JPS60245770A - Fe base alloy material superior in workability - Google Patents
Fe base alloy material superior in workabilityInfo
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- JPS60245770A JPS60245770A JP10192584A JP10192584A JPS60245770A JP S60245770 A JPS60245770 A JP S60245770A JP 10192584 A JP10192584 A JP 10192584A JP 10192584 A JP10192584 A JP 10192584A JP S60245770 A JPS60245770 A JP S60245770A
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、加工性に優れたFe基合金材料に関するもの
である。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention relates to an Fe-based alloy material with excellent workability.
従来より、 Ni及びCrを含有する鉄鋼材料には。Conventionally, steel materials containing Ni and Cr.
Ni−Cr鋼及びステンレス鋼等がある。特に1周知の
ごとくステンレス鋼には、数多くの種類があり。Examples include Ni-Cr steel and stainless steel. In particular, as is well known, there are many types of stainless steel.
それぞれが耐蝕性、耐候性、耐酸化性、溶接性。Each has corrosion resistance, weather resistance, oxidation resistance, and weldability.
冷間加工性、被削性、加工硬化性等に秀れており。Excellent cold workability, machinability, work hardening properties, etc.
各種化学工業、建築、タービン関係、航空機、車両等に
広く利用されている。しかしながら、ステンレス鋼でも
オーステナイト系、フェライト系。Widely used in various chemical industries, architecture, turbines, aircraft, vehicles, etc. However, even stainless steel is austenitic and ferritic.
マルテンサイト系、析出硬化系等があり、それぞれ長所
・短所を有している。例えば、マルテンサイト系ステン
レス鋼は、高い強度と硬さが得られるのにもかかわらず
、 Cr量が約13原子%と低いか。There are martensitic types, precipitation hardening types, etc., and each has advantages and disadvantages. For example, martensitic stainless steel has a low Cr content of about 13 atomic percent, even though it has high strength and hardness.
あるいは炭素量が約3原子%と高いために、オーステナ
イト系、フェライト系ステンレス鋼よりも耐蝕性に劣り
、また深絞り冷間鍜造等成型性にも劣る。次に、オース
ティト系ステンレス鋼は、耐蝕性等に秀れているにもか
かわらず、引張強さは。In addition, since the carbon content is as high as about 3 at %, it is inferior in corrosion resistance to austenitic and ferritic stainless steels, and is also inferior in formability such as deep drawing and cold forming. Next, although austite stainless steel has excellent corrosion resistance, it has poor tensile strength.
約60に、g/mm”程度と低く、シかも加工硬化させ
ても、それほど高強度とはなりえなかった。The strength was as low as about 60 g/mm'', and even if it was work hardened, it could not achieve a very high strength.
また、靭性、加工性を向上させるために、結晶粒の微細
化処理が行われるが、普通鋼とは異なりオルステナイト
系ステンレス鋼は、熱処理による結晶粒の微細化が困難
であり、熱間加工により成形品の結晶粒は著しく粗大化
しやすいという難点があった。さらに、フェライト系ス
テンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比して安
価であるが、その反面、加工性又は耐蝕性の面で不利で
ある。In addition, grain refinement treatment is performed to improve toughness and workability, but unlike ordinary steel, orstenitic stainless steel has difficulty in grain refinement through heat treatment, and hot processing Therefore, the crystal grains of the molded product tend to become extremely coarse. Further, although ferritic stainless steel is cheaper than austenitic stainless steel, it is disadvantageous in terms of workability or corrosion resistance.
一方、 Ni−Cr系オーステナイト鋼のC量を増加し
て高温強度を高めた材料としてACr (AlloyC
asting In5titute )規格の■あるい
はHKw4が知られているが、これらの鋼は1通常、鋳
造により製品化されるため、生産性が低く1その性質に
ついても多量のCを含み、粗大炭化物を含む組織である
ためクリープ延性あるいは熱疲れ特性が5US347等
に比べて著しく劣っている。On the other hand, ACr (AlloyC
(asting intensity) standard (2) or HKw4 are known, but these steels are usually produced by casting, resulting in low productivity.1 Their properties also include a large amount of C and a structure containing coarse carbides. Therefore, the creep ductility or thermal fatigue properties are significantly inferior to those of 5US347 and the like.
また、300kg / mm ”以上の高引張強度を示
す金属材料としては、ピアノ線、マルエージング鋼等が
ある。しかし、これらピアノ線、マルエージング鋼は、
粗大化した炭化物、析出物を含有するので、加工硬化等
を付与するための熱間及び冷間加工工程が煩雑になり、
マルエージング鋼は線材化が困難である。また、ピアノ
線は、伸線材の延性が不足して引切れし易くなり、特に
30μm以下の極細線の製造は全く不可能である。In addition, metal materials that exhibit high tensile strength of 300 kg/mm" or more include piano wire and maraging steel. However, these piano wire and maraging steel have
Since it contains coarse carbides and precipitates, hot and cold working steps to impart work hardening etc. are complicated,
Maraging steel is difficult to make into wire rod. In addition, piano wires tend to break easily due to insufficient ductility of the drawn wire material, and in particular, it is completely impossible to manufacture ultrafine wires of 30 μm or less.
また、細い連続的な鋼線を製造する方法としては、特公
昭54−39338号公報がある。これは、 Fe −
C−5i−Mn−0系合金で、冷却媒体中で固化させる
ためにSi及びMn量の適当量範囲を限定している。Furthermore, Japanese Patent Publication No. 54-39338 discloses a method for manufacturing a thin continuous steel wire. This is Fe −
It is a C-5i-Mn-0 based alloy, and the appropriate amount ranges of Si and Mn are limited in order to solidify it in a cooling medium.
例えば97.7Fe −0,7Si −0,4Mn−1
,2G、 93.5Fe −2,35i 1.2Mn−
3G等数種類の実施例が鋼線を形成し得たと報告してい
る。そして、噴出された溶湯流が冷却媒体に接触する時
に固体シリカ析出物が生じるため、この酸化生成物は、
同化開始剤及び固体促進剤として作用することを記して
いる。For example, 97.7Fe -0,7Si -0,4Mn-1
,2G, 93.5Fe-2,35i 1.2Mn-
It has been reported that several types of examples such as 3G were able to form steel wires. Since solid silica precipitates are formed when the ejected molten metal stream contacts the cooling medium, this oxidation product is
It is stated that it acts as an anabolic initiator and a solid promoter.
特に細い連続的な銅線を得ることができる。好ましいS
i量は約1〜6原子%、 Mn量は約O〜1.5原子%
の範囲内であることを明記している。すなわち、上記の
報告では製造された銅線の特性に関する記述は全くなく
、ただ単に製造しうる合金組成に関して報告しただけで
ある。Particularly thin continuous copper wires can be obtained. preferred S
The amount of i is about 1 to 6 at%, and the amount of Mn is about O to 1.5 at%.
It is clearly stated that it is within the range of That is, the above report does not describe the characteristics of the manufactured copper wire at all, but merely reports on the alloy composition that can be manufactured.
他方、特開昭56−3651号公報には、Lh型金金属
間化合物靭性を与えた報告がなされている。この合金組
成は、Ni及びMnの少なくとも1つが3.9〜67.
0原子%、 AIが7.2〜22.5原子%、Cが0.
