JPS61223158A - 超塑性鉄基２相合金の熱間加工方法 - Google Patents
超塑性鉄基２相合金の熱間加工方法Info
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- JPS61223158A JPS61223158A JP6416385A JP6416385A JPS61223158A JP S61223158 A JPS61223158 A JP S61223158A JP 6416385 A JP6416385 A JP 6416385A JP 6416385 A JP6416385 A JP 6416385A JP S61223158 A JPS61223158 A JP S61223158A
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- superplastic
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、超塑性加工に通した２相合金およびその加工
方法に関する。更に詳述すれば、本発明は窒素含有超塑
性加工用鉄基２相合金およびその超塑性熱間加工方法に
関する。
方法に関する。更に詳述すれば、本発明は窒素含有超塑
性加工用鉄基２相合金およびその超塑性熱間加工方法に
関する。
（従来の技術）
フェライト相（α）とオーステナイト相（γ）よりなる
２相合金は強度、靭性、溶接性に優れた性質を具備する
ので近年その需要が増大している。
２相合金は強度、靭性、溶接性に優れた性質を具備する
ので近年その需要が増大している。
しかしながら、フェライト相とオーステナイト相の２相
を呈するためいわゆる難加工材に分類される材料として
も知られている。
を呈するためいわゆる難加工材に分類される材料として
も知られている。
したがって、このような２相合金については従来にあっ
ても、加工性改善のために熱間加工に有害な硫黄（Ｓ）
や酸素（０）などの不純物を低減するなどの対策がとら
れ、現在のところ管や板などの形状の単純なものや比較
的簡単な形状の鍛造品の製造は可能となってきている。
ても、加工性改善のために熱間加工に有害な硫黄（Ｓ）
や酸素（０）などの不純物を低減するなどの対策がとら
れ、現在のところ管や板などの形状の単純なものや比較
的簡単な形状の鍛造品の製造は可能となってきている。
しかし、複雑な形状の部品、例えば管継手やバルブ等の
製造は極めて困難であり、能率の悪い機械加工や鋳物に
頼らざるを得ないのが現状である。
製造は極めて困難であり、能率の悪い機械加工や鋳物に
頼らざるを得ないのが現状である。
ところで、このような難加工材を複雑な形状に加工する
方法として、近年、超塑性を利用した塑性加工技術の開
発が著しく、この方法をＦｅ基２相合金、例えばＣｒや
ＭＯやＮｉを多量に含有したやはり難加工材である２相
ステンレス鋼に通用する研究が行われ、すでに、著しい
超塑性を示すことが報告されている（「鉄と鋼Ｊ ７０
． （１９８４） ３７８〜３８５）。これはＳｉ
＜ ０．４８％、Ｍｎ＜１．６０、Ｎｉ：５．５〜７％
、Ｃｒ ｓ ２１〜２５％、Ｍｏ ： ２．７〜２．８
％、Ｎ：０゜１５％以下の組成を有する２相ステンレス
鋼におけるσ相析出に伴う超？！、！現象をも利用する
ものである。そのような研究の結果、従来、Ｆｅ基合金
では超塑性の実用化が困難とされていた通念を打ち破る
に至り、今日、その利用技術の開発が積極的に進められ
ている。このような２相ステンレス鋼は前述の機械的性
質や溶接性の他に卓越した耐食性を示すことが知られて
いるものであり、そのような分野、例えば耐海水用機器
や油井分野などでは上述のような超塑性技術を併用する
ことによって極めて優れた威力を発揮することができる
。
方法として、近年、超塑性を利用した塑性加工技術の開
発が著しく、この方法をＦｅ基２相合金、例えばＣｒや
ＭＯやＮｉを多量に含有したやはり難加工材である２相
ステンレス鋼に通用する研究が行われ、すでに、著しい
超塑性を示すことが報告されている（「鉄と鋼Ｊ ７０
． （１９８４） ３７８〜３８５）。これはＳｉ
＜ ０．４８％、Ｍｎ＜１．６０、Ｎｉ：５．５〜７％
