JPS597334B2 - 耐食性にすぐれたセンダスト系合金の製造法 - Google Patents
耐食性にすぐれたセンダスト系合金の製造法Info
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- JPS597334B2 JPS597334B2 JP54113375A JP11337579A JPS597334B2 JP S597334 B2 JPS597334 B2 JP S597334B2 JP 54113375 A JP54113375 A JP 54113375A JP 11337579 A JP11337579 A JP 11337579A JP S597334 B2 JPS597334 B2 JP S597334B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、Fe−Si−Al系高透磁率合金、所謂セン
タスト系合金の改良された製造法に関し、特に従来のー
ー般組成である5i4〜12%、A12〜9%、残部鉄
からなる磁性合金に、新たにCrを添加するとともに、
CおよびNの量を限定し、さらに、かかるC、Nに対し
Ti、Zr、Nb等の特定元素を一定量添加して、鋳造
後、熱間加工することにより、すぐれた磁気特性を損な
うことなく、高度の耐食性を具備せしめたセンタスト系
合金の製造法に関するものである。
タスト系合金の改良された製造法に関し、特に従来のー
ー般組成である5i4〜12%、A12〜9%、残部鉄
からなる磁性合金に、新たにCrを添加するとともに、
CおよびNの量を限定し、さらに、かかるC、Nに対し
Ti、Zr、Nb等の特定元素を一定量添加して、鋳造
後、熱間加工することにより、すぐれた磁気特性を損な
うことなく、高度の耐食性を具備せしめたセンタスト系
合金の製造法に関するものである。
センタスト系合金は、磁気特性、特に透磁率にすぐれ、
高周波における透磁率も大きく、かつ硬度が高いという
諸特性を有するので、ステレオやVTRなどにおいて、
高度の磁気特性と耐摩耗性の要求される電子機器などの
磁気ヘッドコア用の好適な材料として注目されている。
高周波における透磁率も大きく、かつ硬度が高いという
諸特性を有するので、ステレオやVTRなどにおいて、
高度の磁気特性と耐摩耗性の要求される電子機器などの
磁気ヘッドコア用の好適な材料として注目されている。
しかしながら、従来のセンタスト系合金は、耐食性に劣
り、大気中に放置すると、斑点状の腐食が生じ易い傾向
がある。
り、大気中に放置すると、斑点状の腐食が生じ易い傾向
がある。
磁気ヘッドコアが腐食されると、磁気テープと磁気へソ
ドコアとの接触が悪くなつて録音・再生感度が低下し、
長期間にわたり良好な性能を維持することは困難である
。これに対処するため、これまでにも(I)13%Cr
フェライト系ステンレス鋼のように、Crを添加して合
金表面に不働態皮膜を形成させるようにしたもの、5f
)Ti、Nb、Ta、Zr等を添加したもの、あるいは
蜘希土類元素を添加したもの等が提案されている。しか
しながら、これらの方法は、いずれも固溶元素を添加す
るもので、前記斑点状腐食の発生はやk減少するものの
、その耐食性はなお十分満足し得るものではなかつた。
本発明は、センタスト系合金に良好な耐食性を付与し、
該斑点状腐食の完全防止を可能とすべく種々研究を重ね
た結果、Crの炭化物または窒化物あるいは酸化物の存
在が、斑点状腐食の起点となる新事実を知るとともに、
該合金に、新たに一定量のCrを添加し、該Crの添加
と併せてCおよびN量の規定およびTi.Zr.Nb等
の特定元素の添加を施し鋳造後、熱間加工することによ
つて、上記Cr化合物の形成を抑制し、該合金のすぐれ
た磁気特性を損うことなく、その耐食性を飛躍的に高め
得ることを見出し本発明を完成するに到つた。すなわち
、本発明は、Al約2.0〜9.0%、Si約4.0〜
12.0%、Cr約1.0〜15.0%、C約0.00
3〜0.02%、NO,Ol%以下、および上記組成に
、更にTi.Zr.Ta.Nb.MO、VもしくはWの
群から選ばれる1種または2種以上の元素を合計約0,
