JPS61243117A - 二相系ステンレス鋼の熱間加工方法 - Google Patents
二相系ステンレス鋼の熱間加工方法Info
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- JPS61243117A JPS61243117A JP8408785A JP8408785A JPS61243117A JP S61243117 A JPS61243117 A JP S61243117A JP 8408785 A JP8408785 A JP 8408785A JP 8408785 A JP8408785 A JP 8408785A JP S61243117 A JPS61243117 A JP S61243117A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C—ALLOYS
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- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
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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、常温付近でフェライト相とオーステナイト相
の二相を呈する、Ｆｅ５ＣｒおよびＮｉを主成分とした
二相系ステンレス鋼の超塑性熱間加工方法に関する。
の二相を呈する、Ｆｅ５ＣｒおよびＮｉを主成分とした
二相系ステンレス鋼の超塑性熱間加工方法に関する。
（従来の技術）
一般に、二相系ステンレス鋼は、耐食性に優れた効果を
発揮するのみならず、強度、靭性および溶接性等におい
ても優れた性質を具備することが知られており、近年、
各種の分野で幅広く使用されるようになってきた材料の
１つであるが、これはまたいわゆる難加工材の部類に属
するものとしても知られている。
発揮するのみならず、強度、靭性および溶接性等におい
ても優れた性質を具備することが知られており、近年、
各種の分野で幅広く使用されるようになってきた材料の
１つであるが、これはまたいわゆる難加工材の部類に属
するものとしても知られている。
そこで、二相系ステンレス鋼の有する上記特性を生かし
た製品の量産手段を模索したこれまでの研究結果をふま
え、例えば熱間加工に有害なＳや０を低減する等の対策
がとられるようになってきて、板や管のように形状の単
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。
た製品の量産手段を模索したこれまでの研究結果をふま
え、例えば熱間加工に有害なＳや０を低減する等の対策
がとられるようになってきて、板や管のように形状の単
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。
しかしながら、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、未だに歩留りや能率の
悪い搬械加工に頼らざるを得ないのが現状であった。
ブ等の製造は極めて困難であり、未だに歩留りや能率の
悪い搬械加工に頼らざるを得ないのが現状であった。
（発明が解決しようとする問題点）
したがって、本発明の主たる目的は、二相系ステンレス
鋼に任意の形状を安定して付与し得る新規なすぐれた熱
間加工方法を提供することにある。
鋼に任意の形状を安定して付与し得る新規なすぐれた熱
間加工方法を提供することにある。
（問題点を解決するための手段）
本発明者等は、まず耐食性をはじめとして諸性質に優れ
ている二相系ステンレス鋼の熱間加工性を改善すること
を９指して、二相系ステンレス鋼の熱間加工性に及ぼす
組織状態や変形条件等の°影響について系統的な検討を
加えながら研究を行った結果、所定の組織をもたせた二
相系ステンレス鋼材に温度や歪速度を厳密に管理した状
態で変形を与えると、その延性が飛曜的に向上する、い
わゆる超塑性を呈するようになる、との知見を得た。
ている二相系ステンレス鋼の熱間加工性を改善すること
を９指して、二相系ステンレス鋼の熱間加工性に及ぼす
組織状態や変形条件等の°影響について系統的な検討を
加えながら研究を行った結果、所定の組織をもたせた二