、Ｃｒ ｓ ２１〜２５％、Ｍｏ ： ２．７〜２．８
％、Ｎ：０゜１５％以下の組成を有する２相ステンレス
鋼におけるσ相析出に伴う超？！、！現象をも利用する
ものである。そのような研究の結果、従来、Ｆｅ基合金
では超塑性の実用化が困難とされていた通念を打ち破る
に至り、今日、その利用技術の開発が積極的に進められ
ている。このような２相ステンレス鋼は前述の機械的性
質や溶接性の他に卓越した耐食性を示すことが知られて
いるものであり、そのような分野、例えば耐海水用機器
や油井分野などでは上述のような超塑性技術を併用する
ことによって極めて優れた威力を発揮することができる
。
ところが、耐食性を必ずしも必要としない分野への超塑
性加工の通用を考えた場合には、そのような２相ステン
レス鋼はＣｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏなどを多量に含有し、そのた
め最終的に得られる製品が高価となるので、その用途に
も限界があり、汎用性のあるＦｅ基合金において安価で
超塑性の優れた材料の開発が強く望まれていた。
性加工の通用を考えた場合には、そのような２相ステン
レス鋼はＣｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏなどを多量に含有し、そのた
め最終的に得られる製品が高価となるので、その用途に
も限界があり、汎用性のあるＦｅ基合金において安価で
超塑性の優れた材料の開発が強く望まれていた。
（発明が解決しようとする問題点）
したがって、本発明の目的は、材料が高価であるという
上述のような従来技術の欠点を克服する優れた超塑性材
料およびその超塑性加工方法を提供することである。
上述のような従来技術の欠点を克服する優れた超塑性材
料およびその超塑性加工方法を提供することである。
さらに、本発明の別の目的は、超塑性加工を適用して任
意の形状の製品を安定して製造するための安価なＦｅ基
合金とその超塑性加工方法を提供することである。
意の形状の製品を安定して製造するための安価なＦｅ基
合金とその超塑性加工方法を提供することである。
（問題点を解決するための手段）
本発明者は、このような観点から超塑性に通した安価な
Ｆｅ基合金とその加工方法について模索し、種々検討を
重ねたところ、フェライト相とオーステナイト相との２
相組織を超塑性変形温度である１０００℃付近で呈する
ことができれば、高価なＣｒやＮｉやＭＯを多量に含有
させなくても、またσ相等の析出を利用しな（ても優れ
た超塑性を示すことを知見した。
Ｆｅ基合金とその加工方法について模索し、種々検討を
重ねたところ、フェライト相とオーステナイト相との２
相組織を超塑性変形温度である１０００℃付近で呈する
ことができれば、高価なＣｒやＮｉやＭＯを多量に含有
させなくても、またσ相等の析出を利用しな（ても優れ
た超塑性を示すことを知見した。
すなわち、例えば上述のような（α＋γ）の２相型材料
における超塑性変形中には相対的に硬いγ相の分断と微
細分散および球状化が行われ、相対的に軟いα相の変形
中の再結晶（動的再結晶）が重要な役割を果たすので、
単相合金に比べむしろ２相型材料のほうが著しく超塑性
を実現しやすいことを知見して、本発明を完成した。
における超塑性変形中には相対的に硬いγ相の分断と微
細分散および球状化が行われ、相対的に軟いα相の変形
中の再結晶（動的再結晶）が重要な役割を果たすので、
単相合金に比べむしろ２相型材料のほうが著しく超塑性
を実現しやすいことを知見して、本発明を完成した。
ここに、本発明の要旨とするところは、Ｓｉ ｅｑ ＝
Ｓｉ＋ −（Ｃｒ＋Ｍｏ） 、およびＭｎ ｅｑ −Ｍ
ｎ＋ ２Ｎｉ＋６０Ｇ ＋５０Ｎで規定されるＳｔ ｅ
ｑおよびＭｎ ｅｑが次式の関係を満足し、かつＳｔ
０．５％以上もしくはＭｎ １．７％以上の少なくとも
１種を含有し、固溶Ｎを０．０１％以上含有し、残部実
質的にＦｅであることを特徴とする、超塑性鉄基２相合
金である。
Ｓｉ＋ −（Ｃｒ＋Ｍｏ） 、およびＭｎ ｅｑ −Ｍ
ｎ＋ ２Ｎｉ＋６０Ｇ ＋５０Ｎで規定されるＳｔ ｅ
ｑおよびＭｎ ｅｑが次式の関係を満足し、かつＳｔ
０．５％以上もしくはＭｎ １．７％以上の少なくとも
