JPS604884B2 - 超強カマルエージ鋼の製造方法 - Google Patents
超強カマルエージ鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS604884B2 JPS604884B2 JP4541381A JP4541381A JPS604884B2 JP S604884 B2 JPS604884 B2 JP S604884B2 JP 4541381 A JP4541381 A JP 4541381A JP 4541381 A JP4541381 A JP 4541381A JP S604884 B2 JPS604884 B2 JP S604884B2
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- Japan
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- temperature
- steel
- processing
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、引張強さ２５０ｋ９ｆ／伽２以上の超強力マ
ルェージ鋼に著しく高い強度を付与する製造方法に関す
るものである。
ルェージ鋼に著しく高い強度を付与する製造方法に関す
るものである。
近年、宇宙、原子力および海洋開発のような先導的技術
分野の著しい進歩に伴い、高強度材料の開発が要望され
ている。
分野の著しい進歩に伴い、高強度材料の開発が要望され
ている。
すなわち、このような用途においては、高い応力に耐え
しかも構造物の軽量化を図るため、高い強度とまた構造
物の安全性を保証するため優れた鞠性が要求される。こ
れらの要求を満すため、従来いくつかの超強力鋼が開発
されているが、これらは一般に轍性に富む細かい結晶粒
のマルテンサイト基質に微細な析出物を均一に析出させ
ることによって行われている。
しかも構造物の軽量化を図るため、高い強度とまた構造
物の安全性を保証するため優れた鞠性が要求される。こ
れらの要求を満すため、従来いくつかの超強力鋼が開発
されているが、これらは一般に轍性に富む細かい結晶粒
のマルテンサイト基質に微細な析出物を均一に析出させ
ることによって行われている。
そして高い強度水準を得るために、モリブデン、タング
ステン、チタン、アルミニウム等の元素を多量添加して
いる。しかし、このような元素はオーステナィト基質に
固溶し難いので、通常の８００〜１００ぴ０の溶体化処
理では粗大な析出物が未固綾状態で残留し、これらはき
裂の起点となり鞠性を低下さめる。一方、これらの析出
物を完全に固溶させるため高温で溶体化処理を行うと結
晶粒が粗大化し、やはり鞠性を低下させる。これらの欠
点を改善するため、本発明者らは先に、モリブデン、タ
ングステン、チタン、アルミニウム等を多量添加した超
強力マルェージ鋼を、１１００こ○以上の溶体化処理温
度に加熱した後、析出物が生じない状態で再結晶温度ま
での温度で熱間加工し、引続いて再結晶温度からＭｓ点
までの温度で加工し、次いで常温以下の温度に暁入れし
て、析出物が完全に固落した状態で紐粒のマルテンサィ
ト基質を得る方法を見出した。
ステン、チタン、アルミニウム等の元素を多量添加して
いる。しかし、このような元素はオーステナィト基質に
固溶し難いので、通常の８００〜１００ぴ０の溶体化処
理では粗大な析出物が未固綾状態で残留し、これらはき
裂の起点となり鞠性を低下さめる。一方、これらの析出
物を完全に固溶させるため高温で溶体化処理を行うと結
晶粒が粗大化し、やはり鞠性を低下させる。これらの欠
点を改善するため、本発明者らは先に、モリブデン、タ
ングステン、チタン、アルミニウム等を多量添加した超
強力マルェージ鋼を、１１００こ○以上の溶体化処理温
度に加熱した後、析出物が生じない状態で再結晶温度ま
での温度で熱間加工し、引続いて再結晶温度からＭｓ点
までの温度で加工し、次いで常温以下の温度に暁入れし
て、析出物が完全に固落した状態で紐粒のマルテンサィ
ト基質を得る方法を見出した。
（特顔昭５０一１０６４９２）しかし、本発明者らは超
強力マルェージ鋼の強度を更に高める研究を進め、高強
度化のためモリブデン、タングステン、チタン、アルミ
ニウム等の添加量が非常に多い鋼では、上記発明の製造
方法では熱間加工中析出が生じる現象を阻止し得ないこ
とを究明した。そのため、上記発明の処理の一部を改良
し、熱間加工中の析出を抑制し、高強度が得られること
を究明して本発明を完成したものである。すなわち、本
発明は、ニッケル３〜２０％、コバルト５〜２５％、モ
リブデン５〜１７％、タングステン２０％以下、チタン
４．５％以下、アルミニウム２．５％以下、残部鉄及び
不純物より成る超強力マルェージ鋼を、１１００ｑｏ以
上の溶体化処理温度に加熱した後、当該温度から１００
０ｑｏまでの温度で３０〜８０％の加工度を与え１００
０ｑｏから９００ｑｏまでの温度では加工を中断して空
冷し、９００午○以下の温度で２回以上の加工により５
０％以上の加工度を与え、更に常温以下の温度に暁入れ
ることを特徴とする超強力マルェージ鋼の製造方法であ
る。