相系ステンレス鋼材に温度や歪速度を厳密に管理した状
態で変形を与えると、その延性が飛曜的に向上する、い
わゆる超塑性を呈するようになる、との知見を得た。
しかしながら、超塑性現象を実現するには、一般に加工
時の歪速度を低くすることが条件とされるので塑性加工
に比較的長時間を要するばかりでなく、加工中の温度低
下防止策として加熱しながらの加工が必要となるなどの
制約も多い。
時の歪速度を低くすることが条件とされるので塑性加工
に比較的長時間を要するばかりでなく、加工中の温度低
下防止策として加熱しながらの加工が必要となるなどの
制約も多い。
したがって、本発明の目的は、二相系ステンレス鋼の加
工を、通常では考えられないような大きな変形が可能と
なる超塑性現象を利用して十分高い歪速度の加工によっ
て行う方法を提供することである。
工を、通常では考えられないような大きな変形が可能と
なる超塑性現象を利用して十分高い歪速度の加工によっ
て行う方法を提供することである。
本発明の別の目的は、現在の加工方法では製造できない
ような複雑な形状の製品であってもその製造を可能とし
、また、従来切削工程を経て既に製造がなされているよ
うなものであっても、その切削工程を不要として歩留り
の向上やコストの低減を図ることのできる十分高い歪速
度の熱間加工法を提供することである。
ような複雑な形状の製品であってもその製造を可能とし
、また、従来切削工程を経て既に製造がなされているよ
うなものであっても、その切削工程を不要として歩留り
の向上やコストの低減を図ることのできる十分高い歪速
度の熱間加工法を提供することである。
（問題点を解決するための手段）
そこで、かかる目的を達成すべく本発明者等４よ超塑性
現象を実現する際の雰囲気について研究を進めたところ
、超塑性変形は主として窒素ガスよりなる非酸化性ガス
雰囲気において加工を行う゛ことにより、特に肉厚の薄
い素材の場合はより顕著に超塑性加工限界すなわちその
性質を評価する手段としての高温引張試験時における破
断伸びが著しく向上することを知見した。
現象を実現する際の雰囲気について研究を進めたところ
、超塑性変形は主として窒素ガスよりなる非酸化性ガス
雰囲気において加工を行う゛ことにより、特に肉厚の薄
い素材の場合はより顕著に超塑性加工限界すなわちその
性質を評価する手段としての高温引張試験時における破
断伸びが著しく向上することを知見した。
かくして、本発明の要旨とするところは、重量％で、Ｃ
ｒ： １５〜３５％、Ｎｉ ： ４〜１８％、Ｍｏ：０
．０１〜６．０％を含有する二相系ステンレス鋼を窒素
ガス雰囲気中で７００℃以上、〔フェライト単相となる
温度−１００℃〕以下の温度域に加熱し、Ｉ Ｘｌ０−
’ １／ｓｅｃ以上、１×１０″ ｌ／ｓｅｃ以下の
歪速度で変形することを特徴とする二相系ステンレス鋼
の熱間加工方法である。
ｒ： １５〜３５％、Ｎｉ ： ４〜１８％、Ｍｏ：０
．０１〜６．０％を含有する二相系ステンレス鋼を窒素
ガス雰囲気中で７００℃以上、〔フェライト単相となる
温度−１００℃〕以下の温度域に加熱し、Ｉ Ｘｌ０−
’ １／ｓｅｃ以上、１×１０″ ｌ／ｓｅｃ以下の
歪速度で変形することを特徴とする二相系ステンレス鋼
の熱間加工方法である。
ここに、上記二相系ステンレス鋼の組成はより特定的に
は、重量％で、 Ｃ：０゜０５％以下、 Ｓｉ ： ０．０５〜５．
００％、Ｍｎ ： ｏ、ｏｓ〜ｚｏ、ｏｏ％、 ＰｉＯ
，０５％以下、Ｓ ： ０．０２％以下、 Ｃｒ
： １５．０〜３５．０％、Ｎｉ ： ４．０〜１８．
０％、 Ｍｏ ： ０．０１〜６．００％、を含有
し、さらに必要に応じて下記範囲のＮ、Ｗ、Ｚｒｓ Ｃ
ｕｓ Ｎｂｓ Ｖのうちの１種以上を含有し、残りが実
質的にＦｅと不可避不純物からなるものである。
は、重量％で、 Ｃ：０゜０５％以下、 Ｓｉ ： ０．０５〜５．
００％、Ｍｎ ： ｏ、ｏｓ〜ｚｏ、ｏｏ％、 ＰｉＯ
，０５％以下、Ｓ ： ０．０２％以下、 Ｃｒ
： １５．０〜３５．０％、Ｎｉ ： ４．０〜１８．
０％、 Ｍｏ ： ０．０１〜６．００％、を含有
し、さらに必要に応じて下記範囲のＮ、Ｗ、Ｚｒｓ Ｃ
ｕｓ Ｎｂｓ Ｖのうちの１種以上を含有し、残りが実
質的にＦｅと不可避不純物からなるものである。
Ｎ ： ０．０２〜１．６０％、 Ｗニー０．０１〜
５．００％、Ｚｒ、 Ｎｂ ： ０．０１〜３．００％
