JPS636622B2

JPS636622B2 -

Info

Publication number: JPS636622B2
Application number: JP55093344A
Authority: JP
Inventors: Deibido Joonzu Robaato; Jerasu Bijei
Original assignee: NAT RES DEV
Current assignee: NAT RES DEV
Priority date: 1979-07-10
Filing date: 1980-07-10
Publication date: 1988-02-10
Also published as: CA1177680A; DE3070310D1; EP0023398A1; JPS5655550A; US4358315A; EP0023398B1

Description

【発明の詳細な説明】

この発明はマンガン鋼に関する。マルエージング鋼として知られる高強度鋼は鉄
にニツケル（約18％）およびモリブデン（約５
％）を添加することによつて造られる。これらの
鋼は強さと共に靭性をも備えると考えられる。こ
れらの鋼の熱処理には急冷を必要としないから大
型の部材を好首尾に処理でき、脱炭問題は生じな
い。それら鋼を高強度となすのに必要な熱処理は
「マルエージング」として知られ、800℃〜900℃
で最初に溶体化処理し、次いで鋼を450℃〜500℃
で幾時間も加熱することを含む。この熱処理によ
つて高強度を生ずるのは鋼中に含有される合金成
分特にニツケルの含量による。マンガンは鋼に添
加された時にはニツケルと類似の効果を持ち、且
つマンガンはニツケルより低価格であるから、こ
のタイプの鋼中のニツケルをマンガンによつて置
換える試みは興味あるものである。本発明者らお
よび他の専問家によるこれまでの研究はモリブデ
ンまたはケイ素またはチタンのような添加元素を
含む種々の鉄−マンガン組成に基く鋼はマルエー
ジング型熱処理によつては強度を改善ができない
ことを確認している。不幸にしてこれらの鋼は強
度が強くなると共に非常にもろくなつてくるか
ら、このような効果はそれらの有用性を明らかに
制限するものである。この発明の目的の一つは許
容できる靭性と共に高強度を兼備えるマルエージ
ング型鋼に基く高強度鉄−マンガン鋼を提供する
にある。金属鉄は910℃〜1435℃の温度においては面心
立方体（γ相）として知られる結晶構造と、910
℃未満（α相）および1435℃〜融点（δ相）の温
度における体心立方結晶構造との２種の結晶構造
で存在することができる。鉄に合金元素を添加す
ると、前記各相が安定に存在する温度範囲を変化
させる。例えばニツケルとマンガンとはともに
910℃未満の温度および1435℃以上の温度でγ相
を安定となすからγ相安定化元素と考えられる。
もし充分量のニツケルまたはマンガンが添加され
ると室温で一部または全部がγ相からなる結晶組
織をもつ合金鋼を造ることができる。さて、マル
エージング現象は比較的室温に近い温度でγ相組
織からα相組織の鋼へ変態することに一部依存す
るものである（精密に云えば、室温近くで生成し
た体心立方相は通常α′相と称されるが、それは普
通の拡散機構によるのではなくて剪断機構によつ
て造られ、鋼の炭素含量の如何によつてわずかに
体心正方晶形結晶構造をもつからである。以下に
おいて体心立方型相は全部これらをα相として呼
ぶものとする）。次に行う450℃〜500℃でのマル
エージング中に鋼を硬化させるために鋼にどのよ
うな元素（例えばモリブデン）が添加されている
にせよ、この変態現象はα相の過飽和現象を生ず
る。我々はもし鋼が完全にα相組織に変態されず
に、ある量のγ相（または鉄−マンガン系におけ
る変態シーケンスの一部として生成することが既
知であるε相）が保持されていれば強度を増大す
るためのマルエージング中に良好な靭性も維持で
きることを見出した。これらの相の分散は２種の仕方で行われること
が考えられる。まず第１には、γ相およびε相
（γ／ε相）はマルエージング処理しても強度は
増大しないが、それらは鋼に一組をなす亀裂阻止
区域を形成する。第２に、鋼中に不純物レベルで
存在し、α相に脆性が発達するのを助長すること
ができる元素は恐らく前記γ／ε相区域により吸
収されて無害となる。この発明によれば、不純物は別として、マンガ
ン11.0〜13.5重量％；モリブデン2.0〜6.59重量％
およびタングステン２〜10重量％の少なくとも１
種；炭素0.002〜0.2重量％および残余として鉄を
含むマルエージング鋼に匹敵する高強度と靭性と
を備えたマンガン鋼が提供される。この発明はま