7〜11.0原子%、又はCと0.8原子%以下のNと
が0.7〜11.0原子%で、残部・がFeであり、ま
たほとんどがLl□型金型金化間化合物成され、かつC
又はCとNのほとんどが前記金属間化合物に固溶してい
る金属間化合物材料である。また、上記合金に(:r、
MO,Wの少なくとも1つを7.4原子%以下添加す
ること、Ni及びMnfGoで42.0原子%以下置換
することも可能であると記載されており、その他Ti、
Ta、 Zr、 Nb及びSiの少なくとも1つを3
.8原子%以下であれば微量添加でき、 Cr、 Mo
、 W+Go、 Ti、 Ta+ Zr+ Nb及びS
iを添加してもほとんどがLIz型金型金化間化合物成
され、かつC又はCとNのほとんどが前記金属間化合物
中に固溶しているLIZ型金型金化間化合物材料った。On the other hand, JP-A-56-3651 reports that Lh-type gold intermetallic compounds have toughness. In this alloy composition, at least one of Ni and Mn is 3.9 to 67.
0 atom %, AI 7.2 to 22.5 atom %, C 0.
7 to 11.0 at%, or 0.7 to 11.0 at% of C and 0.8 at% or less of N, and the remainder is Fe, and most of it is between Ll□ type molding. The compound is formed and C
Or, it is an intermetallic compound material in which most of C and N are dissolved in the intermetallic compound. In addition, the above alloy (:r,
It is stated that at least one of MO and W can be added at 7.4 atomic % or less, and it is also possible to substitute 42.0 atomic % or less with Ni and MnfGo, and in addition, Ti,
At least one of Ta, Zr, Nb and Si is 3
.. A trace amount of Cr, Mo can be added as long as it is 8 at% or less.
, W+Go, Ti, Ta+ Zr+ Nb and S
Even if i is added, most of the LIZ type mold intermetallic compound is formed, and most of C or C and N are dissolved in the intermetallic compound. .
この金属間化合物材料は、低Cr (7,4原子%以下
)、高^I含有量、及び高C含有量ゆえに、構造は規則
化し。This intermetallic compound material has an ordered structure due to its low Cr (7.4 atomic % or less), high I content, and high C content.
逆位相領域を有するようになり、靭性を示すようになっ
たが、この金属間化合物材料は、上記組成範囲内でのみ
靭性を有し、 AI量が7.2原子%未滴の場合には、
L1g型金型金化合物を形成せず2強度は低く、また
22.5原子%以上ではL1g型金型金化合物を形成す
るが、ねばさが著しく低下し脆くなる。Ni量について
も、3.9原子%以下では炭化物形成によりねばさを著
しく損ない。一方65.5原子%以上では、 Fe、
Cを形成してねばさを失ってしまう。C含有量について
も、0.7原子%以下では急冷効果があられれずLl□
型金型金化間化合物成することができず脆くなり、 1
1.0原子%では。This intermetallic compound material now has an antiphase region and exhibits toughness, but this intermetallic compound material has toughness only within the above composition range, and when the AI amount is less than 7.2 at%, ,
L1g type mold compound is not formed and the strength is low, and at 22.5 atomic % or more, L1g type mold compound is formed, but the stickiness is significantly reduced and it becomes brittle. Regarding the amount of Ni, if it is less than 3.9 atomic %, the toughness will be significantly impaired due to the formation of carbides. On the other hand, at 65.5 atomic% or more, Fe,
It forms C and loses its stickiness. As for the C content, if it is less than 0.7 at%, the quenching effect cannot be achieved and Ll□
The mold cannot form intermetallic compounds and becomes brittle. 1
At 1.0 atom%.
急冷してもFe、 Cの析出を防ぐことが困難となり。Even with rapid cooling, it is difficult to prevent the precipitation of Fe and C.
著しく延性を失い脆くなる。このように、このL1□金
属間化合物材料は、前記組成範囲内でのみ靭性を有し、
前記組成範囲外では、直ちに炭化物の析出等力乏おこり
、全く靭性を失い、跪<なって実用に供さないものであ
った。また、この合金組成からなるLl、型金属間化合
物材料は、靭性を有しているが、I引き、圧延及び熱処
理加工等がしにく<、シかも加工による機械的性質等の
向上はほとんど期待できない。例えば上記Lh型金属間
化合物材材料、最高の破断強度約175kg/mm”を
有するFe59.8Ni16.4A114.2C9,6
組成合金材は、先にも述べたように逆位相境界を多く含
み微細な逆位相領域を有しているため、加工硬化を全く
せず。It loses its ductility significantly and becomes brittle. Thus, this L1□ intermetallic compound material has toughness only within the composition range,
If the composition was outside the above range, carbide precipitation, etc. would immediately occur, the toughness would be completely lost, and the material would be unsuitable for practical use. In addition, although the Ll-type intermetallic compound material made of this alloy composition has toughness, it is difficult to undergo I drawing, rolling, heat treatment, etc., and there is little improvement in mechanical properties through processing. I can't wait. For example, the above-mentioned Lh type intermetallic compound material, Fe59.8Ni16.4A114.2C9,6, which has the highest breaking strength of about 175 kg/mm''
As mentioned earlier, the compositional alloy material contains many antiphase boundaries and has fine antiphase regions, so it does not undergo work hardening at all.
なんらかの事後処理を施しても急冷材板上に破断強度、
降伏強度を改善することが全くできなかった。また、こ
の金属間化合物材料は、非平衡相であるがため、600
℃、lhr程度の熱処理を行うと。Even after some post-treatment, the breaking strength and
It was not possible to improve the yield strength at all. In addition, since this intermetallic compound material has a non-equilibrium phase, 600
When heat treatment is performed at about ℃, lhr.
急激的に逆位相境界が消滅し、靭性をもたせるために必
要不可欠であった微細な逆位相領域が消滅するために、
平衡相のL12型金属間化合物となり。The anti-phase boundary suddenly disappears, and the fine anti-phase region that is essential for providing toughness disappears.
It becomes an L12 type intermetallic compound in the equilibrium phase.
延性を失い、全く脆くなってしまい、熱的にはかなり不
安定な材料であった。さらに、この金属間化合物材料は
1粒内に逆位相境界という一種の境界を有しており、ま
た極高炭素の材料であるがゆえに、耐蝕性についてもか
なり乏しいものであった。It lost its ductility, became completely brittle, and was a highly thermally unstable material. Furthermore, this intermetallic compound material has a type of boundary called an antiphase boundary within one grain, and since it is an extremely high carbon material, its corrosion resistance is also quite poor.
すなわち、現在のところ、300kg / mm2以上
の極めて高い引張強度を有し、かつ耐食性、耐熱性。That is, it currently has an extremely high tensile strength of 300 kg/mm2 or more, as well as corrosion resistance and heat resistance.
耐疲労性等に優れ、さらに加工が容易な材料は存在して
いない。There is no material that has excellent fatigue resistance and is easy to process.
そこで1本発明者らは、結晶粒の微細化、超微細な析出
物の均一分散強化により優れた加工性を有すると同時に
1強靭性を有するFe基合金材料を提供することを目的
として鋭意研究した結果、特定の組成からなるFe基合
金を溶湯状態から急冷固化すると、上記の目的がすべて
達成でき、さらに耐食性、耐熱性、耐疲労性等にも優れ
、電磁気的にも有用な合金材料であることを見い出し1
本発明を完成した。Therefore, the present inventors have conducted extensive research with the aim of providing an Fe-based alloy material that has excellent workability and toughness through refinement of crystal grains and uniform dispersion of ultra-fine precipitates. As a result, when an Fe-based alloy with a specific composition is rapidly solidified from a molten state, it is possible to achieve all of the above objectives, and it is also an alloy material that has excellent corrosion resistance, heat resistance, fatigue resistance, etc., and is also useful electromagnetically. Heading 1
The invention has been completed.