、Ｖ ： ０．０１〜５．００％、Ｃｕ ： ０．０１
〜１．００％ なお、本発明における窒素ガス雰囲気としてはＮ２、Ｎ
２ ＋Ａｒ、Ｎ２ ＋Ｈ２、Ｎ２ ＋Ｈｅなど５０容量
％未満の非酸化性ガスを含んでいてもよい。
５．００％、Ｚｒ、 Ｎｂ ： ０．０１〜３．００％
、Ｖ ： ０．０１〜５．００％、Ｃｕ ： ０．０１
〜１．００％ なお、本発明における窒素ガス雰囲気としてはＮ２、Ｎ
２ ＋Ａｒ、Ｎ２ ＋Ｈ２、Ｎ２ ＋Ｈｅなど５０容量
％未満の非酸化性ガスを含んでいてもよい。
実質上Ｎ２から成る雰囲気であって、場合によって微量
の０２を含んでもよい。
の０２を含んでもよい。
（作用）
このように、本発明によれば、窒素ガス雰囲気下で超塑
性変形が行われるのであるが、その機構は次のように考
えられる。
性変形が行われるのであるが、その機構は次のように考
えられる。
すなわち、主として窒素ガスよりなる非酸化性雰囲気下
で超塑性変形をさせる場合には、前記窒素ガス雰囲気以
外の雰囲気、例えば真空条件下、ＡｒガスまたはＨ２ガ
スまたはＨｅガスおよびこれらの混合ガス雰囲気下で加
工する場合にみられる脱窒つまり、超塑性変形を起こし
つつある素材の表面で進行する脱窒が生じない。むしろ
鋼中にＮを含有しない二相系ステンレス鋼の場合には上
述のように窒素ガス雰囲気下では吸窒が進行する。ため
にそのようなＮの作用により素材の最表面部位でのフェ
ライト相がフェライト相とオーステナイト相とシグマ相
の２種以上となる相変態が促進されるため最表面での超
塑性変形がよりすみやかに進行し、超塑性加工限界、す
なわち破断伸びが著しく向上するのである。
で超塑性変形をさせる場合には、前記窒素ガス雰囲気以
外の雰囲気、例えば真空条件下、ＡｒガスまたはＨ２ガ
スまたはＨｅガスおよびこれらの混合ガス雰囲気下で加
工する場合にみられる脱窒つまり、超塑性変形を起こし
つつある素材の表面で進行する脱窒が生じない。むしろ
鋼中にＮを含有しない二相系ステンレス鋼の場合には上
述のように窒素ガス雰囲気下では吸窒が進行する。ため
にそのようなＮの作用により素材の最表面部位でのフェ
ライト相がフェライト相とオーステナイト相とシグマ相
の２種以上となる相変態が促進されるため最表面での超
塑性変形がよりすみやかに進行し、超塑性加工限界、す
なわち破断伸びが著しく向上するのである。
一般に超塑性加工の際の破断伸びは超塑性加工部位に内
部ボアが発生し破断に至るとも考えられている。しかし
ながら、本発明者らの知見によれば、上述のように、真
空条件下あるいはＡｒガスまたはＨ２ガスまたはＨｅガ
スおよびこれらの混合ガス雰囲気下で超塑性加工を行っ
た場合には脱窒現象による素材表面での超塑性変形能低
下に伴う超塑性加工限界の低下があるとも予想される。
部ボアが発生し破断に至るとも考えられている。しかし
ながら、本発明者らの知見によれば、上述のように、真
空条件下あるいはＡｒガスまたはＨ２ガスまたはＨｅガ
スおよびこれらの混合ガス雰囲気下で超塑性加工を行っ
た場合には脱窒現象による素材表面での超塑性変形能低
下に伴う超塑性加工限界の低下があるとも予想される。
更に、同じく窒素ガス雰囲気下で超塑性加工を行った場
合でも窒素ガス雰囲気の露点が高く、そのため超塑性加
工を起こしている素材の表面の酸化が激しい場合には超
塑性加工限界が低下する傾向がみられた。したがって、
好ましくは露点は０℃以下とする。
合でも窒素ガス雰囲気の露点が高く、そのため超塑性加
工を起こしている素材の表面の酸化が激しい場合には超
塑性加工限界が低下する傾向がみられた。したがって、
好ましくは露点は０℃以下とする。
ところで、本発明における二相系ステンレス鋼は、重量
％で、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ ： ４〜１８％、Ｍ
ＯＦ ０．０１〜６．０％を含むものであるが、その趣
旨は少な（とも上記３元素を上記割合で含むものであれ
ば、その他については特に制限されないとの趣旨である
。そして、より好ましくは本発明における二相系ステン
レス鋼は、 Ｃ： ０．０５％以下、 Ｓｉ ： ０．０５〜５
．００％、Ｍｎ ： ０．０５〜２０．００％、 Ｐ
： ０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、 Ｃｒ
