熱炉４に
よって圧延に先立って所定温度にまで加熱され、圧延機
内蔵の誘導加熱炉１に導入される。圧延後は、保熱炉７
で温度調整がなされ、次いで水冷ノズル８によって冷却
されてから巻取コイラ６に巻き取られる。
に用いた圧延機は図１に示す構成である。図中、誘導加
熱炉１には圧延ロール２と誘導加熱コイル５とが設けら
れており、温度制御を精度高く行うことができる。アン
コイラから巻き出された被圧延材３は赤外線加熱炉４に
よって圧延に先立って所定温度にまで加熱され、圧延機
内蔵の誘導加熱炉１に導入される。圧延後は、保熱炉７
で温度調整がなされ、次いで水冷ノズル８によって冷却
されてから巻取コイラ６に巻き取られる。
【００５０】このように、実験室規模の板圧延機と誘導
加熱炉とを備えた誘導加熱炉１を用いて各パス間で50K
(50℃) づつ被圧延材の温度を上げながら各パス４mm圧
下の５パス圧延を連続して行った。圧延後は保熱炉と水
冷設備があり、圧延速度と保熱炉の炉長の組み合わせで
１ｓから25ｓの保熱時間をとり、その後の冷却は水冷と
放冷の２種を採用した。これらの製造条件の組み合わせ
を表２に示す。
加熱炉とを備えた誘導加熱炉１を用いて各パス間で50K
(50℃) づつ被圧延材の温度を上げながら各パス４mm圧
下の５パス圧延を連続して行った。圧延後は保熱炉と水
冷設備があり、圧延速度と保熱炉の炉長の組み合わせで
１ｓから25ｓの保熱時間をとり、その後の冷却は水冷と
放冷の２種を採用した。これらの製造条件の組み合わせ
を表２に示す。
【００５１】これらの試験結果を表３にまとめて示す。
表３において、試験番号20は従来鋼を公知の逆変態圧延
方法で製造した結果である。
表３において、試験番号20は従来鋼を公知の逆変態圧延
方法で製造した結果である。
【００５２】試験番号１〜15は本発明の鋼種の本発明法
による製造の結果で、試験番号20に比べて粒径が微細に
なっている。合金元素の組み合わせと逆変態温度の低下
にともなう粒成長の遅延により、25ｓ保持でも2.0 μｍ
以下の超微細組織鋼が実現している。
による製造の結果で、試験番号20に比べて粒径が微細に
なっている。合金元素の組み合わせと逆変態温度の低下
にともなう粒成長の遅延により、25ｓ保持でも2.0 μｍ
以下の超微細組織鋼が実現している。
【００５３】試験番号16〜18では、圧延後の保持時間が
１ｓから25ｓまで増加しても結晶粒径の増加が極めて僅
かであることが示されている。試験番号19は圧延後水冷
した例であるが、粒径はほどんど放冷の場合と差異がな
い。このことは、粒径が圧延後の冷却速度にほとんど依
存していないことを意味しており、圧延後の結晶粒の成
長が極めて遅いことを示している。
１ｓから25ｓまで増加しても結晶粒径の増加が極めて僅
かであることが示されている。試験番号19は圧延後水冷
した例であるが、粒径はほどんど放冷の場合と差異がな
い。このことは、粒径が圧延後の冷却速度にほとんど依
存していないことを意味しており、圧延後の結晶粒の成
長が極めて遅いことを示している。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
【表３】
【００５７】(実施例２)表４に示した鋼組成を有する各
鋼を実験素材とした。材料の準備は実施例１における内
容と同じである。ただし、前処理を行ったものと行わな
かったものの２種を用意した。
鋼を実験素材とした。材料の準備は実施例１における内
容と同じである。ただし、前処理を行ったものと行わな
かったものの２種を用意した。
【００５８】逆変態圧延に用いた圧延機は図１に示す構
成である。ただし、昇温加熱は実施例１の赤外線加熱炉
および誘導加熱にかえて、給電ロール方式による通電加
熱装置を用いた。走行速度は１m/s であるが、昇温速度
の影響をみるため、最高20m/s の走行速度をとった。給
電ロール間距離、圧延スタンド間距離、走行速度を変え
ることによって昇温速度は最大2000K/S までとった。試
験条件を表５に示す。
成である。ただし、昇温加熱は実施例１の赤外線加熱炉
および誘導加熱にかえて、給電ロール方式による通電加
熱装置を用いた。走行速度は１m/s であるが、昇温速度
の影響をみるため、最高20m/s の走行速度をとった。給
電ロール間距離、圧延スタンド間距離、走行速度を変え
ることによって昇温速度は最大2000K/S までとった。試
験条件を表５に示す。
【００５９】鋼No.19 、No.21 、No.28 は鋼塊の熱間鍛
造において鍛造割れを起こし、試験材が製造できなかっ
た。その他の鋼は表５の条件での試験が可能であった。
造において鍛造割れを起こし、試験材が製造できなかっ
た。その他の鋼は表５の条件での試験が可能であった。
【００６０】なお、圧延番号20の急速昇温圧延実験およ
び圧延番号21〜23の圧下率変更実験(試験番号51および
試験番号52〜54) においては、実施例１での鋼No.11 と
同じ素材を用いた。これらの試験結果を表６にまとめて
示す。
び圧延番号21〜23の圧下率変更実験(試験番号51および
試験番号52〜54) においては、実施例１での鋼No.11 と
同じ素材を用いた。これらの試験結果を表６にまとめて
示す。
【００６１】試験番号23、25、32は素材の鋼(No.19、N
o.21 、No.28)が鋼塊の熱間鍛造ができなかったため以
後の試験ができなかったもの。試験番号34、45、50は、
結晶粒径が２μｍを超えており、いずれも延伸した粗大
粒との混粒組織になっていた。
o.21 、No.28)が鋼塊の熱間鍛造ができなかったため以
後の試験ができなかったもの。試験番号34、45、50は、
結晶粒径が２μｍを超えており、いずれも延伸した粗大
粒との混粒組織になっていた。
【００６２】試験番号37、40、43、47においては、粗大
な炭化物が散在しており、それらの炭化物の周辺でミク
ロクラックが多数発生していた。また、これらの試験材
では結晶粒径も大きく、２μｍを超えるものになってい
た。その他の試験では、結晶粒径が２μｍ未満の極微細
粒で、しかもほとんど大きな結晶粒のない整粒微細組織
となっていた。
な炭化物が散在しており、それらの炭化物の周辺でミク
ロクラックが多数発生していた。また、これらの試験材
では結晶粒径も大きく、２μｍを超えるものになってい
た。その他の試験では、結晶粒径が２μｍ未満の極微細
粒で、しかもほとんど大きな結晶粒のない整粒微細組織
となっていた。