01〜3.0%を含み、かつ該選択された元素の合計量
(その総原子重量を「AJとする)と、上記CおよびN
の合計量(その総原子重量を[B」とする)の原子重量
比(A/B)を約1以上として成るセンタスト系合金の
製造法を提供するものである。
ドコアとの接触が悪くなつて録音・再生感度が低下し、
長期間にわたり良好な性能を維持することは困難である
。これに対処するため、これまでにも(I)13%Cr
フェライト系ステンレス鋼のように、Crを添加して合
金表面に不働態皮膜を形成させるようにしたもの、5f
)Ti、Nb、Ta、Zr等を添加したもの、あるいは
蜘希土類元素を添加したもの等が提案されている。しか
しながら、これらの方法は、いずれも固溶元素を添加す
るもので、前記斑点状腐食の発生はやk減少するものの
、その耐食性はなお十分満足し得るものではなかつた。
本発明は、センタスト系合金に良好な耐食性を付与し、
該斑点状腐食の完全防止を可能とすべく種々研究を重ね
た結果、Crの炭化物または窒化物あるいは酸化物の存
在が、斑点状腐食の起点となる新事実を知るとともに、
該合金に、新たに一定量のCrを添加し、該Crの添加
と併せてCおよびN量の規定およびTi.Zr.Nb等
の特定元素の添加を施し鋳造後、熱間加工することによ
つて、上記Cr化合物の形成を抑制し、該合金のすぐれ
た磁気特性を損うことなく、その耐食性を飛躍的に高め
得ることを見出し本発明を完成するに到つた。すなわち
、本発明は、Al約2.0〜9.0%、Si約4.0〜
12.0%、Cr約1.0〜15.0%、C約0.00
3〜0.02%、NO,Ol%以下、および上記組成に
、更にTi.Zr.Ta.Nb.MO、VもしくはWの
群から選ばれる1種または2種以上の元素を合計約0,
01〜3.0%を含み、かつ該選択された元素の合計量
(その総原子重量を「AJとする)と、上記CおよびN
の合計量(その総原子重量を[B」とする)の原子重量
比(A/B)を約1以上として成るセンタスト系合金の
製造法を提供するものである。
センタスト系合金の耐食性改善について従来なされてき
た種々の提案には、CおよびN量に着目した例はない。
た種々の提案には、CおよびN量に着目した例はない。
本発明は、Crの添加と併せ、CおよびNをセンタスト
系合金の耐食性に重要な影響を与える元素としてその量
を規定するとともにこれに熱間加工を施し、センタスト
系合金の新規製造法を確立したものである。センタスト
系合金の主たる用途の一つである磁気ヘツドコアとして
の使用において、該磁気ヘツドコアは、磁気テープ(通
常有機系合成樹脂製であり、塩素イオン(C1−)を溶
出することが多い)と接触し、溶出C1−によつて腐食
されるが、前記組成を有する本発明センタスト系合金は
、C1−に対する耐食性にすぐれ、後記のように塩水噴
霧試験においても卓越した耐食性を示す。なお、従来一
般のセンタスト系合金は鋳造体のまXでは、組織の緻密
性にやや欠け、「すき間腐食」に似た発錆現象を伴なう
ことがあるが、本発明方法による合金は一定の鋳造条件
および熱間加工が適用されることにより、上記弊害をほ
父完全に解消し、しかも該熱間加工効果によつて該合金
の耐食性は一そう強化されるという特徴を有する。
系合金の耐食性に重要な影響を与える元素としてその量
を規定するとともにこれに熱間加工を施し、センタスト
系合金の新規製造法を確立したものである。センタスト
系合金の主たる用途の一つである磁気ヘツドコアとして
の使用において、該磁気ヘツドコアは、磁気テープ(通
常有機系合成樹脂製であり、塩素イオン(C1−)を溶
出することが多い)と接触し、溶出C1−によつて腐食
されるが、前記組成を有する本発明センタスト系合金は
、C1−に対する耐食性にすぐれ、後記のように塩水噴
霧試験においても卓越した耐食性を示す。なお、従来一
般のセンタスト系合金は鋳造体のまXでは、組織の緻密
性にやや欠け、「すき間腐食」に似た発錆現象を伴なう
ことがあるが、本発明方法による合金は一定の鋳造条件
および熱間加工が適用されることにより、上記弊害をほ
父完全に解消し、しかも該熱間加工効果によつて該合金
の耐食性は一そう強化されるという特徴を有する。