強力マルェージ鋼の強度を更に高める研究を進め、高強
度化のためモリブデン、タングステン、チタン、アルミ
ニウム等の添加量が非常に多い鋼では、上記発明の製造
方法では熱間加工中析出が生じる現象を阻止し得ないこ
とを究明した。そのため、上記発明の処理の一部を改良
し、熱間加工中の析出を抑制し、高強度が得られること
を究明して本発明を完成したものである。すなわち、本
発明は、ニッケル３〜２０％、コバルト５〜２５％、モ
リブデン５〜１７％、タングステン２０％以下、チタン
４．５％以下、アルミニウム２．５％以下、残部鉄及び
不純物より成る超強力マルェージ鋼を、１１００ｑｏ以
上の溶体化処理温度に加熱した後、当該温度から１００
０ｑｏまでの温度で３０〜８０％の加工度を与え１００
０ｑｏから９００ｑｏまでの温度では加工を中断して空
冷し、９００午○以下の温度で２回以上の加工により５
０％以上の加工度を与え、更に常温以下の温度に暁入れ
ることを特徴とする超強力マルェージ鋼の製造方法であ
る。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明において、超強力マルェージ鋼の化学組成を上記
のように限定したのは、２５０ｋ９ｆ／側２以上の強度
と優れた靭性を付与するには、本発明による製造方法を
適用しなければならないからである。
のように限定したのは、２５０ｋ９ｆ／側２以上の強度
と優れた靭性を付与するには、本発明による製造方法を
適用しなければならないからである。
次に鋼の組成を限定した理由について述べる。当該鋼に
おいて、ニッケルは安定なマルテンサィト基質とするた
め必要な元素で、またコバルト、モリブデン、タングス
テン、チタン、アルミニウムと共存することにより析出
硬化により強度を高め、同時に基質の靭性を改善してい
る。
おいて、ニッケルは安定なマルテンサィト基質とするた
め必要な元素で、またコバルト、モリブデン、タングス
テン、チタン、アルミニウムと共存することにより析出
硬化により強度を高め、同時に基質の靭性を改善してい
る。
ニッケルが３％未満ではその効果がなく、また２０％を
超える．と基質がマルテンサィト変態しなくなる。コバ
ルトはマルテンサィト基質とするため必要な元素で、ま
た固溶強化とニッケル、モリブデン、タングステンと共
存することにより析出硬化を助長し強度を高める。コバ
ルトが５％未満では強化作用が充分でなく、２５％を超
えると基質がマルテンサィトに変態しなくなると共に轍
性が低下する。モリブデンは析出硬化により強度上昇に
寄与する元素である。モリブデンが５％未満では強度上
昇に対する効果が少なく、１７％を超えると基質がマル
テンサィトに変態しなくなると共に偏折が著しくなり、
戦性を低下させる。タングステン、チタン、アルミニウ
ムはモリブデンと同様に析出硬化要因元素で強度上昇に
寄与する。しかしそれぞれ、２０％、４．５％、２．５
％を超えると靭性を著しく害する原因となる。不純物、
特にＣ，Ｐ，Ｓはできるだけ低い方が好ましく、Ｃは０
．００５％以下、ＳとＰは０．００８％以下であること
が好ましい。次に、本発明の製造方法を説明する。
超える．と基質がマルテンサィト変態しなくなる。コバ
ルトはマルテンサィト基質とするため必要な元素で、ま
た固溶強化とニッケル、モリブデン、タングステンと共
存することにより析出硬化を助長し強度を高める。コバ
ルトが５％未満では強化作用が充分でなく、２５％を超
えると基質がマルテンサィトに変態しなくなると共に轍
性が低下する。モリブデンは析出硬化により強度上昇に
寄与する元素である。モリブデンが５％未満では強度上
昇に対する効果が少なく、１７％を超えると基質がマル
テンサィトに変態しなくなると共に偏折が著しくなり、
戦性を低下させる。タングステン、チタン、アルミニウ
ムはモリブデンと同様に析出硬化要因元素で強度上昇に
寄与する。しかしそれぞれ、２０％、４．５％、２．５
％を超えると靭性を著しく害する原因となる。不純物、
特にＣ，Ｐ，Ｓはできるだけ低い方が好ましく、Ｃは０
．００５％以下、ＳとＰは０．００８％以下であること
が好ましい。次に、本発明の製造方法を説明する。
まず、超強力マルェージ鋼を１１００ｑｏ以上の温度に
加熱する。
加熱する。
この温度は強化元素の析出物を完全にオーステナィト基
質に固熔させる温度で、通常は１１００午０以上である
が、合金元素の均質化のためにも１２００〜１３５０℃
の温度が好ましい。しかし、この加熱処理を行った状態
では結晶粒は粗粒化し、鞠性が低く、そのため降伏強さ
以下での低応力破壊が生じ、引張強さも低下する。そこ
で、当該加熱温度から１０００℃までの温度で３０〜８
０％の加工度を与え、再結晶によりオーステナィト結晶
粒を微細化する。ここで加工度を３０〜８０％とするの
は、３０％未満の加工度では結晶粒微細化の程度が不充
分になり、一方８０％を超える加工度では、次の工程の
１０００〜９０００Ｃまでの温度で加工を中断する処理
をしても金属間化合物の再析出を阻止するこができなく
なるからである。この際、１０００ｏｏ以下においても
加工を加えると、加工ひずみにより金属間化合物の析出
が誘起されて、熱間加工中の再析出を阻止することがで
きない。そのため、加工ひずみにより再析出が最も生じ