： １５．Ｏ〜３５．０％、Ｎｉ ： ４．０〜１８
．０％、 Ｍｏ ： ０．０１〜６．００％、を含有
し、さらに必要に応じて下記範囲のＮ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ
、Ｎｂｓ Ｖのうちの１８以上を含有し、残りが実質的
にＦｅと不可避不純物からなるものである。
％で、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ ： ４〜１８％、Ｍ
ＯＦ ０．０１〜６．０％を含むものであるが、その趣
旨は少な（とも上記３元素を上記割合で含むものであれ
ば、その他については特に制限されないとの趣旨である
。そして、より好ましくは本発明における二相系ステン
レス鋼は、 Ｃ： ０．０５％以下、 Ｓｉ ： ０．０５〜５
．００％、Ｍｎ ： ０．０５〜２０．００％、 Ｐ
： ０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、 Ｃｒ
： １５．Ｏ〜３５．０％、Ｎｉ ： ４．０〜１８
．０％、 Ｍｏ ： ０．０１〜６．００％、を含有
し、さらに必要に応じて下記範囲のＮ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ
、Ｎｂｓ Ｖのうちの１８以上を含有し、残りが実質的
にＦｅと不可避不純物からなるものである。
Ｎ ： ０．０２〜１．６０％、 Ｗ ： ０．０１
〜５゜００％、Ｚｒ、、Ｎｂ ： ０．０１〜３．００
％、Ｖ ： ０．０１〜５．００％、Ｃｕ ： ０．０
１〜１．００％ ここに、本発明において二相系ステンレス鋼の各成分限
定した理由を説明する。
〜５゜００％、Ｚｒ、、Ｎｂ ： ０．０１〜３．００
％、Ｖ ： ０．０１〜５．００％、Ｃｕ ： ０．０
１〜１．００％ ここに、本発明において二相系ステンレス鋼の各成分限
定した理由を説明する。
Ｃ：炭素（Ｃ）はクロム炭化物を生成し、有効Ｃｒ量を
減するため耐食性を損なう場合がある。したがって、本
発明にあって好ましくはその上限を０．０５％とする。
減するため耐食性を損なう場合がある。したがって、本
発明にあって好ましくはその上限を０．０５％とする。
Ｓｉ：ケイ素（Ｓｉ）は有効な脱酸元素である。また高
温での耐酸化性を向上する働きがある。本発明では好ま
しくは０．０５〜５．００％とした。
温での耐酸化性を向上する働きがある。本発明では好ま
しくは０．０５〜５．００％とした。
Ｍｎ：マンガン（Ｍｎ）は鋼中のＳを固定するのに有効
な元素であり、またＳｉと共存することにより脱酸効果
も有する。またＭｎはＮｉ、 Ｎ等とならんで有効なオ
ーステナイト生成元素であり、また鋼中へのＮ溶解度を
大きくする働きがある。本発明において好ましくはＭｎ
含有量を０．０５〜２０．０％とする。
な元素であり、またＳｉと共存することにより脱酸効果
も有する。またＭｎはＮｉ、 Ｎ等とならんで有効なオ
ーステナイト生成元素であり、また鋼中へのＮ溶解度を
大きくする働きがある。本発明において好ましくはＭｎ
含有量を０．０５〜２０．０％とする。
Ｐ：燐（Ｐ）は不純物であり、上限を０．０５％と定め
た。
た。
Ｓ：硫黄（Ｓ）は不純物であり、耐食性を劣化させる影
響がある。Ｓは低ければ低い程望ましい。
響がある。Ｓは低ければ低い程望ましい。
好適態様では上限を０．０２％と定める。望ましくは０
．００５％以下であるのが良い。
．００５％以下であるのが良い。
Ｃｒニクロム（Ｃｒ）は耐食性を左右する基本元素であ
る。下限を１５．０％に定める。Ｃｒ濃度は高いほど耐
食性は改善されるが他方で鋼質を脆くする。
る。下限を１５．０％に定める。Ｃｒ濃度は高いほど耐
食性は改善されるが他方で鋼質を脆くする。
上限を３５．０％と定める。好ましくは２０〜３０％Ｃ
ｒである。
ｒである。
Ｎｉ：ニッケル（Ｎｉ）はＣｒＳＭｏとならんで耐食性
を左右する元素であり、さらには有効なオーステナイト
生成元素である。Ｃｒ濃度１５．０〜３５．０％におい
て二相系組織とするにはＮｉは４．０−１８．０％必要
である。好ましくは、５〜１０％である。
を左右する元素であり、さらには有効なオーステナイト
生成元素である。Ｃｒ濃度１５．０〜３５．０％におい
て二相系組織とするにはＮｉは４．０−１８．０％必要
である。好ましくは、５〜１０％である。