以下、本発明方法による合金の成分限定理由につ(・て
詳しく説明する。本発明方法においてセンタスト系合金
は、Si約4.0〜12.0%、Al約20〜9.0%
、残部鉄から成る成分系を基本組成とする。
詳しく説明する。本発明方法においてセンタスト系合金
は、Si約4.0〜12.0%、Al約20〜9.0%
、残部鉄から成る成分系を基本組成とする。
かく、SiおよびA1を特定量含有することにより、磁
気へツドコア材等として必要な磁気特性が与えられる。
特に高硬度と高透磁率の面から、Si約8.0〜10,
0%、Al約5.0〜7.0%の範囲がすぐれる。Cr
は、耐食性改善のため添加される。そのために約1.0
%以上の添加が必要である。但し、多量に加えると磁気
特性が劣化し、特に約15%を越えるとその弊害が著し
くなる。よつて約1.0〜15%加えられる。Cは、合
金中酸素量およびCr炭化物生成量制御の点で重要であ
る。
気へツドコア材等として必要な磁気特性が与えられる。
特に高硬度と高透磁率の面から、Si約8.0〜10,
0%、Al約5.0〜7.0%の範囲がすぐれる。Cr
は、耐食性改善のため添加される。そのために約1.0
%以上の添加が必要である。但し、多量に加えると磁気
特性が劣化し、特に約15%を越えるとその弊害が著し
くなる。よつて約1.0〜15%加えられる。Cは、合
金中酸素量およびCr炭化物生成量制御の点で重要であ
る。
すなわち、C量があまり低すぎると溶製時の酸素濃度が
高くなつて、合金中の酸化物系介在物量が増加し耐食性
を悪くする。このため、約0.003%以上存在させる
ことが望ましい。一方、多量に存在すると、合金中に、
Crを含む炭化物の生成量が増加し、塩水噴霧試験にお
ける錆の発生が著しくなるので約0.02%を上限とす
ることが望ましい。第1図に、約9.6%Si一約6.
2%Al−CrC一約0、004%N−残部Feのセン
タスト系合金鋳造材におけるCrおよびC量と耐食性と
の関係を示す。
高くなつて、合金中の酸化物系介在物量が増加し耐食性
を悪くする。このため、約0.003%以上存在させる
ことが望ましい。一方、多量に存在すると、合金中に、
Crを含む炭化物の生成量が増加し、塩水噴霧試験にお
ける錆の発生が著しくなるので約0.02%を上限とす
ることが望ましい。第1図に、約9.6%Si一約6.
2%Al−CrC一約0、004%N−残部Feのセン
タスト系合金鋳造材におけるCrおよびC量と耐食性と
の関係を示す。
耐食性の評価は、塩水噴霧試験〔5%NaCl水溶液(
35℃)を24時間噴霧〕における発錆率(供試材被験
全表面積に対する発錆部分面積百分率)による。図中、
「○]は、耐食性良好(発錆率10%以下)、「△」は
、耐食性やや良好(同10〜40%)、「×」は、耐食
性不良(同40%以上)の各評価を表わす。図から、C
r約1〜15%に対し、C約0.003〜0.02%の
範囲内で良好な耐食性が与えられることが判る。Nは、
合金中に、Crの窒化物を形成し、錆の発生原因となる
ので、約0.01%を許容上限とし可及的に低いことが
望ましい。
35℃)を24時間噴霧〕における発錆率(供試材被験
全表面積に対する発錆部分面積百分率)による。図中、
「○]は、耐食性良好(発錆率10%以下)、「△」は
、耐食性やや良好(同10〜40%)、「×」は、耐食
性不良(同40%以上)の各評価を表わす。図から、C
r約1〜15%に対し、C約0.003〜0.02%の
範囲内で良好な耐食性が与えられることが判る。Nは、
合金中に、Crの窒化物を形成し、錆の発生原因となる
ので、約0.01%を許容上限とし可及的に低いことが
望ましい。
第2図は、約9.7%Si−約6.0%Al一約6.5
%Cr−C−N一残部鉄のセンタスト系合金鋳造材にお
けるCおよびN量と耐食性との関係を示したグラフであ
る。
%Cr−C−N一残部鉄のセンタスト系合金鋳造材にお
けるCおよびN量と耐食性との関係を示したグラフであ
る。
耐食性試験法および評価基準は前記第1図の場合と同じ
である。図より、C量を前記のように約0.003〜0
,02%に規定するとともに、N量を約0.01%以下
に限定することにより良好な耐食囲が得られることが判