１種を含有し、固溶Ｎを０．０１％以上含有し、残部実
質的にＦｅであることを特徴とする、超塑性鉄基２相合
金である。
さらに、本発明はその別の特徴によれば、Ｓｔ ｅｑ
＝Ｓｉ＋ −（Ｃｒ＋Ｍｏ） 、およびＭｎ ｅｑ ＝
Ｍｎ＋ ２ Ｎｉ ＋６０Ｃ＋５０Ｎで規定されるＳｔ
ｅｑおよびＭｎ ｅｑが次式の関係を満足し、かつＳ
ｉ ０．５％以上もしくはＭｎ １．７％以上の少なく
とも１種を含有し、固溶Ｎを０．０１％以上含有し、残
部実質的にＦｅである超塑性Ｆｅ基合金を７００〜１２
００℃に加熱し、１ ｘｌｏ−６ｓ−’以上、１×１０
Ｏ３−１未満の歪速度で加工することを特徴とする上記
超塑性Ｆｅ基合金の熱間加工方法である。
＝Ｓｉ＋ −（Ｃｒ＋Ｍｏ） 、およびＭｎ ｅｑ ＝
Ｍｎ＋ ２ Ｎｉ ＋６０Ｃ＋５０Ｎで規定されるＳｔ
ｅｑおよびＭｎ ｅｑが次式の関係を満足し、かつＳ
ｉ ０．５％以上もしくはＭｎ １．７％以上の少なく
とも１種を含有し、固溶Ｎを０．０１％以上含有し、残
部実質的にＦｅである超塑性Ｆｅ基合金を７００〜１２
００℃に加熱し、１ ｘｌｏ−６ｓ−’以上、１×１０
Ｏ３−１未満の歪速度で加工することを特徴とする上記
超塑性Ｆｅ基合金の熱間加工方法である。
ここに、Ｓｉ ｅｑおよびＭｎ ｅｑは７００〜１２０
０℃という熱間加工条件下でα／（α＋γ）の比が０．
２〜０．８となる範囲を規定するものであって、そのよ
うな条件を満足する限り、個々の具体的組成に係わらず
α／（α＋γ） ＝０．２〜０．８が満足され、超塑性
が実現される。好ましくは１．１ Ｓｉ ｅｑ −１０
，８ｓＭｎ ｅｑ≦１．７ Ｓｉ ｅｑ−１４であって
、Ｓｉ ｅｑ −１４〜２６である。
０℃という熱間加工条件下でα／（α＋γ）の比が０．
２〜０．８となる範囲を規定するものであって、そのよ
うな条件を満足する限り、個々の具体的組成に係わらず
α／（α＋γ） ＝０．２〜０．８が満足され、超塑性
が実現される。好ましくは１．１ Ｓｉ ｅｑ −１０
，８ｓＭｎ ｅｑ≦１．７ Ｓｉ ｅｑ−１４であって
、Ｓｉ ｅｑ −１４〜２６である。
（作用）
次に、本発明において合金組成および超塑性加工条件を
上述のように限定した理由を説明する。
上述のように限定した理由を説明する。
Ｓｉ ｅｑおよびＭｎ ｅｑをまず上述のように定義し
たのは、すでに述べたところからも明らかなように、そ
れぞれフェライト生成元素のＳｉ換算当量、およびオー
ステナイト生成元素のｈ換算当量を得るためである０本
発明の場合、ＳｔおよびＭｎにより２相組織を調整する
ためそれぞれについて上述のように定義するのである。
たのは、すでに述べたところからも明らかなように、そ
れぞれフェライト生成元素のＳｉ換算当量、およびオー
ステナイト生成元素のｈ換算当量を得るためである０本
発明の場合、ＳｔおよびＭｎにより２相組織を調整する
ためそれぞれについて上述のように定義するのである。
また、それらを上述の範囲に限定したのは、そ、
の範囲でα相とγ相との２相組織となり、熱
間加工時のγ相の割合が０．２〜０．８となって優れた
超塑性が得られるからである。
の範囲でα相とγ相との２相組織となり、熱
間加工時のγ相の割合が０．２〜０．８となって優れた
超塑性が得られるからである。
また、０．５％以上のＳｔもしくは１．７％以上のＭｎ
のいずれかを含有することを条件としたのは本発明の目
的が必ずしも耐食性を必要とせず安価な超塑性用Ｆｅ基
合金を提供しようとするものであり、ＳｔもしくはＭｎ
を積極的に利用しようとするからであり、従来脱酸剤と
して使用されていた量以上のものを本発明においては添
加するのである。
のいずれかを含有することを条件としたのは本発明の目
的が必ずしも耐食性を必要とせず安価な超塑性用Ｆｅ基
合金を提供しようとするものであり、ＳｔもしくはＭｎ
を積極的に利用しようとするからであり、従来脱酸剤と
して使用されていた量以上のものを本発明においては添
加するのである。
本発明においてＳｉおよびＭｎの上限は特に限定される
ものではないが、第３元素をＦｅとして考えた場合、所
望の２相組織を得るには、Ｓｔ＜２０％、ｈ〈３０％の
ものが組織調整がより容易である。
ものではないが、第３元素をＦｅとして考えた場合、所