すなわち1本発明はNi及びMnの少なくとも1つが2
〜60原子%、 Crが7.5〜60原子%、 Stが
1〜15原子%、C,B及びPのうちの少なくとも1つ
が0.5〜10原子%で、残部が実質的にFeからなる
加工性に優れたFe基合金材料及びNi及びMnの少な
くとも1つが2〜60原子%で、 Crが7.5〜60
原子%で、 Stが0.25〜15原子%で、C,B及
びPのうちの少なくとも1つが0.5〜10原子%で、
AIが0.02〜0.5原子%で、残部が実質的にF
eからなる加工性に優れたFe基合金材料である。That is, in the present invention, at least one of Ni and Mn is 2
~60 at%, 7.5 to 60 at% of Cr, 1 to 15 at% of St, 0.5 to 10 at% of at least one of C, B, and P, and the remainder is substantially composed of Fe. Fe-based alloy material with excellent workability, and at least one of Ni and Mn is 2 to 60 atomic %, and Cr is 7.5 to 60 atomic %.
At %, St is 0.25 to 15 atomic %, at least one of C, B and P is 0.5 to 10 atomic %,
AI is 0.02 to 0.5 at%, and the balance is substantially F.
It is an Fe-based alloy material with excellent workability.
まず2本発明の第一合金材料について説明すると、Ni
及びMnは、靭性を有するオーステナイト相を安定化す
るのに必須の元素の中のひとつであり。First, to explain the first alloy material of the present invention, Ni
and Mn are among the elements essential for stabilizing the austenite phase having toughness.
Ni及びMnの少なくとも1つが2〜60原子%必要で
。At least one of Ni and Mn is required in an amount of 2 to 60 atomic %.
好ましくは3〜50原子%である。Ni及びMnの少な
くとも1つが2原子%未満、また60原子%より多けれ
ば、粗大化した多量の析出物を生じるために靭性は低下
し、脆く加工性が低下する。Crは、 Ni及びMnを
共存してオーステナイト相を安定化するはたらきがある
が、 Crは7.5〜60原子%必要で。Preferably it is 3 to 50 atom%. If the content of at least one of Ni and Mn is less than 2 atomic % or more than 60 atomic %, a large amount of coarse precipitates are formed, resulting in decreased toughness, brittleness, and reduced workability. Cr has the function of stabilizing the austenite phase by coexisting with Ni and Mn, but 7.5 to 60 at % of Cr is required.
好ましくは7.5〜50原子%である。Crが7.5原
子%未満では、延性及び靭性が低下し、加工性に乏しく
なり、また60原子%より多い場合は、不均二に粗大化
した析出物が析出するようになり、脆く加工性がなくな
る。Preferably it is 7.5 to 50 at%. If the Cr content is less than 7.5 at%, ductility and toughness will decrease, resulting in poor workability, and if it is more than 60 at%, unevenly coarsened precipitates will precipitate, resulting in brittle workability. Gender disappears.
Sjは、溶湯状態から急冷固化して直接リボン状。Sj is rapidly solidified from a molten state and directly shaped into a ribbon.
テープ状及び細線状材料を得るために必要な成型性を付
与する元素であり、 Stは1〜15原子%であること
が必要で、2〜14原子%が好ましい。Stが1原子%
未満では、溶湯状態から急冷固化して直接リボン状、テ
ープ状及び細線状の材料を連続して得ることが困難とな
り、また15原子%より多ければ、 St化合物を生じ
、靭性及び加工性が低下する。このSiは、急冷固化し
て得られた合金材料の靭性、硬さを向上させ、冷間圧延
、冷間線引等の加工を加えて機械的性質を改善する際、
特に低加工率領域から加工誘起マルテンサイト変態を生
じ。St is an element that imparts moldability necessary for obtaining tape-like and thin wire-like materials, and the content of St is required to be 1 to 15 at%, preferably 2 to 14 at%. St is 1 atomic%
If it is less than 15 at %, it will be difficult to rapidly solidify the molten metal and directly obtain ribbon-shaped, tape-shaped, or thin wire-shaped materials, and if it is more than 15 at %, St compounds will be produced, resulting in decreased toughness and workability. do. This Si improves the toughness and hardness of the alloy material obtained by rapid solidification, and when processing such as cold rolling or cold drawing to improve the mechanical properties,
In particular, deformation-induced martensitic transformation occurs from the low deformation rate region.
著しい強度及び靭性の向上が見られる。C,B及びPの
うち少なくとも1つが0.5〜10原子%であることが
必要であり、好ましくは0.5〜8原子%で、特にCは
オーステナイト相形成元素としても必須であり、なおか
つC,B及びPは急冷をきかせる効果、またそれぞれ炭
化物、ホウ化物、リン化物となって、母相に均一に分散
して複合強化の役割を果たし、高強度を得るためには不
可欠な要素となる。しかし、これらC,B及びPのうち
の少なくとも1つが0.5原子%未満では、急冷固化し
た時に非平衡相を得ることが困難となり、また10原子
%より多ければ、析出物の粗大化がおこり脆く、加工性
が低下し、実用に供さなくなる。Significant improvements in strength and toughness are seen. It is necessary that at least one of C, B and P is 0.5 to 10 atomic %, preferably 0.5 to 8 atomic %, and in particular, C is essential as an austenite phase forming element, and C, B, and P have the effect of rapid cooling, and become carbides, borides, and phosphides, respectively, which are uniformly dispersed in the matrix and play the role of composite reinforcement, and are essential elements for obtaining high strength. Become. However, if at least one of these C, B, and P is less than 0.5 at%, it will be difficult to obtain a non-equilibrium phase when rapidly solidified, and if it is more than 10 at%, the precipitates will become coarse. It becomes brittle and has poor workability, making it unusable.
次に、第2合金材料について説明すると、第2合金は、
第1合金中のSiの量がへ1−t−0.02〜0.5原
子%添加することにより、 0.25原子%まで低下さ
せることができたものである。すなわち、第1合金中の
Stが1原子%未満では前記したごとく、溶湯物性が変
化し、ノズルの材質であるセラミック等とのぬれ性が高
まり溶湯噴出用ノズル孔よりの噴出が困難になり、また
急冷固化時の直接成型性も極端に低下するため、連続し
たリボン状、テープ状及び細線状の材料を直接製造する
ことが困難であったのが、八1を0602〜0.5原子
%、好ましくは0.03〜0.6原子%添加すると、溶
湯とノズル材質であるセラミックとのぬれ性が低下し、
溶湯噴出用ノズル孔よりスムーズに噴出させることが可
能となり、同時に低Si量のために低下する急冷固化時
の直接成型性を改良し、連続したリボン状。Next, to explain the second alloy material, the second alloy is:
The amount of Si in the first alloy was able to be reduced to 0.25 atomic % by adding 1-t-0.02 to 0.5 atomic %. That is, if the St content in the first alloy is less than 1 atomic %, the physical properties of the molten metal will change as described above, and the wettability with ceramics etc. that is the material of the nozzle will increase, making it difficult to eject the molten metal from the nozzle hole. In addition, the direct moldability during rapid cooling and solidification is extremely reduced, making it difficult to directly produce continuous ribbon-shaped, tape-shaped, and thin wire-shaped materials. , preferably 0.03 to 0.6 at%, the wettability between the molten metal and the nozzle material ceramic decreases,
The molten metal can be spouted smoothly from the nozzle hole, and at the same time, the direct moldability during rapid cooling and solidification, which deteriorates due to the low Si content, has been improved, resulting in a continuous ribbon shape.