る。前記Crは、合金中で炭化物を形成し易く、CやN
の存在下に孔食等の斑点状腐食発生原因となるが、Cお
よびN量を上記のように規定することによつて、かかる
弊害を回避すると同時に、Crの添加効果が十分に発揮
される結果、上記のような耐食性改善効果が得られるの
ぞある。本発明方法により得られるセンタスト系合金は
、上記諸元素のほかにTi.Zr.Ta.Nb.MO、
Vおよびwからなる群より選ばれる1種もしくは2種以
上の元素(以下、「X」群元素という)を添加すること
により、更に耐食囲を高めることができる。
である。図より、C量を前記のように約0.003〜0
,02%に規定するとともに、N量を約0.01%以下
に限定することにより良好な耐食囲が得られることが判
る。前記Crは、合金中で炭化物を形成し易く、CやN
の存在下に孔食等の斑点状腐食発生原因となるが、Cお
よびN量を上記のように規定することによつて、かかる
弊害を回避すると同時に、Crの添加効果が十分に発揮
される結果、上記のような耐食性改善効果が得られるの
ぞある。本発明方法により得られるセンタスト系合金は
、上記諸元素のほかにTi.Zr.Ta.Nb.MO、
Vおよびwからなる群より選ばれる1種もしくは2種以
上の元素(以下、「X」群元素という)を添加すること
により、更に耐食囲を高めることができる。
但し、添加量が約0.01%に満たないとその効果は十
分ではなく、一方約3.0%をこえると磁気特性の劣化
を伴なうので約0.01〜30%の範囲で加えられる。
また、添加されるX群元素がCやNと結合してより安定
な炭窒化物を形成するので、X群元素の総原子重量(A
)と合金中に存在するCおよびNの総原子重量(B)と
の原子量比(A/B)が約1以上となるように調節する
ことが望ましい。このような、CおよびN量の限定によ
る炭窒化物量の低減と、X群元素の添加効果とが相まつ
て、塩水噴霧試験による発錆率は約5%以下とすること
ができる。第3図は、約9,6%Si−約6.0%Al
−約6.5%Cr−約0.007%C一約0.004%
NX群元素(約0.01〜3.0%)一残部Feのセン
タスト系合金鋳造材におけるX群元素の原子量比(A/
B)と耐食性の関係を示したグラフである。
分ではなく、一方約3.0%をこえると磁気特性の劣化
を伴なうので約0.01〜30%の範囲で加えられる。
また、添加されるX群元素がCやNと結合してより安定
な炭窒化物を形成するので、X群元素の総原子重量(A
)と合金中に存在するCおよびNの総原子重量(B)と
の原子量比(A/B)が約1以上となるように調節する
ことが望ましい。このような、CおよびN量の限定によ
る炭窒化物量の低減と、X群元素の添加効果とが相まつ
て、塩水噴霧試験による発錆率は約5%以下とすること
ができる。第3図は、約9,6%Si−約6.0%Al
−約6.5%Cr−約0.007%C一約0.004%
NX群元素(約0.01〜3.0%)一残部Feのセン
タスト系合金鋳造材におけるX群元素の原子量比(A/
B)と耐食性の関係を示したグラフである。
耐食性試験法および評価基準は前記と同じである。図中
の各マークは、添加X群元素の種類を表わし、「口]は
Ta、「△」はZr、[○」はTil「×」はNb、「
?」はMO、[▲」はV、「●」はwをそれぞれ添加し
た場合を示す。図から、原子量比(A/B)約1.0以
上、特に約2.0以上において、耐食性は格段に向上し
、発錆率約5%以下の安定した性能が与えられることが
判る。なお、上述のごとき成分組成を有する本発明方法
のセンタスト系合金の磁気特性は、少くとも従来一般の
センタスト系合金と同等もしくはそれ以上のレベルにあ
り、例えば最大透磁率(μm)約100000以上、初
透磁率(μ0.01)約40000以上の特性を具備す
ることも確認されている。
の各マークは、添加X群元素の種類を表わし、「口]は
Ta、「△」はZr、[○」はTil「×」はNb、「
?」はMO、[▲」はV、「●」はwをそれぞれ添加し
た場合を示す。図から、原子量比(A/B)約1.0以
上、特に約2.0以上において、耐食性は格段に向上し
、発錆率約5%以下の安定した性能が与えられることが