【００６３】
【表４】
【００６４】
【表５】
【００６５】
【表６】
【００６６】
【発明の効果】以上に説明したごとく、本発明によれば
逆変態圧延によって生成された超微細オーステナイト組
織を容易に成長粗大化しないようにすることができ、従
来技術では実際上実現の困難な平均結晶粒径が２μｍ以
下の超微細均一組織を有する圧延鋼材を安定して生産供
給することが可能になり、産業上極めて有用な効果がも
たらされる。
逆変態圧延によって生成された超微細オーステナイト組
織を容易に成長粗大化しないようにすることができ、従
来技術では実際上実現の困難な平均結晶粒径が２μｍ以
下の超微細均一組織を有する圧延鋼材を安定して生産供
給することが可能になり、産業上極めて有用な効果がも
たらされる。
【図１】実施例で用いた圧延装置の概略説明図である。
１：誘導加熱炉 ２：圧延ロール ３：被圧延材 ４：赤外線加熱炉 ５：誘導加熱コイル ６：巻取コイラ ７：保熱炉 ８：水冷ノズル
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：2.50％以下、 Al：2.00％以下、 Mn：1.0 〜
10％、 さらに、Ni：10％以下、Cu：3.0 ％以下、Cr：27％以下
およびＮ：0.01〜0.20％から成る群から選んだ１種もし
くは２種以上、 および/ またはTi：3.0 ％以下、Nb：3.0 ％以下、Ｖ：
5.0 ％以下、Mo：5.0 ％以下、Ｗ：10％以下およびCo：
10％以下から成る群から選んだ１種もしくは２種以上、 残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成をAc1 点以下
から、歪量20％以上の塑性加工を加えつつ、Ac1 点以上
に昇温し、その後室温まで冷却することを特徴とする、
平均結晶粒径が２μｍ以下である超微細組織から成る鋼
材の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼組成の鋼を、Ac1 点以
上に加熱したのち冷却して過飽和固溶体組織にした後、
それを 673〜973Kの温度域で時効処理後、Ac1 点以下か
ら、歪量20％以上の塑性加工を加えつつ、Ac1 点以上に
10K/S 以上の速度で昇温し、その後室温まで冷却するこ
とを特徴とする、平均結晶粒径が２μｍ以下である超微
細組織から成る鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4580095A JPH08246049A (ja) | 1995-03-06 | 1995-03-06 | 超微細組織からなる鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4580095A JPH08246049A (ja) | 1995-03-06 | 1995-03-06 | 超微細組織からなる鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08246049A true JPH08246049A (ja) | 1996-09-24 |
Family
ID=12729354
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4580095A Withdrawn JPH08246049A (ja) | 1995-03-06 | 1995-03-06 | 超微細組織からなる鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08246049A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101942617A (zh) * | 2010-09-25 | 2011-01-12 | 沈绍敖 | 新型耐蚀耐磨耐高温合金材料及其生产工艺 |
| CN105821336A (zh) * | 2016-04-28 | 2016-08-03 | 宁国市开源电力耐磨材料有限公司 | 一种多元合金耐磨衬板及其铸造方法 |
| CN108411221A (zh) * | 2018-03-13 | 2018-08-17 | 浙江工贸职业技术学院 | 一种抗冲击的复合金属材料及其制备方法 |
| CN108754344A (zh) * | 2018-07-02 | 2018-11-06 | 澳洋集团有限公司 | 一种高硬度高韧性钢板及其制备方法 |
| CN111074174A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-28 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 一种复合析出相强化2500MPa级超高强度钢及制造方法 |
-
1995
- 1995-03-06 JP JP4580095A patent/JPH08246049A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101942617A (zh) * | 2010-09-25 | 2011-01-12 | 沈绍敖 | 新型耐蚀耐磨耐高温合金材料及其生产工艺 |
| CN105821336A (zh) * | 2016-04-28 | 2016-08-03 | 宁国市开源电力耐磨材料有限公司 | 一种多元合金耐磨衬板及其铸造方法 |
| CN108411221A (zh) * | 2018-03-13 | 2018-08-17 | 浙江工贸职业技术学院 | 一种抗冲击的复合金属材料及其制备方法 |
| CN108754344A (zh) * | 2018-07-02 | 2018-11-06 | 澳洋集团有限公司 | 一种高硬度高韧性钢板及其制备方法 |
| CN108754344B (zh) * | 2018-07-02 | 2020-08-11 | 澳洋集团有限公司 | 一种高硬度高韧性钢板及其制备方法 |
| CN111074174A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-28 | 上大新材料(泰州)研究院有限公司 | 一种复合析出相强化2500MPa级超高强度钢及制造方法 |
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