Ｍｏ：モリブデン（Ｍｏ）はＣｒ５Ｎｉとならんで耐食
性を左右する元素であり、耐食性を改善する効果は極め
て大きい。０．０１％以上必要とする。上限を６．００
％とする。好ましくは、２〜４％である。
性を左右する元素であり、耐食性を改善する効果は極め
て大きい。０．０１％以上必要とする。上限を６．００
％とする。好ましくは、２〜４％である。
Ｎ：窒素（Ｎ）はＮ１％Ｃとならんで極めて有効なオー
ステナイト生成元素であり、特に高温におけるオーステ
ナイト組織の安定化に効果を有する元素である。Ｎは必
要に応じて０．０２〜１．６０％の範囲で添加してもよ
い。
ステナイト生成元素であり、特に高温におけるオーステ
ナイト組織の安定化に効果を有する元素である。Ｎは必
要に応じて０．０２〜１．６０％の範囲で添加してもよ
い。
Ｗ：タングステン（Ｗ）は耐食性を改善する効果を有し
、必要に応じ０．０１％以上添加する。上限を５．００
％とする。
、必要に応じ０．０１％以上添加する。上限を５．００
％とする。
Ｎｂ、 Ｚｒ ニー１−オブ（Ｎｂ）およびジルコニウ
ム（Ｚｒ）は鋼中Ｃを安定化する元素であり、それぞれ
必要に応じて０．０１％以上添加する。上限をそれぞれ
３．００％とする。
ム（Ｚｒ）は鋼中Ｃを安定化する元素であり、それぞれ
必要に応じて０．０１％以上添加する。上限をそれぞれ
３．００％とする。
■：バナジウム（Ｖ）はＣｒと同様耐食性を改善する元
素であり、さらに鋼中へのＮ溶解度を大きくする働きが
ある。■は必要に応じてｏ、ｏｉ％以上添加する。上限
を５．００％とする。
素であり、さらに鋼中へのＮ溶解度を大きくする働きが
ある。■は必要に応じてｏ、ｏｉ％以上添加する。上限
を５．００％とする。
Ｃｕ：銅（Ｃｕ）は耐食性を改善する働きがある。ただ
し多量に添加すると鋼質を脆くするので、必要に応じ０
．０１％以上添加する。上限を１．００％とする。
し多量に添加すると鋼質を脆くするので、必要に応じ０
．０１％以上添加する。上限を１．００％とする。
その他不純物元素として脱酸元素としてもＡＱ≦０．１
％の他少量の希土類元素、Ｇａｓ Ｃｅ、 Ｍｇ等を含
有する場合もある。
％の他少量の希土類元素、Ｇａｓ Ｃｅ、 Ｍｇ等を含
有する場合もある。
なお、酸素は鋼中で酸化物となり、超塑性加工時のボイ
ド発生に影響を及ぼす。望ましくは０．００８％以下が
良い。
ド発生に影響を及ぼす。望ましくは０．００８％以下が
良い。
ここでより好ましくは熱間加工を行う１０００”ｃ近辺
でフェライトとオーステナイトの相比がほぼ等しくなる
ように： Ｃｒ ｅｑ ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５ＳｉＮｉ ｅｑ ＝
Ｎｉ ＋０．５Ｍｎ ＋３０Ｇ ＋２５Ｎで示されるＣ
ｒ ｅｑがＮｉ ｅｑの約３倍となるものが良い。この
理由は、熱間変形を好ましくするのみならず、製品の性
質の確保の点でも重要であり、これら両者を満足させる
うえで、Ｃｒ ｅｑとＮｉ ｅｑの上記条件確保が好ま
しい。
でフェライトとオーステナイトの相比がほぼ等しくなる
ように： Ｃｒ ｅｑ ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５ＳｉＮｉ ｅｑ ＝
Ｎｉ ＋０．５Ｍｎ ＋３０Ｇ ＋２５Ｎで示されるＣ
ｒ ｅｑがＮｉ ｅｑの約３倍となるものが良い。この
理由は、熱間変形を好ましくするのみならず、製品の性
質の確保の点でも重要であり、これら両者を満足させる
うえで、Ｃｒ ｅｑとＮｉ ｅｑの上記条件確保が好ま
しい。
既に述べたようにα相とγ相との量比がほぼ同じである
ならば・γ相生成元素であるＮ１％ Ｍｎｓ Ｃ％Ｎな
どのうち拡散性元素であるＣやＮの含有量が高い方がγ
相の変形中の分散球状化を促進して超塑性変形に有利と
なるからであり、しかし、ＣについてはＣは炭化物を容
易に生成して製品の性質を害するので極力低減するのが
よい。そのため、すでに述べたように、一般には好まし
くはＣ６０゜０５％とする。
ならば・γ相生成元素であるＮ１％ Ｍｎｓ Ｃ％Ｎな
どのうち拡散性元素であるＣやＮの含有量が高い方がγ
相の変形中の分散球状化を促進して超塑性変形に有利と
なるからであり、しかし、ＣについてはＣは炭化物を容
易に生成して製品の性質を害するので極力低減するのが
よい。そのため、すでに述べたように、一般には好まし