やすい１０００午０から９００℃の温度区間では熱間加
工を中断して空冷する。ここで、熱間加工を中断する温
度範囲をｌｏｏｏ℃から９００ｑｏと限定したのは、オ
ーステナイト相中での金属間化合物の析出がひずみによ
って最も誘起される温度範囲だからである。鋼の温度が
９００ｑｏ以下に達すると再び加工を行う。この加工は
、オーステナィト結晶粒を更に微細化すると共に、オー
ステナイト粒内を転位の多い微細な組織として強度を高
めるためである。オーステナィト結晶粒を微細化するた
めには再結晶が起こらねばならず、一方、オーステナィ
ト粒内を転位密度の高い組織にするためには再結晶が起
こってはならない。そのため、再結晶温度直上の９００
ｑｏ以下の温度において、２回以上の加工を加える。こ
の加工は温度があまり低下しない間に迅速に加えるが、
静的再結晶を利用してオーステナイト結晶粒を微細化す
るので、５秒以上の間隔を開けて加えることが好ましい
。なお、上記のように、この加工の目的はオーステナト
ィ結晶粒の微細化と共にオーステナィト粒内の転位の多
い組織にすることにあるので、加工温度の下限はその鋼
のＭｓ点である。また、オーステナイト結晶粒の微細化
とオーステナィト粒内での転位密度の増加を効果的に行
うため、５０％以上の加工度を与えねばならない。その
際与える加工度は多いほど好ましいが、加工度が多くな
り加工時間が長くなると、９００ｑｏ以下の温度範囲で
も金属間化合物の再析出が生ずるようになるので、再析
出の生じない限界の加工度が加工度の上限である。上記
までの処理を施した鋼を、直ちに常温以下の温度に暁入
れして、金属間化合物の析出物が生じない状態で微細な
マルテンサイト組織とする。
質に固熔させる温度で、通常は１１００午０以上である
が、合金元素の均質化のためにも１２００〜１３５０℃
の温度が好ましい。しかし、この加熱処理を行った状態
では結晶粒は粗粒化し、鞠性が低く、そのため降伏強さ
以下での低応力破壊が生じ、引張強さも低下する。そこ
で、当該加熱温度から１０００℃までの温度で３０〜８
０％の加工度を与え、再結晶によりオーステナィト結晶
粒を微細化する。ここで加工度を３０〜８０％とするの
は、３０％未満の加工度では結晶粒微細化の程度が不充
分になり、一方８０％を超える加工度では、次の工程の
１０００〜９０００Ｃまでの温度で加工を中断する処理
をしても金属間化合物の再析出を阻止するこができなく
なるからである。この際、１０００ｏｏ以下においても
加工を加えると、加工ひずみにより金属間化合物の析出
が誘起されて、熱間加工中の再析出を阻止することがで
きない。そのため、加工ひずみにより再析出が最も生じ
やすい１０００午０から９００℃の温度区間では熱間加
工を中断して空冷する。ここで、熱間加工を中断する温
度範囲をｌｏｏｏ℃から９００ｑｏと限定したのは、オ
ーステナイト相中での金属間化合物の析出がひずみによ
って最も誘起される温度範囲だからである。鋼の温度が
９００ｑｏ以下に達すると再び加工を行う。この加工は
、オーステナィト結晶粒を更に微細化すると共に、オー
ステナイト粒内を転位の多い微細な組織として強度を高
めるためである。オーステナィト結晶粒を微細化するた
めには再結晶が起こらねばならず、一方、オーステナィ
ト粒内を転位密度の高い組織にするためには再結晶が起
こってはならない。そのため、再結晶温度直上の９００
ｑｏ以下の温度において、２回以上の加工を加える。こ
の加工は温度があまり低下しない間に迅速に加えるが、
静的再結晶を利用してオーステナイト結晶粒を微細化す
るので、５秒以上の間隔を開けて加えることが好ましい
。なお、上記のように、この加工の目的はオーステナト
ィ結晶粒の微細化と共にオーステナィト粒内の転位の多
い組織にすることにあるので、加工温度の下限はその鋼
のＭｓ点である。また、オーステナイト結晶粒の微細化
とオーステナィト粒内での転位密度の増加を効果的に行
うため、５０％以上の加工度を与えねばならない。その
際与える加工度は多いほど好ましいが、加工度が多くな
り加工時間が長くなると、９００ｑｏ以下の温度範囲で
も金属間化合物の再析出が生ずるようになるので、再析
出の生じない限界の加工度が加工度の上限である。上記
までの処理を施した鋼を、直ちに常温以下の温度に暁入
れして、金属間化合物の析出物が生じない状態で微細な
マルテンサイト組織とする。
次に適当な温度で焼戻し、または時効処理を行＊い、微
細な金属間化合物の析出物を均一に析出させて、最終的
に高強度とするものである。以上のように、本発明は、
超強力マルェージ鋼についてオーステナィト相中での粗
大な析出物の生成を極力抑制し、オーステナィト結晶粒
の微細化と転位密度の増加により微細なマルテンサィト
組織を得て、強度の上昇を行い得る優れた効果を有する
ものである。
細な金属間化合物の析出物を均一に析出させて、最終的
に高強度とするものである。以上のように、本発明は、
超強力マルェージ鋼についてオーステナィト相中での粗
大な析出物の生成を極力抑制し、オーステナィト結晶粒
の微細化と転位密度の増加により微細なマルテンサィト
組織を得て、強度の上昇を行い得る優れた効果を有する
ものである。
実施例
実施例に用いた鋼の化学組成は第１表の通りである。