判る。なお、上述のごとき成分組成を有する本発明方法
のセンタスト系合金の磁気特性は、少くとも従来一般の
センタスト系合金と同等もしくはそれ以上のレベルにあ
り、例えば最大透磁率(μm)約100000以上、初
透磁率(μ0.01)約40000以上の特性を具備す
ることも確認されている。
従来一般のセンタスト系合金の場合、鋳造材のままでは
、ミクロポロシテイ等が存在することがあり、そのため
に「すき間腐食」によると考えられる発錆現象を伴なう
場合がある。
、ミクロポロシテイ等が存在することがあり、そのため
に「すき間腐食」によると考えられる発錆現象を伴なう
場合がある。
ここで第4図(1)にセンタスト系合金(組成;9.7
%Si−6.0%Al−1.5%Cr−0.015%C
−0.005%N−0.16%Ti一残部Fe)の鋳造
材に生じた発錆点の図面代用写真を示す。
%Si−6.0%Al−1.5%Cr−0.015%C
−0.005%N−0.16%Ti一残部Fe)の鋳造
材に生じた発錆点の図面代用写真を示す。
この錆の中心部を8倍に拡大した図面代用写真を第4図
()に示す。錆の中心部には鋳造時に生じた約0.02
mmφの大きさのミクロポロシテイが存在する。センタ
スト系合金における錆の状態は、発錆率が5%以上の場
合、合金組成によりほぼ耐食性が決まり、「すき間腐食
」の発錆率に対する影響を明らかにするのは難かしい。
また実用面からは、発錆率が5%以上もあれば、錆によ
るトラブルを未然にさけるために使用されないのが普通
である。しかしながら、発錆率が5%未満の場合は第4
図(1)()にみられるような点状錆が現われ、錆の状
態は一面に発錆する状態から点状へと変化する。
()に示す。錆の中心部には鋳造時に生じた約0.02
mmφの大きさのミクロポロシテイが存在する。センタ
スト系合金における錆の状態は、発錆率が5%以上の場
合、合金組成によりほぼ耐食性が決まり、「すき間腐食
」の発錆率に対する影響を明らかにするのは難かしい。
また実用面からは、発錆率が5%以上もあれば、錆によ
るトラブルを未然にさけるために使用されないのが普通
である。しかしながら、発錆率が5%未満の場合は第4
図(1)()にみられるような点状錆が現われ、錆の状
態は一面に発錆する状態から点状へと変化する。
このため耐食囲を評価する方法として、発錆率のような
面積率では、不完全となり、単位面積あたりの点状錆の
数(発錆数)をしらべるのが好ましい。第5図は9.7
%Si−6.0%Al−0.005%C−0.005%
N−Cr一残部Feの組成をもつセンタスト系合金の鋳
造材および熱間加工材についてCr量と耐食性との関係
を調べたものである。
面積率では、不完全となり、単位面積あたりの点状錆の
数(発錆数)をしらべるのが好ましい。第5図は9.7
%Si−6.0%Al−0.005%C−0.005%
N−Cr一残部Feの組成をもつセンタスト系合金の鋳
造材および熱間加工材についてCr量と耐食性との関係
を調べたものである。
耐食性試験法および評価基準は前記と同じである。図中
、[○]は熱間押出材、「●」は鋳造材を示す。図から
Crが2%以上で発錆率はほとんど零になり、鋳造材と
熱間加工材における耐食性の相異はつけにくいが、発錆
数で評価すると熱間加工の効果は明白である。熱間加工
材では、鋳造時に生じたミクロポロシテイが、熱間加工
でつぶれて発錆の源となるような2すき間2がなくなる
ためと考えられている。すき間に腐食液が入ると、腐食
液の濃度が濃縮されて周囲の合金を腐食し、発錆点にな
ると考えられている。このような発錆の源となる7すき
間7としてはミクロポロシテイ以外にマイクロ・クラツ
クも同様に含まれる。センタスト系合金は研削加工され
て磁気ヘッドコァとなるので、研削時にマイクロクラツ
クが発生しやすい。しかしながら、本発明方法の熱間加
工したセンタスト系合金は鋳造材に比べてねばくなつて
おり、このようなマイクロクラツクは発生しにくく、発
錆数は鋳造材に比較してはるかに減少する。第6図はセ
ンタスト系合金(組成;9.7%Si一6.0%A1−
1.5%Cr−0.015%CO.OO5%N−X一残
部Fe、但しX−Ti.Zr、V.Nb.Ta.MO.