望の２相組織を得るには、Ｓｔ＜２０％、ｈ〈３０％の
ものが組織調整がより容易である。
したがって、本発明の上述のような趣旨からはＮｉ、Ｃ
ｒあるいはＭｏの添加量は制限されないが、経済的理由
からはそれぞれＮｉ：０〜５％、Ｃｒ ： ０〜２０％
、Ｍｏ ： ０〜２．５％に制限される。もし、耐食性
を確保したいならば、必要に応じてＣｒやＭｏを増量す
ればよい。
ｒあるいはＭｏの添加量は制限されないが、経済的理由
からはそれぞれＮｉ：０〜５％、Ｃｒ ： ０〜２０％
、Ｍｏ ： ０〜２．５％に制限される。もし、耐食性
を確保したいならば、必要に応じてＣｒやＭｏを増量す
ればよい。
本発明にかかる２相合金には、Ｆｅ、 Ｓｔ ｌ ｃｒ
、 Ｍｏ、 ＮやＣのほかに、必要に応じて、Ｃｕ≦１
．０％、ＴｉＳ２．５％、Ｚｒ：１．５％、ＮｂＳ２．
５％、Ｖ ５０．５％、−５１，０％のうち少なくとも
１種以上を含有したものや、さらにその他、少量のＲｅ
、 Ｃａ１Ｃｅ＋や不可避不純物を含むものも本発明に
包含される。
、 Ｍｏ、 ＮやＣのほかに、必要に応じて、Ｃｕ≦１
．０％、ＴｉＳ２．５％、Ｚｒ：１．５％、ＮｂＳ２．
５％、Ｖ ５０．５％、−５１，０％のうち少なくとも
１種以上を含有したものや、さらにその他、少量のＲｅ
、 Ｃａ１Ｃｅ＋や不可避不純物を含むものも本発明に
包含される。
さらに好ましいＳｉ ｅｑおよびＭｎ ｅｑの範囲は後
述する第２図に示した範囲であるが、これは超塑性変形
中のα相とγ相との相比が約１：１となったものがより
好ましいということにあり、これは製品の性質の確保の
上からも好ましい。
述する第２図に示した範囲であるが、これは超塑性変形
中のα相とγ相との相比が約１：１となったものがより
好ましいということにあり、これは製品の性質の確保の
上からも好ましい。
Ｃは炭化物を生成して製品の性質を害することもあるの
で、低いほうが好ましい。Ｎは有力なγ生成元素であり
、ＭｎやＮｉに比べて拡散しやすく、したがって、熱活
性化過程による前述の組織変化を助け、しかも最も安価
であることから、できるだけ多量に、好ましくは、０．
０５〜０．２５％程度含有させるのが有利となる。
で、低いほうが好ましい。Ｎは有力なγ生成元素であり
、ＭｎやＮｉに比べて拡散しやすく、したがって、熱活
性化過程による前述の組織変化を助け、しかも最も安価
であることから、できるだけ多量に、好ましくは、０．
０５〜０．２５％程度含有させるのが有利となる。
Ｔｉ＋Ｚｒ、Ｎｂ＋Ｖは窒化物を容易に生成して超塑性
に有効な固溶Ｎ量を低減させるので、できれば添加しな
いほうがよい。
に有効な固溶Ｎ量を低減させるので、できれば添加しな
いほうがよい。
しかしながら、以上のように本発明にあってはα＋Ｔ型
２相組織を呈する限りにおいてそのすぐれた超塑性現象
を利用できるのであって、上述の各種添加元素を加えて
も実質上α＋Ｔ型２相組織は何ら変更を受けないことが
確認されている。
２相組織を呈する限りにおいてそのすぐれた超塑性現象
を利用できるのであって、上述の各種添加元素を加えて
も実質上α＋Ｔ型２相組織は何ら変更を受けないことが
確認されている。
次に、上述の成分系の合金を超塑性加工する場合、その
素材は通常の身ンゴット法あるいは連続鋳造法で得られ
た鋼塊を熱間鍛造や熱間圧延によって、板、棒、管その
他の形状のものに予備加工したものをそのまま用いれば
よい。もちろん、特殊な方法として粉末冶金法やスプレ
イキ中ステング法あるいは急冷凝固を組み合わせた方法
での製造なども本発明にいう加工方法に包含される。し
かしながら、より好ましくは、熱間加工の後に水冷もし
くは１０００℃以上での再固溶化もしくはその後に７０
０℃以下での軽度の加工を施したほうがより大きな超塑
性効果が得られる。
素材は通常の身ンゴット法あるいは連続鋳造法で得られ
た鋼塊を熱間鍛造や熱間圧延によって、板、棒、管その
他の形状のものに予備加工したものをそのまま用いれば
よい。もちろん、特殊な方法として粉末冶金法やスプレ
イキ中ステング法あるいは急冷凝固を組み合わせた方法
での製造なども本発明にいう加工方法に包含される。し
かしながら、より好ましくは、熱間加工の後に水冷もし