第１表
この鋼を高周波真空溶解炉で溶製し、通常の熱間加工工
程によって３仇駁角の鋼とした後、本発明の製造方法を
施した。
程によって３仇駁角の鋼とした後、本発明の製造方法を
施した。
比較のため、同一の鋼を従来法で加工した。
その製造法と時効後の引張性質は第２表の通りであつた
。第 ２ 表 第２表からも明らかなように、圧延パス回数と加工度が
少なく圧延終了温度の高い従来法ｍでは、結晶粒が粗い
ため低応力破壊が生じ、２４０ｋｏｆ／側２の引張強さ
しか縛られない。
。第 ２ 表 第２表からも明らかなように、圧延パス回数と加工度が
少なく圧延終了温度の高い従来法ｍでは、結晶粒が粗い
ため低応力破壊が生じ、２４０ｋｏｆ／側２の引張強さ
しか縛られない。
Claims (1)
- １ 重量％でニツケル３〜２０％、コバルト５〜２５％
、モリブデン５〜１７％、タングステン２０％以下、チ
タン４．５％以下、アルミニウム２．５％以下、残部鉄
及び不純物より成る超強力マルエージ鋼を、１１００℃
以上の溶体化処理温度に加熱した後、当該温度から１０
００℃までの温度で、３０〜８０％の加工度を与え、１
０００℃から９００℃までの温度では加工を中断して空
冷し、９００℃以下の温度で２回以上の加工により５０
％以上の加工度を与え、更に常温以下の温度に焼入れる
ことを特徴とする超強力マルエージ鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4541381A JPS604884B2 (ja) | 1981-03-30 | 1981-03-30 | 超強カマルエージ鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4541381A JPS604884B2 (ja) | 1981-03-30 | 1981-03-30 | 超強カマルエージ鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57161049A JPS57161049A (en) | 1982-10-04 |
| JPS604884B2 true JPS604884B2 (ja) | 1985-02-07 |
Family
ID=12718566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4541381A Expired JPS604884B2 (ja) | 1981-03-30 | 1981-03-30 | 超強カマルエージ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS604884B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU2006284895B2 (en) * | 2005-08-30 | 2011-09-08 | Ati Properties, Inc. | Steel compositions, methods of forming the same, and articles formed therefrom |
| US8444776B1 (en) | 2007-08-01 | 2013-05-21 | Ati Properties, Inc. | High hardness, high toughness iron-base alloys and methods for making same |
| RU2481417C2 (ru) | 2007-08-01 | 2013-05-10 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Высокотвердые, с высокой ударной вязкостью сплавы на основе железа и способы их изготовления |
| US9182196B2 (en) | 2011-01-07 | 2015-11-10 | Ati Properties, Inc. | Dual hardness steel article |
| US9657363B2 (en) | 2011-06-15 | 2017-05-23 | Ati Properties Llc | Air hardenable shock-resistant steel alloys, methods of making the alloys, and articles including the alloys |
| CN113604753B (zh) * | 2021-06-22 | 2022-06-17 | 北京科技大学 | 一种2600MPa级超高强度钢及其制备方法 |
-
1981
- 1981-03-30 JP JP4541381A patent/JPS604884B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57161049A (en) | 1982-10-04 |
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