W)の熱間加工材におけるX群の添加元素の原子量比(
A/B)と発錆率および発錆数との関係を示したグラフ
である。図から原子比(A/B)が約2.0以上におい
て、発錆数が格段に向上していることがわかる。以上の
ように、「すき間腐食」による発錆現象の対策として本
発明においては、鋳造材に熱間押出加工等のごとき熱間
加工、例えば加工温度約1000〜1300℃、押出比
約2.0以上の条件下に熱間押出加工が施されているの
で組織が緻密化し、上記腐食が有効に防止される。とこ
ろで、センタスト系合金は、本来極めて脆く一般に加工
は困難であるが、第7図に示すように、該合金鋳造体(
1)を、鋼あるいは鉄等の適当な延伸性を有する金属性
シース(外包筒)2にパツクし、溶接止めした蓋3(該
シースと同材質のものでよい)で密封して該シースと一
体的に熱間加工するようにすれば比較的容易に所望の加
工を達成することができる。
、[○]は熱間押出材、「●」は鋳造材を示す。図から
Crが2%以上で発錆率はほとんど零になり、鋳造材と
熱間加工材における耐食性の相異はつけにくいが、発錆
数で評価すると熱間加工の効果は明白である。熱間加工
材では、鋳造時に生じたミクロポロシテイが、熱間加工
でつぶれて発錆の源となるような2すき間2がなくなる
ためと考えられている。すき間に腐食液が入ると、腐食
液の濃度が濃縮されて周囲の合金を腐食し、発錆点にな
ると考えられている。このような発錆の源となる7すき
間7としてはミクロポロシテイ以外にマイクロ・クラツ
クも同様に含まれる。センタスト系合金は研削加工され
て磁気ヘッドコァとなるので、研削時にマイクロクラツ
クが発生しやすい。しかしながら、本発明方法の熱間加
工したセンタスト系合金は鋳造材に比べてねばくなつて
おり、このようなマイクロクラツクは発生しにくく、発
錆数は鋳造材に比較してはるかに減少する。第6図はセ
ンタスト系合金(組成;9.7%Si一6.0%A1−
1.5%Cr−0.015%CO.OO5%N−X一残
部Fe、但しX−Ti.Zr、V.Nb.Ta.MO.
W)の熱間加工材におけるX群の添加元素の原子量比(
A/B)と発錆率および発錆数との関係を示したグラフ
である。図から原子比(A/B)が約2.0以上におい
て、発錆数が格段に向上していることがわかる。以上の
ように、「すき間腐食」による発錆現象の対策として本
発明においては、鋳造材に熱間押出加工等のごとき熱間
加工、例えば加工温度約1000〜1300℃、押出比
約2.0以上の条件下に熱間押出加工が施されているの
で組織が緻密化し、上記腐食が有効に防止される。とこ
ろで、センタスト系合金は、本来極めて脆く一般に加工
は困難であるが、第7図に示すように、該合金鋳造体(
1)を、鋼あるいは鉄等の適当な延伸性を有する金属性
シース(外包筒)2にパツクし、溶接止めした蓋3(該
シースと同材質のものでよい)で密封して該シースと一
体的に熱間加工するようにすれば比較的容易に所望の加
工を達成することができる。
この場合、シースと合金鋳造体との間にすき間があると
、加工中に割れを生ずるので、両者間の密着状態を良好
にしておく必要がある。その手段として、パツクされる
合金鋳造体に予め精密な機械加工を施す方法のほか、該
合金溶湯を直接シース内に鋳込み、シースと一体化させ
る方法が有効である。鋳込み法による場合には、得られ
る鋳塊の表層部組織が微細かつ緻密で、また鋳塊頭部に
センメーポロシテイのないことが望ましい。表層組織が
粗く、セン汐一ポロシテイが存在すると、これらを起点
として加工中に割れを生ずるからである。これを防止す
るには、鋳込み温度を該合金の液相線より約20〜60
℃高い温度域(約1315〜1355℃)に調節して鋳
込みを行なう方法が有効である。これによつて微細な柱
状組織を備えた良好な表層部が得られ、表層部組織の性
状に起因する割れの発生は著しく低減する。別法として
、溶湯にTiや希土類元素等を添加することによつても
同様の効果が得られる。一方、センターポロシテイにつ
いては、上記鋳込み温度の調整(特に、液相線より約2
0〜50℃高い温度範囲が好適)と併せて一般の鋳造に
採用される押湯保温法を施す方法、あるいは溶湯鍛造法
を適用するのが有効であり、これによつてセンメーボロ
シテイの発生を大幅に低減することができる。第8図は
、シース(内径50mm×長さ250mm)に、本発明
センタスト系合金を鋳造し、シースと一体の鋳造体を製
したのち、センノーポロシテイ部分を除去し、押出温度
約1200℃、押出比約5にて熱間加工したときの割れ
発生率(%)と、鋳込み温度の関係を示したグラフであ
り、これより鋳込温度を、液相線より約20〜50℃高