くは１０００℃以上での再固溶化もしくはその後に７０
０℃以下での軽度の加工を施したほうがより大きな超塑
性効果が得られる。
変形温度域を７００〜１２００℃に限定したのは、この
範囲で前述の組織変化が起こって超塑性現象が実現され
るからであり、７００℃より低いと熱活性化過程による
この反応が十分進まないからである。
範囲で前述の組織変化が起こって超塑性現象が実現され
るからであり、７００℃より低いと熱活性化過程による
この反応が十分進まないからである。
一方、１２００℃を超えるとα／γΦ比がずれたり、γ
相が消失してしまうなどのために超塑性が得にくいから
である。
相が消失してしまうなどのために超塑性が得にくいから
である。
変形時の歪速度を１０−６〜ＩＯ’ｓ−’としたのは、
この範囲を外れると上記の組織変化による超塑性が得に
くくなるからである。温度と歪速度との適正条件はお互
いに関連したものであるが、好ましい範囲としては、８
００℃〜１１００℃、歪速度に）＝１０−’〜１０−２
３−意が推奨される。
この範囲を外れると上記の組織変化による超塑性が得に
くくなるからである。温度と歪速度との適正条件はお互
いに関連したものであるが、好ましい範囲としては、８
００℃〜１１００℃、歪速度に）＝１０−’〜１０−２
３−意が推奨される。
変形中にα相等の金属間化合物などの第３相が析出する
ことがあるが、このような硬い相は母相となるα相やγ
相の動的再結晶を促進して超塑性の実現には有利になる
ものであり、場合によっては、積極的に利用することも
可能である。
ことがあるが、このような硬い相は母相となるα相やγ
相の動的再結晶を促進して超塑性の実現には有利になる
ものであり、場合によっては、積極的に利用することも
可能である。
さらに、本発明における超塑性加工とは、鍛造、バルジ
成形、線引、押出し、などを包含し、上記条件の加工を
施すものは全て含む趣旨である。その他、超塑性を利用
した拡散接合をも含むことは勿論である。
成形、線引、押出し、などを包含し、上記条件の加工を
施すものは全て含む趣旨である。その他、超塑性を利用
した拡散接合をも含むことは勿論である。
なお、本発明において、塑性加工した製品の後処理は、
特に必要としないが、場合によってはスケール除去の場
合の酸洗や炭化物や金属間化合物の除去のための溶体化
処理を必要に応じ行ってもよい。
特に必要としないが、場合によってはスケール除去の場
合の酸洗や炭化物や金属間化合物の除去のための溶体化
処理を必要に応じ行ってもよい。
さらに、このようして得られた製品は超塑性加工によっ
て、組織が著しく微細化しているのでそ、
の機械的性質や耐食性において通常工程で製造された
ちの以上に優れた性質をも有するようになるのであり、
このため従来高価な耐食性材料が使われていた用途に本
発明のより安価な材料を適用することも可能となるので
ある。
て、組織が著しく微細化しているのでそ、
の機械的性質や耐食性において通常工程で製造された
ちの以上に優れた性質をも有するようになるのであり、
このため従来高価な耐食性材料が使われていた用途に本
発明のより安価な材料を適用することも可能となるので
ある。
次に、本発明を実施例によってさらに説明するが、それ
らは例示であって本発明を不当に制限するものではない
ことは理解されよう。
らは例示であって本発明を不当に制限するものではない
ことは理解されよう。
実施例
本例にあっては安価な２相Ｆｅ基合金としてＰｅ−Ｍｎ
−５ｔの三元系合金を使用する。第１表に示す組成を有
する一連の合金を通常の方法で熔製し、分塊圧延後、熱
間鍛造または熱間圧延によって、直径２０ｎ＋ｍの棒材
とし、これより丸棒引張試験片を採取した。
−５ｔの三元系合金を使用する。第１表に示す組成を有
する一連の合金を通常の方法で熔製し、分塊圧延後、熱
間鍛造または熱間圧延によって、直径２０ｎ＋ｍの棒材
とし、これより丸棒引張試験片を採取した。
各試験片について第２表に示す条件で引張変形し、伸び
および応力−歪曲線における極大応力を求め、超塑性伸
びと諸因子との関係を決定した。
および応力−歪曲線における極大応力を求め、超塑性伸
びと諸因子との関係を決定した。
このとき同時に小片を採取して１０００℃に加熱後、水