テープ状及び細線状の材料を得ることができる。Materials in the form of tapes and wires can be obtained.
八1の添加により、Siは0.25原子%、好ましくは
0.5原子%まで低下させることができる。Siが0.
25原子%未満ではAIを添加しても連続したリボン状
、テープ状及び細線状材料を急冷固化により直接得るこ
とができなくなり、15原子%より多ければ、 St化
合物を生じ、靭性及び加工性が低下する。またAIが0
.02原子%未満では前記の溶湯の物性を改善すること
ができなくなり、急冷固イし時の直接成型性にも劣る。By adding 81, Si can be reduced to 0.25 atomic %, preferably 0.5 atomic %. Si is 0.
If it is less than 25 at%, even if AI is added, it will not be possible to directly obtain a continuous ribbon-like, tape-like, or thin wire-like material by rapid solidification, and if it is more than 15 at%, St compounds will be produced, and the toughness and workability will deteriorate. descend. Also, AI is 0
.. If the amount is less than 0.02 at %, the physical properties of the molten metal cannot be improved, and the direct moldability during rapid cooling and solidification is also poor.
AIが0.5原子%より多ければ、溶湯の物性の改善効
果はない。このように掻く微量のAIの添加によりSi
の量を低下させることができるため、急冷固化して得ら
れた材料の硬度が低下してダイス摩耗損失等のランニン
グコストの低減化に寄与し、たり、また導電率も向上し
、電導体部品として使用する場合にエネルギー損失が減
少する。If AI is more than 0.5 at%, there is no effect of improving the physical properties of the molten metal. By adding a small amount of AI, Si
This reduces the hardness of the material obtained by rapid cooling and solidification, which contributes to the reduction of running costs such as die wear loss, and also improves the electrical conductivity, making it possible to improve the quality of conductive parts. Reduces energy loss when used as
本発明の合金材料は、低Ni量、低Cr量及び低C量の
場合には、ラスマルテンサイト相と微量のオーステナイ
ト相の混合相に超微細な析出物が均一に分散された組織
であり、 Ni、 Cr及びC量が増すにつれてラスマ
ルテンサイト相が減少し、オーステナイト相が増加して
いく。このように1本発明の合金材料は、ラスマルテン
サイト相及び均一に分散された超微細な析出物による効
果により高い破断強度、良好な靭性及び優れた加工性を
有するようになる。特に、線引、圧延、熱1処理等によ
る加工を加えると、オーステナイト相が加工誘起し。In the case of a low Ni content, a low Cr content, and a low C content, the alloy material of the present invention has a structure in which ultrafine precipitates are uniformly dispersed in a mixed phase of a lath martensite phase and a trace amount of austenite phase. As the amounts of , Ni, Cr and C increase, the lath martensite phase decreases and the austenite phase increases. As described above, the alloy material of the present invention has high breaking strength, good toughness, and excellent workability due to the effects of the lath martensite phase and uniformly dispersed ultrafine precipitates. In particular, when processing by drawing, rolling, heat treatment, etc. is applied, the austenite phase is induced by processing.
マルテンサイト変態をおこし、靭性を飛躍的に向上させ
ることができる。線引き加工及び圧延加工等により靭性
2強度の向上は、 Ni及びMnの少なくとも1つが3
〜40原子%で、 Crが7,5〜30原子%で、Si
が3〜14原子%で、C,B及びPのうちの少なくとも
1つが0.5〜6原子%で、残部がFeである組成範囲
及びNi及びMnの少なくとも1つが3〜40原子%、
Crが7.5〜3.0原子%、 Stが0.5〜14原
子%、C,B及びPのうちの少なくとも1っ;l!l(
0,5〜66原子テ、AIが0.03〜0.5原子%で
。It can cause martensitic transformation and dramatically improve toughness. Improvement of toughness 2 strength by wire drawing, rolling, etc. is achieved when at least one of Ni and Mn is 3
~40 at%, Cr at 7.5-30 at%, Si
is 3 to 14 atomic %, at least one of C, B and P is 0.5 to 6 atomic %, the balance is Fe, and at least one of Ni and Mn is 3 to 40 atomic %,
Cr: 7.5 to 3.0 at%, St: 0.5 to 14 at%, at least one of C, B, and P; l! l(
0.5 to 66 atoms, and 0.03 to 0.5 at% of AI.
残部がFeである組成範囲が最も好ましい。上記組成範
囲において、特に本発明の合金材料は、極めて優れた加
工性を有しており、また上記組成範囲にて存在するオー
ステナイト相は、準安定で強加工により加工誘起マルテ
ンサイト変態をおこしやすい状態にある。すなわち、上
記組成範囲内の本発明の合金材料は、ラスマルテンサイ
ト相とオーステナイト相の二相混在及びラスマルテンサ
イト相又はオーステナイト相単相組織に、超微細な析出
物が均一に分散している組織であり、高い靭性を存し、
さらに加工を加えることにより加工誘起マルテンサイト
変態をおこし7例えば85%以上の冷間線引加工が可能
で、破断強度は約400kg/mm2以上の高強力を有
するようになる。しかも、そのうえ、先に記述したごと
く熱処理を加えられた場合に、非平衡状態から平衡状態
に急激に変化し。A composition range in which the remainder is Fe is most preferred. In the above composition range, the alloy material of the present invention in particular has extremely excellent workability, and the austenite phase present in the above composition range is metastable and easily undergoes deformation-induced martensitic transformation due to strong deformation. in a state. That is, the alloy material of the present invention within the above composition range has ultrafine precipitates uniformly dispersed in a two-phase mixture of a lath martensite phase and an austenite phase, and a lath martensite phase or an austenite phase single phase structure. structure, has high toughness,
By further processing, the material undergoes processing-induced martensitic transformation, allowing for cold drawing of, for example, 85% or more, and a high breaking strength of about 400 kg/mm2 or more. Moreover, when heat treatment is applied as described above, the non-equilibrium state suddenly changes to the equilibrium state.
全く脆くなってしまうLl□型金型金金化合物開昭56
−3651号公報)とは異なり3本発明の合金材料は、
熱処理を加えた場合、非平衡状態から平衡状態へ変わる
途中に直径約0.03μm以下という超微細な析出物が
ラスマルテンサイトの転位上に均一に分散された状態で
析出するので、析出硬化により、靭性の向上に効果があ
る。そして、析出により非平衡状態が平衡状態にまで達
しうろことができないがために、靭性を全く損なわず、
非平衡状態ながら、熱的に極めて安定で、従来の非平衡
相の常識を全く覆す材料である。特に、この直径約0.
03μm以下という超微細な析出物による析出硬化作用
は2 ラスマルテンサイト相を含む低Ni、低Cr及び
低C領域に著しく、Niが3〜20原子%で。Ll□ type mold metal compound that becomes completely brittle 1976
-3651), the alloy material of the present invention is
When heat treatment is applied, ultrafine precipitates with a diameter of approximately 0.03 μm or less are precipitated in a uniformly dispersed state on the dislocations of lath martensite during the transition from a non-equilibrium state to an equilibrium state, so precipitation hardening occurs. , is effective in improving toughness. Since the non-equilibrium state cannot reach the equilibrium state due to precipitation, the toughness is not impaired at all.
Although it is in a non-equilibrium state, it is extremely stable thermally, completely overturning the conventional wisdom of non-equilibrium phases. In particular, this diameter of approximately 0.