い温度域に調節することにより、熱間加工時の割れ発生
率は顕著に低減し、円滑な加工を達成し得ることが判る
。上述のごとき熱間加工によつて、鋳造体の組織は効果
的に緻密化され、鋳造体内に存在するミクロポロシテイ
は圧着・消減する。
、加工中に割れを生ずるので、両者間の密着状態を良好
にしておく必要がある。その手段として、パツクされる
合金鋳造体に予め精密な機械加工を施す方法のほか、該
合金溶湯を直接シース内に鋳込み、シースと一体化させ
る方法が有効である。鋳込み法による場合には、得られ
る鋳塊の表層部組織が微細かつ緻密で、また鋳塊頭部に
センメーポロシテイのないことが望ましい。表層組織が
粗く、セン汐一ポロシテイが存在すると、これらを起点
として加工中に割れを生ずるからである。これを防止す
るには、鋳込み温度を該合金の液相線より約20〜60
℃高い温度域(約1315〜1355℃)に調節して鋳
込みを行なう方法が有効である。これによつて微細な柱
状組織を備えた良好な表層部が得られ、表層部組織の性
状に起因する割れの発生は著しく低減する。別法として
、溶湯にTiや希土類元素等を添加することによつても
同様の効果が得られる。一方、センターポロシテイにつ
いては、上記鋳込み温度の調整(特に、液相線より約2
0〜50℃高い温度範囲が好適)と併せて一般の鋳造に
採用される押湯保温法を施す方法、あるいは溶湯鍛造法
を適用するのが有効であり、これによつてセンメーボロ
シテイの発生を大幅に低減することができる。第8図は
、シース(内径50mm×長さ250mm)に、本発明
センタスト系合金を鋳造し、シースと一体の鋳造体を製
したのち、センノーポロシテイ部分を除去し、押出温度
約1200℃、押出比約5にて熱間加工したときの割れ
発生率(%)と、鋳込み温度の関係を示したグラフであ
り、これより鋳込温度を、液相線より約20〜50℃高
い温度域に調節することにより、熱間加工時の割れ発生
率は顕著に低減し、円滑な加工を達成し得ることが判る
。上述のごとき熱間加工によつて、鋳造体の組織は効果
的に緻密化され、鋳造体内に存在するミクロポロシテイ
は圧着・消減する。
これによつて前述の「すき間腐食]による発錆現象を防
ぐことができる。なお、上記熱間加工法の説明では、押
出加工法を例に挙げて説明したが、その他圧延、鋳造等
他の形式の熱間加工法を適用しても同様の効果を奏し得
ることは言うまでもない。
ぐことができる。なお、上記熱間加工法の説明では、押
出加工法を例に挙げて説明したが、その他圧延、鋳造等
他の形式の熱間加工法を適用しても同様の効果を奏し得
ることは言うまでもない。
このような熱間加工による発錆率低減効果は、従来一般
のセンタスト系合金では得られず、前記組成を有する本
発明センタスト系合金に特有の効果であり、これによつ
て非常に安定した耐食性が保証される。
のセンタスト系合金では得られず、前記組成を有する本
発明センタスト系合金に特有の効果であり、これによつ
て非常に安定した耐食性が保証される。
第1図は、CおよびCr量と耐食性の関係を示すグラフ
、第2図は、CおよびN量と耐食性の関係を示すグラフ
、第3図は、原子重量比(A/B)と発錆率の関係を示
すグラフ、第4図1,はセンタスト系合金鋳造材におけ
る発錆率5%未満の状況を示す図面代用写真、第5図は
センタスト系合金の鋳造材および熱間加工材についてC
r量と耐食性との関係を示すグラフ、第6図は同様の合
金についての添加元素の原子量比(A/B)と発錆率お
よび発錆数との関係を示すグラフ、第7図は、鋳造体を
シースにパツクした例を示す断面図、第8図は鋳込温度
と熱間加工割れ発生率の関係を示すグラフである。 図面中の符号は次のとおりである。 1・・・・・・鋳造体、2・・・・・・シース、3・・
・・・・蓋。
、第2図は、CおよびN量と耐食性の関係を示すグラフ
、第3図は、原子重量比(A/B)と発錆率の関係を示
すグラフ、第4図1,はセンタスト系合金鋳造材におけ
る発錆率5%未満の状況を示す図面代用写真、第5図は
センタスト系合金の鋳造材および熱間加工材についてC
r量と耐食性との関係を示すグラフ、第6図は同様の合
金についての添加元素の原子量比(A/B)と発錆率お
よび発錆数との関係を示すグラフ、第7図は、鋳造体を
シースにパツクした例を示す断面図、第8図は鋳込温度
と熱間加工割れ発生率の関係を示すグラフである。 図面中の符号は次のとおりである。 1・・・・・・鋳造体、2・・・・・・シース、3・・
・・・・蓋。
Claims (1)
- 1 Al2.0〜9.0%、Si4.0〜12.0%、
Cr1.0〜15.0%、C0.003〜0.02%、