くはＣ６０゜０５％とする。
このように二相系ステンレス鋼の超塑性変形は、その大
部分がα相とγ相の二相状態で起こり、相対的に硬いγ
相の分断、球状化と相対的に軟いα相の変形中の動的再
結晶が起こる過程を通して実現されるものであり、本発
明にあっそは脱窒を防止するか、あるいは吸窒を促進さ
せて、高Ｎとすることが重要な条件となる。
部分がα相とγ相の二相状態で起こり、相対的に硬いγ
相の分断、球状化と相対的に軟いα相の変形中の動的再
結晶が起こる過程を通して実現されるものであり、本発
明にあっそは脱窒を防止するか、あるいは吸窒を促進さ
せて、高Ｎとすることが重要な条件となる。
二相系ステンレス鋼の超塑性変形は、１０００℃未満の
低温域において変形中にα相の析出が起こる条件下でも
得られる。一般にはこれは７００℃以上である。この場
合は変形中にα−γ＋σの共析反応が起こる過程が働き
、１種の変態超塑性的な作用をこの反応が果たして材料
に延性をもたらした後、α相は消失してγ＋σの二相状
態となった後は相対的に軟いγ相中の硬いα相の分散球
状化が行われる。γ相はα十γ二相時のα相と同様に動
的再結晶を起こしながら変形が進行する。この場合のγ
相の再結晶過程にも拡散しゃすいγ生成元素であるＮが
高い方が有利となるのである。このように、α相の析出
を積極的に利用しようとする場合、好ましくは上記Ｃｒ
ｅｑ≧２５であることが好ましくさらにＣｒ ｅｑ
”３ ＸＮｉ ｅｑとなっていることが条件となる。
低温域において変形中にα相の析出が起こる条件下でも
得られる。一般にはこれは７００℃以上である。この場
合は変形中にα−γ＋σの共析反応が起こる過程が働き
、１種の変態超塑性的な作用をこの反応が果たして材料
に延性をもたらした後、α相は消失してγ＋σの二相状
態となった後は相対的に軟いγ相中の硬いα相の分散球
状化が行われる。γ相はα十γ二相時のα相と同様に動
的再結晶を起こしながら変形が進行する。この場合のγ
相の再結晶過程にも拡散しゃすいγ生成元素であるＮが
高い方が有利となるのである。このように、α相の析出
を積極的に利用しようとする場合、好ましくは上記Ｃｒ
ｅｑ≧２５であることが好ましくさらにＣｒ ｅｑ
”３ ＸＮｉ ｅｑとなっていることが条件となる。
上述の条件を満たす成分系の二相系ステンレス鋼であれ
ば、超塑性変形の前処理として特殊な工程を必ずしも必
要としないので、工業的な価値が高いのである。すなわ
ち、超塑性加工用の素材は、通常のインゴット法あるい
はＣＣ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、その他の形状に予備加工したものをそのま
ま用いればよい、しかしながら、好ましくはその後に水
冷もしくは、再溶体化、もしくはその後に７００℃以下
の低温域で軽度の加工を施した方がより大き°な効果が
得られることがある。
ば、超塑性変形の前処理として特殊な工程を必ずしも必
要としないので、工業的な価値が高いのである。すなわ
ち、超塑性加工用の素材は、通常のインゴット法あるい
はＣＣ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、その他の形状に予備加工したものをそのま
ま用いればよい、しかしながら、好ましくはその後に水
冷もしくは、再溶体化、もしくはその後に７００℃以下
の低温域で軽度の加工を施した方がより大き°な効果が
得られることがある。
変形温度域を、７００℃以上、〔α単相となる温度−１
００℃〕以下としたのは、７００℃未満では超塑性に必
要な上述のα相の析出やγ相の再結晶などの熱活性化過
程の働きが不充分となって、超塑性が得にくくなるから
であり、一方、上記上限温度を超えるとγ相の量が極端
に減って第２相としてのγ相が分散球状化し、α相の再
結晶を促す効果が得られないからである。通常α単相と
なる温度は１２００〜１３５０℃程度であり、より好ま
しい範囲は８００〜１１００℃となる。
００℃〕以下としたのは、７００℃未満では超塑性に必
要な上述のα相の析出やγ相の再結晶などの熱活性化過
程の働きが不充分となって、超塑性が得にくくなるから
であり、一方、上記上限温度を超えるとγ相の量が極端
に減って第２相としてのγ相が分散球状化し、α相の再
結晶を促す効果が得られないからである。通常α単相と
なる温度は１２００〜１３５０℃程度であり、より好ま