The precipitation hardening effect due to ultrafine precipitates of 0.03 μm or less is remarkable in the low Ni, low Cr, and low C regions including the lath martensite phase, where Ni is 3 to 20 at%.
Crが7.5〜25原子%で、 Siが1〜7原子%で
、C1B及びPのうちの少な(とも1つが0.5〜4原
子%で、残部が実質的にFeよりなる組成範囲及びNi
が3〜20原子%、 Crが7.5〜25原子%、 S
iが1〜7原子%、C,B及びPのうちの少なくとも1
つが0.5〜4原子%で、八lが0.03〜0.5原子
%で。A composition range in which Cr is 7.5 to 25 atomic%, Si is 1 to 7 atomic%, a small amount of C1B and P (one is 0.5 to 4 atomic%, and the remainder is substantially Fe). and Ni
is 3 to 20 at%, Cr is 7.5 to 25 at%, S
i is 1 to 7 atomic%, at least one of C, B and P
is 0.5 to 4 at%, and 81 is 0.03 to 0.5 at%.
残部が実質的にFeよりなる組成範囲が最も好ましく、
また熱処理条件は9例えば450〜700℃で1時間程
度が好ましい。この場合、700℃を越える熱処理条件
では、引張破断強度は低下する傾向にあるが、900℃
で1時間熱処理した後も、引張破断強度は、もとの急冷
凝固材料の約273程度と依然として高い強度を有して
いる。A composition range in which the remainder is substantially Fe is most preferable,
Further, the heat treatment conditions are preferably 9, for example, 450 to 700°C for about 1 hour. In this case, the tensile breaking strength tends to decrease under heat treatment conditions exceeding 700°C, but at 900°C
Even after being heat-treated for 1 hour, the tensile strength at break is still as high as about 273 that of the original rapidly solidified material.
また9本発明の合金材料にNb、 Ta、 Ti、 M
o、V。In addition, nine alloy materials of the present invention include Nb, Ta, Ti, M
o, V.
W及びCuからなる群より選ばれた一種又は二種以上の
元素を5原子%以下で添加すると、急冷材は固溶体硬化
により靭性の改善及び耐蝕性、耐酸化性の改善がみられ
るが、特に上記析出硬化作用の著しい組成範囲、すなわ
ち熱処理条件の範囲内において+ Nb+ Ta+ T
i、 Mo+ V、 W及びCuからなる群より選ばれ
た一種又は二種以上の元素を5原子%以下で添加すると
、析出硬化がより著しくなり。When one or more elements selected from the group consisting of W and Cu are added in an amount of 5 at % or less, the toughness of the quenched material is improved by solid solution hardening, and the corrosion resistance and oxidation resistance are improved. +Nb+Ta+T within the composition range where the precipitation hardening effect is significant, that is, within the range of heat treatment conditions.
When one or more elements selected from the group consisting of i, Mo+V, W, and Cu are added in an amount of 5 at % or less, precipitation hardening becomes more significant.
さらに高い破断強度、靭性を示すようになるが。However, it shows even higher breaking strength and toughness.
5原子%より多く添加した場合には、急冷凝固材はn危
くなった。If more than 5 at % was added, the rapidly solidified material became dangerous.
また、上記合金系において2通常の工業材料中に存在す
る程度の不純物1例えばS、 Sn、 In、 As。In addition, in the above alloy system, impurities such as S, Sn, In, and As are present in ordinary industrial materials.
sb、 o及びN等が少量台まれていても本発明を達成
するにはなんら支障をきたすものではない。Even if small amounts of sb, o, N, etc. are present, this does not pose any problem in achieving the present invention.
本発明の合金材料を製造するには、前記合金組成を用い
、雰囲気中もしくは真空中で加熱溶融し。In order to manufacture the alloy material of the present invention, the above alloy composition is used and heated and melted in an atmosphere or in a vacuum.
これを急冷凝固させればよい。その急冷方法としては5
種々あるが1例えば液体急冷法である片ロール法、双ロ
ール法並びに回転液中紡糸法(特開昭56−16501
6号公報)が特に有効である。また。This may be rapidly solidified. The rapid cooling method is 5
There are various methods such as liquid quenching method such as single roll method, double roll method, and rotating liquid spinning method (Japanese Patent Application Laid-open No. 16501-1982).
6) is particularly effective. Also.
板状合金はピストン−アンビル法、スプラットクエンチ
ング法等で製造することもできる。前記の液体急冷法(
片ロール法、双ロール法2回転液中紡糸法)は約104
〜10’℃/secの冷却速度を有しており、またピス
トンアンビル法、スブラソトクヱンチング法では約10
5〜106℃/secの冷却速度を有しているので、こ
れらの急冷法を適用することによって、効率よく急冷凝
固させることができる。The plate-shaped alloy can also be manufactured by a piston-anvil method, a splat quenching method, or the like. The liquid quenching method described above (
Single roll method, double roll method, two-rotation submerged spinning method) is approximately 104
It has a cooling rate of ~10'℃/sec, and the piston anvil method and sub-sotoquenching method have a cooling rate of approximately 10
Since it has a cooling rate of 5 to 106° C./sec, by applying these rapid cooling methods, it is possible to efficiently rapidly solidify it.
このような片ロール法、双ロール法及び回転液中紡糸法
により、リボン材、テープ材及び細線状材料を製造する
際には、必ず幅1〜3mm程度のスリット又は孔径0.
1〜0.5 mm程度のノズルを通して、溶湯流を冷却
媒体に噴出せしめねばならない。When manufacturing ribbon materials, tape materials, and thin wire materials using such single roll method, double roll method, and rotating liquid spinning method, slits with a width of about 1 to 3 mm or pores with a diameter of 0.
The molten metal stream must be ejected onto the cooling medium through a nozzle of the order of 1 to 0.5 mm.
ところが、前記した従来のLl□型金型金化間化合物材
料 AIを非常に高濃度に含有しているため2通常のア
ルゴンガス雰囲気等の中で溶解すると、多量のスラグを
発生し、このスラグがスリット、ノズル孔を通過する時
に溶湯流に脈流が生じ、リボンの厚さ、線径等に大きな
斑ができる。すなわち。However, since the above-mentioned conventional Ll□ type mold intermetal compound material contains AI at a very high concentration, when it is melted in a normal argon gas atmosphere, a large amount of slag is generated, and this slag When the molten metal passes through the slits and nozzle holes, pulsations occur in the molten metal flow, resulting in large irregularities in the ribbon thickness, wire diameter, etc. Namely.
スラグ化しやすt、%AIを多量に含有したLl□型金
型金化間化合物その薄体化、線材化の点において均一性
が全く欠けている。Ll□ type mold intermetallic compound containing a large amount of %AI, which is easy to form into slag, completely lacks uniformity in its thinning and wire rod formation.
AIに比べ、スラグ化しにくいSiを含有する本発明の
合金材料は、均一な連続線を容易に製造することが可能
である。The alloy material of the present invention, which contains Si, which is less likely to become a slag than AI, can easily produce a uniform continuous wire.
本発明の合金材料は、連続して冷間加工して行うことが
でき、圧延、線引加工により寸法精度及び機械的性質を
飛躍的に向上させることが可能で。The alloy material of the present invention can be subjected to continuous cold working, and its dimensional accuracy and mechanical properties can be dramatically improved by rolling and wire drawing.
特に細線状材料は2wA引加引加法り、容易に圧下率8
5%以上、線径にして0.01mm以下の高強度極細線
を製造することが可能である。In particular, thin wire-shaped materials can be easily processed by applying a 2wA pressure and rolling reduction rate of 8.