N0.01%以下、およびTi、Zr、Ta、Nb、M
o、VもしくはWの元素群から選択される1種もしくは
2種以上の元素を合計0.01〜3.0%含有し、かつ
該選択された元素の合計量(その総原子重量をAとする
)と、上記CおよびNの合計量(その総原子重量をBと
する)との原子重量比(A/B)が1以上であり、残部
実質的に鉄から成るセンダスト系合金を鋳造後、熱間加
工することを特徴とする耐食性にすぐれたセンダスト系
合金の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP54113375A JPS597334B2 (ja) | 1979-09-03 | 1979-09-03 | 耐食性にすぐれたセンダスト系合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP54113375A JPS597334B2 (ja) | 1979-09-03 | 1979-09-03 | 耐食性にすぐれたセンダスト系合金の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5638451A JPS5638451A (en) | 1981-04-13 |
JPS597334B2 true JPS597334B2 (ja) | 1984-02-17 |
Family
ID=14610687
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP54113375A Expired JPS597334B2 (ja) | 1979-09-03 | 1979-09-03 | 耐食性にすぐれたセンダスト系合金の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS597334B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5882508A (ja) * | 1981-11-12 | 1983-05-18 | Hitachi Metals Ltd | 磁性薄膜材料 |
JPS60220913A (ja) * | 1984-04-18 | 1985-11-05 | Sony Corp | 磁性薄膜 |
JPS60220914A (ja) * | 1984-04-18 | 1985-11-05 | Sony Corp | 磁性薄膜 |
DE102012002642B4 (de) * | 2012-02-08 | 2013-08-14 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Warmband zur Herstellung eines Elektroblechs und Verfahren hierzu |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5294822A (en) * | 1976-02-04 | 1977-08-09 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Breakage resistance high permeability alloy |
JPS5447817A (en) * | 1977-09-26 | 1979-04-14 | Hitachi Metals Ltd | High permeability alloy |
-
1979
- 1979-09-03 JP JP54113375A patent/JPS597334B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5294822A (en) * | 1976-02-04 | 1977-08-09 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Breakage resistance high permeability alloy |
JPS5447817A (en) * | 1977-09-26 | 1979-04-14 | Hitachi Metals Ltd | High permeability alloy |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5638451A (en) | 1981-04-13 |
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