冷して金相試験によってα相とγ相との相比を求めた。
冷して金相試験によってα相とγ相との相比を求めた。
このときの伸びとα／（α＋γ）比との関係を第１図に
グラフで示す。
グラフで示す。
第１図に示す結果から、α相とγ相との相比が１ ：１
に近い程、高い伸びかえられることが分かるが、それぞ
れが２割程度混在していれば１００％以上の超塑性伸び
が得られることも分かる。
に近い程、高い伸びかえられることが分かるが、それぞ
れが２割程度混在していれば１００％以上の超塑性伸び
が得られることも分かる。
第２表
■＊：□醐勝
次に、１０００℃近辺でα相とＴ相との２相を呈しγ／
（α＋γ）が０．２〜０．８の範囲となるような成分系
を第１表に示す合計５０チヤージの金相試験と多重回帰
法よって求めた。Ｓｉのほかにフェライト生成元素であ
るＣｒｓ Ｎｏｓばかりでなく、オーステナイト生成元
素である０％ Ｎ５Ｎｔ、Ｍｒ＋を考慮してＳｉ ｅｑ
およびＭｎ ｅｑを用いてそれらをまとめたところ、第
２図に示す範囲がかかる条件を満足することが分かった
。より好ましい範囲は、第２表に示すものであり、１．
１ Ｓｔ ｅｑ １０．８≦Ｍｎ ｅｑ≦１．７ Ｓ
ｉ ｅｑ −１４ であって、Ｓｔ ｅｑ ＝１４〜２６のものが好ましい
。
（α＋γ）が０．２〜０．８の範囲となるような成分系
を第１表に示す合計５０チヤージの金相試験と多重回帰
法よって求めた。Ｓｉのほかにフェライト生成元素であ
るＣｒｓ Ｎｏｓばかりでなく、オーステナイト生成元
素である０％ Ｎ５Ｎｔ、Ｍｒ＋を考慮してＳｉ ｅｑ
およびＭｎ ｅｑを用いてそれらをまとめたところ、第
２図に示す範囲がかかる条件を満足することが分かった
。より好ましい範囲は、第２表に示すものであり、１．
１ Ｓｔ ｅｑ １０．８≦Ｍｎ ｅｑ≦１．７ Ｓ
ｉ ｅｑ −１４ であって、Ｓｔ ｅｑ ＝１４〜２６のものが好ましい
。
（発明の効果）
以上説明したように、本発明によれば安価な２相合金に
ついても十分な超塑性加工が可能になるのであって、そ
の効果には実際的な通用分野が拡大するということのほ
かに従来高価な２相ステンレスｍを使用していた分野に
も適用されるということも考えられ、その工業的な利益
には大きなものがある。
ついても十分な超塑性加工が可能になるのであって、そ
の効果には実際的な通用分野が拡大するということのほ
かに従来高価な２相ステンレスｍを使用していた分野に
も適用されるということも考えられ、その工業的な利益
には大きなものがある。
第１図は、Ｔ／（α＋γ）の比と伸びとの関係を示すグ
ラフ；および 第２図は、Ｓｉ ｅｑおよびＭｎ ｅｑの好適範囲を示
すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 第２図
ラフ；および 第２図は、Ｓｉ ｅｑおよびＭｎ ｅｑの好適範囲を示
すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 第２図
Claims (2)
- （１）Ｓｉｅｑ＝Ｓｉ＋２／３（Ｃｒ＋Ｍｏ）、および
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋２Ｎｉ＋６０Ｃ＋５０Ｎで規定される
ＳｉｅｑおよびＭｎｅｑが次式の関係を満足し、（５／
６）Ｓｉｅｑ−（１５／２）≦Ｍｎｅｑ≦（１１／５）
Ｓｉｅｑ−（７７／５）かつＳｉ０．５％以上もしくは
Ｍｎ１．７％以上の少なくとも１種を含有し、固溶Ｎを
０．０１％以上含有し、残部実質的にＦｅであることを
特徴とする、超塑性鉄基２相合金。 - （２）Ｓｉｅｑ＝Ｓｉ＋２／３（Ｃｒ＋Ｍｏ）、および
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋２Ｎｉ＋６０Ｃ＋５０Ｎで規定される
ＳｉｅｑおよびＭｎｅｑが次式の関係を満足し、（５／
６）Ｓｉｅｑ−（１５／２）≦Ｍｎｅｑ≦（１１／５）
Ｓｉｅｑ−（７７／５）かつＳｉ０．５％以上もしくは
Ｍｎ１．７％以上の少なくとも１種を含有し、固溶Ｎを
０．０１％以上含有し、残部実質的にＦｅである超塑性
Ｆｅ基合金を７００〜１２００℃に加熱し、１×１０＾
−＾６ｓ＾−＾１以上、１×１０＾０ｓ＾−＾１未満の