It is possible to produce high-strength ultrafine wires with a wire diameter of 5% or more and a wire diameter of 0.01 mm or less.
また、加工工程の途中に必要に応じて焼なまし等の熱処
理を加えることも可能である。このような液体急冷法の
高速化、工程の単純さは1本発明の合金材料を製造する
に際して、製造費の低減。Further, it is also possible to add heat treatment such as annealing during the processing process as necessary. The high speed and simple process of this liquid quenching method reduce manufacturing costs when producing the alloy material of the present invention.
省エネルギーといった効果をももたらす。It also has the effect of saving energy.
さらに、急冷凝固材を100〜400℃程度の低温で熱
処理すると、伸度が約2〜5倍と著しく向上するうこの
非常に高い伸度を有するようになった本発明の合金材料
は、先に記述した圧延・線引加工が非常に容易となり、
ダイス摩耗等ランニングコストが著しく低減できる。Furthermore, when the rapidly solidified material is heat-treated at a low temperature of about 100 to 400°C, the elongation of the alloy material of the present invention increases significantly by approximately 2 to 5 times. The rolling and wire drawing processes described in 2.
Running costs such as die wear can be significantly reduced.
このようにして得られた本発明の合金材料は。The alloy material of the present invention thus obtained is as follows.
優れた加工性を有し、400kg/mm”以上の極めて
高い引張強度及び良好な靭性を示し、さらに次のような
秀れた特性を有する。It has excellent workability, exhibits extremely high tensile strength of 400 kg/mm'' or more, and good toughness, and also has the following excellent properties.
本発明の合金材料の耐食性は、C量が多く、冷間線引後
マルテンサイト組織であるにもかかわらず、ステンレス
鋼と比較し、同等程度であり、さらに合金組成の最適組
成を選べば、ステンレス鋼を凌ぐ高耐食性を示すように
なる。Although the alloy material of the present invention has a high C content and a martensitic structure after cold drawing, the corrosion resistance is comparable to that of stainless steel, and if the optimum alloy composition is selected, It began to exhibit high corrosion resistance that surpassed that of stainless steel.
また1本発明の合金材料は、大気中での高温酸化にも強
く、大気中で700℃程度の高温に渇された後も種々の
特性は全く劣化しない。Furthermore, the alloy material of the present invention is resistant to high-temperature oxidation in the atmosphere, and its various properties do not deteriorate at all even after being exposed to high temperatures of about 700° C. in the atmosphere.
さらに2本発明の合金材料は、冷間線引後マルテンサイ
ト組織になる為+ Hcが30〜150 ’Oe、 B
rが10〜17KGで角形性の高い電磁気的に半硬質の
材料に変化する。例えば68Fe −1ONi −]O
Cr −8St −3C−IMoの合金組成において、
冷間線引を圧下率90%まで行った本発明の合金材料は
、HCが600e。Furthermore, since the alloy material of the present invention becomes a martensitic structure after cold drawing, +Hc is 30 to 150'Oe, B
When r is 10 to 17 kg, the material changes to an electromagnetically semi-hard material with high squareness. For example, 68Fe −1ONi −]O
In the alloy composition of Cr-8St-3C-IMo,
The alloy material of the present invention that has been cold drawn to a reduction rate of 90% has a HC of 600e.
Brが15KGで、角形性が非常に高い秀れた半硬質材
料であり、さらに400℃、1時間程度の熱処理を加え
ると、 Br及び角形性は著しく向上する。靭性・強度
・硬さにも優れている本発明の合金材料は。It is an excellent semi-hard material with a Br of 15 KG and very high squareness, and when it is further heat treated at 400°C for about 1 hour, the Br and squareness are significantly improved. The alloy material of the present invention has excellent toughness, strength, and hardness.
従来の半硬質材料と比較し1種々の点で非常に秀れた材
料であるといえる。It can be said that this material is extremely superior in one respect to conventional semi-hard materials.
また2本発明の合金材料は耐疲労性についても。Furthermore, the alloy material of the present invention also has good fatigue resistance.
従来のステンレス線、ピアノ線と比較して、より高い疲
労限を有しており、疲労に対して強い材料であり、構造
材等として用いる場合、十分に信輔性の高い材料である
。Compared to conventional stainless steel wire and piano wire, it has a higher fatigue limit and is a material that is resistant to fatigue, and is a material with sufficiently high reliability when used as a structural material.
以上のように2本発明の合金材料は、優れた加工性、高
い引張強度、良好な靭性及び耐食性、耐酸化性、耐熱性
、耐疲労性に秀れ、電磁気特性も良好であり、さらに電
気抵抗も高いことから、各種工業材料、複合材料、フィ
ルター及びストレーナ用材料2発熱用抵抗体、吸音材用
繊維等広く用いられ、また、ラフチングリレー、スイッ
チングリレー用材料等としても有用で、工業的に非常に
優れた。従来材に類をみない利用価値の極めて高い材料
である。As described above, the alloy material of the present invention has excellent workability, high tensile strength, good toughness and corrosion resistance, oxidation resistance, heat resistance, fatigue resistance, and has good electromagnetic properties. Because of its high resistance, it is widely used in various industrial materials, composite materials, materials for filters and strainers, heating resistors, fibers for sound absorbing materials, etc. It is also useful as material for rafting relays, switching relays, etc. very good in terms of It is a material with extremely high utility value that is unparalleled to conventional materials.
次に本発明を実施例により具体的に説明する。Next, the present invention will be specifically explained using examples.
実施例1〜44.比較例1〜35
表−19表−2に示す各種組成からなるFe −(Ni
+ Mn) −Cr−(si、 AI)−(C+ P+
B) (Nb+ Ta+Ti、 Mo、 L W、
Cu)系合金をアルゴンガス雰囲気中で溶融した後、ア
ルゴンガス噴出圧3.5kg/cm”で、孔径0.13
mmのルビー製紡糸ノズルによ?J280rpmで回転
している内径500mmの円筒ドラム内に形成された温
度6℃、深さ2.5cmの回転冷却水中に噴出して急冷
凝固させ1円形断面を有する連続細線を作成した。Examples 1-44. Comparative Examples 1 to 35 Fe-(Ni
+ Mn) -Cr-(si, AI)-(C+ P+
B) (Nb+Ta+Ti, Mo, LW,
After melting the Cu) based alloy in an argon gas atmosphere, the pore diameter was 0.13 at an argon gas injection pressure of 3.5 kg/cm".
By mm ruby spinning nozzle? A continuous thin wire having a circular cross section was produced by jetting it into rotating cooling water of 2.5 cm depth and temperature of 6° C. formed in a cylindrical drum with an inner diameter of 500 mm rotating at 280 rpm and rapidly solidifying it.
このとき、紡糸ノズルと回転冷却液面との距離11に保
持し、紡糸ノズルより噴出された溶融金属流とその回転
冷却液面とのなす角は65°であった。At this time, the distance between the spinning nozzle and the rotating cooling liquid level was maintained at 11, and the angle between the molten metal flow jetted from the spinning nozzle and the rotating cooling liquid level was 65°.
また、この細線の組織をX線回折、先頭及び透過電顕に
より観察し、180’密着曲げ性についても検討した。In addition, the structure of this thin wire was observed by X-ray diffraction, the top and transmission electron microscopy, and the 180' contact bendability was also investigated.