しい範囲は８００〜１１００℃となる。
変形時の歪速度（ｉ）を１０− ’ 〜１０″ ｌ／ｓ
ｅｃの範囲としたのはこの範囲をはずれると上記の変形
中の組織変化が変形中に生じにくくなって超塑性が得に
くくなるからである。一般に実用上好ましいのは、１０
− ’ 〜１０° ｌ／ｓｅｃである。
ｅｃの範囲としたのはこの範囲をはずれると上記の変形
中の組織変化が変形中に生じにくくなって超塑性が得に
くくなるからである。一般に実用上好ましいのは、１０
− ’ 〜１０° ｌ／ｓｅｃである。
変形時の窒素ガス雰囲気は前述の通りであり、実質上Ｎ
２からなるものであればよいが、好ましくはその露点は
一１０℃以下、より好ましくは一３０℃以下である。つ
まり、露点を下１−ｔ″ることイ超塑性加工時の表面酸
化を防止することが可能であり、また超塑性加工前の素
材が金属光沢を有している場合には加工後もその金属光
沢を保持することが可能となる。露点を一１０℃以下と
することで表面での酸化による赤色化を防止することが
でき、また同じく一３０℃とすることにより加工後も金
属光沢を維持できるのである。
２からなるものであればよいが、好ましくはその露点は
一１０℃以下、より好ましくは一３０℃以下である。つ
まり、露点を下１−ｔ″ることイ超塑性加工時の表面酸
化を防止することが可能であり、また超塑性加工前の素
材が金属光沢を有している場合には加工後もその金属光
沢を保持することが可能となる。露点を一１０℃以下と
することで表面での酸化による赤色化を防止することが
でき、また同じく一３０℃とすることにより加工後も金
属光沢を維持できるのである。
なお、本発明における超塑性加工とは、鍛造、バルジ成
形、線引、押出し等を包含し、上記条件の加工を施すも
のは全て対象となる他、超塑性を利用した拡散接合を含
むものももちろん本発明の範囲に包含される。
形、線引、押出し等を包含し、上記条件の加工を施すも
のは全て対象となる他、超塑性を利用した拡散接合を含
むものももちろん本発明の範囲に包含される。
本発明によって加工した製品の後処理としては、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α相が析出した場合などでは溶体化処理が必要なこ
ともある。
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α相が析出した場合などでは溶体化処理が必要なこ
ともある。
このように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のすぐれた性質
をも有するようになるのである。
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のすぐれた性質
をも有するようになるのである。
次に実施例により、本発明をさらに説明する。
実施例
第１表に示される如き成分組成の二相系ステンレス鋼を
通常の方法によって熔製し、分塊、鍛造、熱間圧延を経
て、厚さ１２ｆｆｉ１１１の板材とした。
通常の方法によって熔製し、分塊、鍛造、熱間圧延を経
て、厚さ１２ｆｆｉ１１１の板材とした。
この板材を使用して、第２表に示されるような条件の処
理を行ってから熱間引張変形を施し、伸びを求めた。
理を行ってから熱間引張変形を施し、伸びを求めた。
得られた結果を第２表に併せて示した。
第２表に示される結果からも、本発明方法によれば、各
二相系ステンレス鋼は高い歪速度の変形であるにもかか
わらずいずれも１００％以上の極めて良好な伸びを示し
ており、この条件での大変形が容易に可能であることが
明らかである。
二相系ステンレス鋼は高い歪速度の変形であるにもかか
わらずいずれも１００％以上の極めて良好な伸びを示し
ており、この条件での大変形が容易に可能であることが
明らかである。
これに対して、第２表中において＊印で示す条件が本発
明範囲から外れた比較法では、いずれも伸びが大きな値
を示していないことが明らかである。
明範囲から外れた比較法では、いずれも伸びが大きな値
を示していないことが明らかである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ：４〜１８％、Ｍ
ｏ：０．０１〜６．０％を含有する二相系ステンレス鋼
を窒素ガス雰囲気中で７００℃以上、〔フェライト単相