歪速度で加工することを特徴とする上記超塑性Ｆｅ基合
金の熱間加工方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6416385A JPS61223158A (ja) | 1985-03-28 | 1985-03-28 | 超塑性鉄基２相合金の熱間加工方法 |
| GB8607770A GB2173816B (en) | 1985-03-28 | 1986-03-27 | Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor |
| US06/844,661 US4721600A (en) | 1985-03-28 | 1986-03-27 | Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor |
| SE8601468A SE464090B (sv) | 1985-03-28 | 1986-04-01 | Superplastisk duplexfasig jaernlegering och varmbearbetningsmetod foer legeringen |
| US07/147,530 US4812177A (en) | 1985-03-28 | 1988-01-25 | Hot working method for producing a superplastic ferrous duplex-phase alloy |
| GB8816870A GB2205857B (en) | 1985-03-28 | 1988-07-15 | Superplastic hot working method for duplex-phase stainless steel |
| SE9001220A SE464089B (sv) | 1985-03-28 | 1990-04-03 | Superplastisk varmbearbetningsmetod foer ett duplexfasigt rostfritt staal |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6416385A JPS61223158A (ja) | 1985-03-28 | 1985-03-28 | 超塑性鉄基２相合金の熱間加工方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61223158A true JPS61223158A (ja) | 1986-10-03 |
| JPH0542484B2 JPH0542484B2 (ja) | 1993-06-28 |
Family
ID=13250121
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6416385A Granted JPS61223158A (ja) | 1985-03-28 | 1985-03-28 | 超塑性鉄基２相合金の熱間加工方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61223158A (ja) |
-
1985
- 1985-03-28 JP JP6416385A patent/JPS61223158A/ja active Granted
Non-Patent Citations (3)
| Title |
|---|
| DUPLEX STAINLESS STEELS=1983 * |
| MECHANICAL BEHAVIOUR AND NUCLEAR APPLICATIONS OF STAINLESS STEEL AT ELEVATED TEMPERATURES=1982 * |
| TRANSACTIONS QUARTERLY=1967 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0542484B2 (ja) | 1993-06-28 |
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