次に、この細線を一般に市販されているダイヤモンドダ
イスを用い、中間焼なましを行うことなく連続して冷間
線引加工を行った。Next, this fine wire was subjected to continuous cold drawing using a commercially available diamond die without intermediate annealing.
さらに、冷間線引加工を行う前の細線を550℃で1時
間熱処理を行った時の引張破断強度の向上についても検
討した。Furthermore, we also investigated the improvement in tensile strength at break when the thin wire was heat treated at 550° C. for 1 hour before cold drawing.
なお、これらの試料の破断強度は、インストロン型引張
試験機を用い、室温にて 速度4.17X10−’5e
c−’の条件下で測定した。The breaking strength of these samples was measured at room temperature using an Instron type tensile tester at a speed of 4.17 x 10-'5e.
It was measured under the conditions of c-'.
それらの結果について表−11表−2にまとめて示す。The results are summarized in Table 11 and Table 2.
表−1における急冷凝固後の細線の組織欄での記号は、
γ;オーステナイト相、α;ラスマルテンサイト相、α
;フェライト相、A;粗大化した析出物、B;直径約0
.1μm以下程度の超微細な均一に分散した析出物を表
す。The symbols in the structure column of fine lines after rapid solidification in Table 1 are as follows:
γ: Austenite phase, α: Lath martensite phase, α
; Ferrite phase, A; Coarse precipitates, B; Diameter approximately 0
.. It refers to ultrafine, uniformly dispersed precipitates of about 1 μm or less.
実施例1. 2.10.11.12.13.15.16
.18゜19、20.21.23.24.25.27.
28.29.31.33゜34、35.36.37.3
8の合金材料は、ラスマルテンサイト相又は均一分散し
た超微細な析出物により。Example 1. 2.10.11.12.13.15.16
.. 18°19, 20.21.23.24.25.27.
28.29.31.33゜34, 35.36.37.3
The alloy material No. 8 has a lath martensite phase or uniformly dispersed ultrafine precipitates.
強化され、急冷材(急冷凝固後の細線)のままでも高い
強度を示した。また、これらの本発明の合金材料中のオ
ーステナイト相は、冷間での線引により強加工が加わる
と3加工誘起マルテンサイト変態を起こし、約400k
g / mmzの程度の高強度を有するようになった。It was strengthened and showed high strength even as a rapidly cooled material (thin wire after rapidly solidified). Furthermore, when the austenite phase in these alloy materials of the present invention is subjected to strong deformation due to cold drawing, it undergoes 3 deformation-induced martensitic transformation, and the temperature is approximately 400 k.
It now has a high strength of the order of g/mmz.
ところが、比較例28.29のLl□型金型金化間化合
物材料約20〜40程度の圧下率までしか、線引加工が
できず、それ以上の線引加工をすると、破断を頻発し、
加工が不可能で1しかも加工を加えても加工硬化を生じ
ないため。However, the Ll□ type intermetal compound material of Comparative Examples 28 and 29 could only be wire-drawn to a reduction rate of about 20 to 40, and when wire-drawn beyond that, breakage occurred frequently.
This is because it is impossible to process and does not cause work hardening even if processed.
破断強度等の機械的性質に関してほとんど改良されなか
った。There was almost no improvement in mechanical properties such as breaking strength.
また、実施例3. 4’、5. 6. 7. 8. 9
.13゜1?、 22.26.30.32の合金材料は
、 Nb+ Tar Tt+Mo、 V、 H及びCu
を少量添加することにより、急冷凝固後の細線でも、ね
ばさを有したまま固檀葎硬化により、5〜15kg/m
m”引張破断強度が向上した。さらに、連続した冷間線
引きを高圧下率まで行うことができ、添加元素無添加の
材料としても同等あるいはさらに高い引張破断強度を有
していた。Also, Example 3. 4', 5. 6. 7. 8. 9
.. 13°1? , 22.26.30.32 alloy materials are Nb+ Tar Tt+Mo, V, H and Cu
By adding a small amount of
m'' tensile strength at break was improved.Furthermore, continuous cold drawing could be performed up to a high reduction rate, and the material had a tensile strength at break equal to or higher than that of a material without additives.
ところが、比較例1,2,3,4,5,6,7゜8、
9.10.11.12.13.14.15.17.1B
、 20゜21、23.24.26.27は、適正範囲
を逸脱しているため1組織が粗大化した炭化物を析出し
た状態になっており、脆く線引加工も不可能で、実用に
供さないものであった。However, Comparative Examples 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7゜8,
9.10.11.12.13.14.15.17.1B
, 20゜21, 23.24.26.27 are out of the appropriate range, so one structure is in a state where coarse carbide is precipitated, and it is brittle and cannot be wire-drawn, so it cannot be used for practical use. It was something that I didn't do.
比較例16.19.22.25.30は、成型性溶湯物
性の改善等に必須なAl、St及び急冷凝固させるため
等に必須なC,B、Pが適正範囲外であるため。In Comparative Examples 16, 19, 22, 25, and 30, Al and St, which are essential for improving the physical properties of the moldable molten metal, and C, B, and P, which are essential for rapid solidification, are out of the appropriate range.
ワイヤー状試料を得ることができなかった。A wire-like sample could not be obtained.
実施例39〜44の合金の材料は、 Nb、 Ta+
Ti+ Mo+v、W及びCuを少量添加することによ
り、固溶体硬化により引張破断強度が向上する上に、さ
らに。The materials of the alloys of Examples 39 to 44 are Nb, Ta+
By adding a small amount of Ti+Mo+v, W, and Cu, the tensile strength at break is improved by solid solution hardening.
焼きもどし処理を行うと、急冷凝固後の細線に存在して
いた超微細な析出物とは別に新たにそれよりもさらに超
微細な直径約0.03μm以下の析出物が、均一に分散
した状態で析出しており、引張破断強度がさらに向上し
ている。液体急冷により製造さた材料は、成分偏析がほ
とんどないために。When the tempering treatment is performed, in addition to the ultrafine precipitates that existed in the thin wire after rapid solidification, even more ultrafine precipitates with a diameter of about 0.03 μm or less are uniformly dispersed. The tensile strength at break is further improved. Materials manufactured by liquid quenching have almost no component segregation.
熱処理によって生しる析出物も急冷凝固した際に生じる
析出物よりも、さらに超微細に析出するので1本発明の
合金材料は、熱処理されても平衡相に変態せず、ねばさ
を全く失わず脆くならなかった。The precipitates produced by heat treatment are even finer than the precipitates produced during rapid solidification, so the alloy material of the present invention does not transform into an equilibrium phase even after heat treatment and loses its stickiness at all. It didn't become brittle.
一方、比較例35は3液体急冷によって得られた非平衡
Ll□型金型金化間化合物材料本発明の合金材料とは異
なり、析出等の現象を伴わず、焼もどしにより非平衡相
から急激に平衡相に変わるので全り跪りなってしまい、
熱的に不安定な材料であった。On the other hand, Comparative Example 35 is a non-equilibrium Ll□ type mold intermetallic compound material obtained by three-liquid quenching. As it changes to the equilibrium phase, it becomes completely kneeling,
It was a thermally unstable material.
実施例45〜50.比較例36,0f
Fe−Ni−Cr−(AI+ Si)−C−Mo系合金
における耐食性について検討するために、実施例−1と
同一の装置及び条件により、約0.08〜0.13mm
0線径を有する細線を製造し、交流インピーダンス法に
よる腐食抵抗測定法(理研電子製交流インピーダンス腐
食抵抗測定器)を用い3平均浸食度をめた。Examples 45-50. Comparative Example 36.0f In order to investigate the corrosion resistance of Fe-Ni-Cr-(AI+Si)-C-Mo alloy, approximately 0.08 to 0.13 mm was measured using the same equipment and conditions as in Example-1.