となる温度−１００℃〕以下の温度域に加熱し、１×１
０＾−＾６１／ｓｅｃ以上、１×１０＾１／ｓｅｃ以下
の歪速度で変形することを特徴とする二相系ステンレス
鋼の熱間加工方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8408785A JPS61243117A (ja) | 1985-04-19 | 1985-04-19 | 二相系ステンレス鋼の熱間加工方法 |
| US06/844,661 US4721600A (en) | 1985-03-28 | 1986-03-27 | Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor |
| GB8607770A GB2173816B (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 |
|---|---|---|---|
| JP8408785A JPS61243117A (ja) | 1985-04-19 | 1985-04-19 | 二相系ステンレス鋼の熱間加工方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61243117A true JPS61243117A (ja) | 1986-10-29 |
Family
ID=13820716
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8408785A Pending JPS61243117A (ja) | 1985-03-28 | 1985-04-19 | 二相系ステンレス鋼の熱間加工方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61243117A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007062657A (ja) * | 2005-09-01 | 2007-03-15 | Nissan Motor Co Ltd | 自動車のピラーとその製造方法 |
| WO2014184890A1 (ja) * | 2013-05-15 | 2014-11-20 | 日新製鋼株式会社 | ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法 |
| WO2019098233A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | ２相ステンレス鋼及び２相ステンレス鋼の製造方法 |
-
1985
- 1985-04-19 JP JP8408785A patent/JPS61243117A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007062657A (ja) * | 2005-09-01 | 2007-03-15 | Nissan Motor Co Ltd | 自動車のピラーとその製造方法 |
| WO2014184890A1 (ja) * | 2013-05-15 | 2014-11-20 | 日新製鋼株式会社 | ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法 |
| US9987706B2 (en) | 2013-05-15 | 2018-06-05 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Method for producing a stainless steel diffusion-bonded product |
| WO2019098233A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | ２相ステンレス鋼及び２相ステンレス鋼の製造方法 |
| JPWO2019098233A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2020-11-19 | 日本製鉄株式会社 | ２相ステンレス鋼及び２相ステンレス鋼の製造方法 |
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