A thin wire having a wire diameter of 0 was manufactured, and the 3-average corrosion degree was determined using a corrosion resistance measurement method based on an AC impedance method (AC impedance corrosion resistance measuring device manufactured by Riken Denshi).
この交流インピーダンス法による腐食抵抗測定法とは、
試料を電極として対象腐食液に浸漬し。What is this corrosion resistance measurement method using the AC impedance method?
The sample is immersed in the target corrosive liquid as an electrode.
間歇的に一定時間電極間に通電を行い、その抵抗値によ
り腐食量をめようとする加速試験である(参考文献;春
山志部、水流徹:金属物理セミナー、 vol 4.
Na2.1979等)。This is an accelerated test in which electricity is applied intermittently between electrodes for a certain period of time, and the amount of corrosion is determined from the resistance value (References: Shibe Haruyama, Toru Mizuryu: Metal Physics Seminar, vol. 4.
Na2.1979 etc.).
その結果を表−3に示す。The results are shown in Table-3.
実施例45〜50の合金材料は、 Ni+ Cr+ S
i+ AI+Mo等の元素による耐食性の向上、微細な
結晶粒の硬化及び成分元素が液体急冷により均一濃度に
なっている等の種々の相乗効果により、秀れた耐食性を
有していた。また、冷間線引による強加工を行っても耐
食性の低下は全く見られなかった。The alloy materials of Examples 45 to 50 are: Ni+ Cr+ S
It had excellent corrosion resistance due to various synergistic effects such as improved corrosion resistance due to elements such as i+ AI + Mo, hardening of fine crystal grains, and uniform concentration of component elements due to rapid liquid cooling. Further, even when subjected to strong working by cold drawing, no deterioration in corrosion resistance was observed at all.
ところが、比較例36は、従来よく利用されているピア
ノ線であるが、防錆油を付着させたまま腐食試験を行っ
ても、耐食性は全くなく、さらに引張破断強度も本発明
の合金材料と比較してもがなり低かった。また、比較例
37のステンレス線は。However, although Comparative Example 36 is a piano wire that has been commonly used in the past, it has no corrosion resistance at all even when subjected to a corrosion test with rust preventive oil attached, and furthermore, the tensile rupture strength is also different from that of the alloy material of the present invention. It was very low in comparison. Moreover, the stainless steel wire of Comparative Example 37 is as follows.
本発明の合金材料と比較して、耐食性は劣り、引張破断
強度も1/4以下であった。Compared to the alloy material of the present invention, the corrosion resistance was inferior and the tensile strength at break was 1/4 or less.
実施例51〜55.比較例38.39
Fe−Ni−Cr−C−M。系合金における耐疲労性に
ついて検討するため、実施例−1と同一の装置及び条件
によ、す、約0.03mm0線径を有する細線を製造し
た゛。Examples 51-55. Comparative Example 38.39 Fe-Ni-Cr-C-M. In order to study the fatigue resistance of the alloy, a thin wire having a wire diameter of approximately 0.03 mm was manufactured using the same equipment and conditions as in Example-1.
耐疲労性の試験には、ローラー屈曲型疲労試験機を用い
2表−4に示す細線にローラーにより表面歪を与えなが
ら、破断するまでの屈曲回数と表面歪との関係を測定し
、ある全以下では、107回以上屈曲させても破断しな
いという限界、いわゆる疲労限をめた。For the fatigue resistance test, a roller bending fatigue testing machine was used to apply surface strain to the fine wire shown in Table 2-4 with a roller, and measure the relationship between the number of bends until breakage and the surface strain. In the following, a so-called fatigue limit, which is a limit that does not break even after being bent 107 times or more, is set.
その結果を表−4に示す。The results are shown in Table-4.
実施例51〜55の合金材料は、長く繊維状に伸びた結
晶粒、超微細に析出した析出物及び加工誘起したマルテ
ンサイト等の効果により、より靭性の高い、耐疲労性に
秀れた材料であることが明確となった。The alloy materials of Examples 51 to 55 are materials with higher toughness and excellent fatigue resistance due to the effects of long, fibrous crystal grains, ultrafine precipitates, deformation-induced martensite, etc. It became clear that.
比較例38.39はそれぞれ市販のピアノ線、ステンレ
ス線であり、疲労限は1本発明の合金材料よりも低(、
さほど耐疲労性に秀れた材料であるとはいえなかった。Comparative Examples 38 and 39 are commercially available piano wires and stainless steel wires, respectively, and their fatigue limits are lower than the alloy materials of the present invention.
It could not be said that the material had excellent fatigue resistance.
Claims (1)
で。 Crが7.5〜60原子%で、 Siが1〜15原子%
で。 C,B及びPのうちの少なくとも1つが0.5〜10原
子%で、残部が実質的にFeからなる加工性に優れたF
e基合金材料。 (218i及びMnの少なくとも1つが2〜60原子%
で。 Crが7.5〜60原子%で、 Stが0.25〜15
原子%で、C,B及びPのうちの少なくとも1つが0.
5〜10原子%で、八lが0.02〜0.5原子%で。 残部が実質的にFeからなる加工性に優れたFe基合金
材料。(1) At least one of Ni and Mn is 2 to 60 atom%
in. Cr is 7.5 to 60 at%, Si is 1 to 15 at%
in. F with excellent workability, in which at least one of C, B, and P is 0.5 to 10 atomic %, and the remainder is substantially Fe.
e-based alloy material. (At least one of 218i and Mn is 2 to 60 atomic%
in. Cr is 7.5 to 60 at%, St is 0.25 to 15
In atomic %, at least one of C, B and P is 0.
5 to 10 at%, and 0.02 to 0.5 at%. An Fe-based alloy material with excellent workability, the remainder of which is essentially Fe.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10192584A JPS60245770A (en) | 1984-05-21 | 1984-05-21 | Fe base alloy material superior in workability |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10192584A JPS60245770A (en) | 1984-05-21 | 1984-05-21 | Fe base alloy material superior in workability |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60245770A true JPS60245770A (en) | 1985-12-05 |
JPH0549739B2 JPH0549739B2 (en) | 1993-07-27 |
Family
ID=14313486
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10192584A Granted JPS60245770A (en) | 1984-05-21 | 1984-05-21 | Fe base alloy material superior in workability |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60245770A (en) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62228445A (en) * | 1986-03-27 | 1987-10-07 | Toshiba Corp | Corrosion-resisting structure |
JPS63274730A (en) * | 1987-05-01 | 1988-11-11 | ヘインズ インターナショナル,インコーポレーテッド | Ductile alloy |
US5149597A (en) * | 1989-02-10 | 1992-09-22 | Holko Kenneth H | Wear resistant coating for metallic surfaces |
JP2007163307A (en) * | 2005-12-14 | 2007-06-28 | Denso Corp | Gas sensor |
JP2014517875A (en) * | 2011-05-20 | 2014-07-24 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | Class of steels modalized with static refinement and dynamic strengthening |
JP2016509629A (en) * | 2013-01-09 | 2016-03-31 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | A new class of steel for tubular products |
JP2017509802A (en) * | 2014-02-24 | 2017-04-06 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | A new class of high-performance, high-strength steel that can be warm formed |
-
1984
- 1984-05-21 JP JP10192584A patent/JPS60245770A/en active Granted
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0549739B2 (en) | 1993-07-27 |
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