た不純物は別として、マンガン11.0〜13.5重量
％；モリブデン2.0〜6.59重量％およびタングス
テン２〜10重量％の少なくとも１種；炭素0.002
〜0.2重量％、アルミニウム、チタンおよびミツ
シユメタルの少なくとも１種を0.2重量％以下お
よび残余として鉄を含むマルエージング鋼に匹敵
する高強度と靭性とを備えたマンガン鋼を提供す
るものである。更にこの発明は前記マンガン鋼の
製法をも提供するものである。即ちこの発明によ
れば不純物は別として、マンガン11.0〜13.5重量
％；モリブデン2.0〜6.59重量％およびタングス
テン２〜10重量％の少なくとも１種；炭素0.002
〜0.2重量％および残余として鉄を含むマルエー
ジング鋼に匹敵する高強度と靭性とを備えたマン
ガン鋼を製造するに当たり、該鋼を800℃〜1100
℃の範囲内の温度で最初に溶体化処理し、その後
で少なくとも室温に冷却した後、400℃〜550℃の
範囲内の温度で100時間までの期間マルエージン
グすることからなる、マルエージング鋼に匹敵す
る高強度と靭性とを備えたマンガン鋼の製法をも
提供するものである。最良の結果を得るためには
我々は鋼を真空溶解または空気溶解により製造す
ることを提唱する。好適な熱処理は処理部材の大
きさに依つて異なるがある期間800℃〜1100℃の
温度で最初に溶体化処理することを包含する。次
いで鋼を溶体化温度から少なくとも室温に冷却す
る。この冷却速度は最密な規制を必要としない。
強度を増大するために最後のマルエージングを行
う前に例えば液体窒素中に短時間浸漬するか或は
周知の慣用の技法によつて零度以下に冷却するこ
とによつてα相とγ相との満足な比を確立するこ
とが必要であり、または望ましい。次いで多分
100時間までのある期間にわたつて400℃〜550℃
の範囲内の温度でマルエージングを行う。この発明によるマンガン鋼成分の作用および含
量の限定理由は以下の通りである：マンガンは鋼
の変態を制御するために添加される。上述の範囲
内にマンガン含量を調整することによつてマルテ
ンサイトとオーステナイトとの最適の割合をもつ
鋼を造ることができる。モリブデンは２つの理由
により添加される。すなわち、マルテンサイトの
脆性を低下させマルエージング特性が所望される
時にマルエージングを促進する。マンガンが11.0
重量％未満では上述の温度における溶体化処理後
に残存するオーステナトの量が良好な靭性を促進
するのに不充分であり、13.5重量％を越えると溶
体化処理後に残存するオーステナトの量が過度に
多くなり、その結果鋼は必要な高強度を発現しな
くなる。モリブデンが２重量％未満では脆性の防
止ができず、6.59重量％を越えると鉄−モリブデ
ン析出物が溶体化処理後にも残つて硬くて不安定
な鋼を生成する。タングステンは本発明鋼におい
て時効硬化成分としてモリブデンを置換できる。
タングステンが２重量％未満では時効硬化は生起
しない。またコストおよび添加の有効性から10重
量％が上限である。タングステンの原子量はモリ
ブデンの原子量の約２倍であるから両者による時
効硬化が同じタイプの硬化機構によつて生起する
ものとすると同程度の時効硬化を得るためには約
２倍重量のタングステンを必要とする。炭素はマ
ンガンと同様にマルテンサイト相とオーステナイ
ト相との相の割合を達成するのに良好な作用を呈
する。炭素が0.2重量％より多いと鋼はオーステ
ナイトの割合が過度に多くなり、鋼の機械的性質
に悪影響を及ぼす。0.002重量％未満では添加に
よる効果を達成できない。ケイ素、硫黄およびリ
ンはこの発明鋼では不純物と見なされるが、ケイ
素は0.4重量％まで、硫黄は0.02重量％まで、リ
ンは0.03重量％まで許容される。これらの不純物
が前記限界量を越えると鋼の機械的性質に悪影響
を及ぼす。アルミニウム、チタンおよびミツシユ
メタルは不純物掃去剤として働き第２相中の不純
物を分離しやすくする。これらの成分は同様な作
用を呈し、これらの成分が0.2重量％より多く含
有されると結晶粒界に析出物を形成し、鋼の機械
的性質の低下を招く。溶体化処理温度を800℃〜
1100℃に規定した理由は、800℃未満の温度では
添加したモリブデン全部が溶体化するのに不充分
であり、その結果マルエージング応答が低下す
る。1100℃を越える温度での溶体化処理では母オ
ーステナイト結晶粒の大きさが著しく大きくな
り、結果として機械的性質が損なわれる。また、
マルエージング温度を400℃〜550℃に規定した理
由は、400℃未満の温度ではマルエージング応答
が緩慢であり、その結果工業的に実用可能な時間
内に充分なマルエージングを行うことができず、
550℃より高い温度ではこのマルエージング応答
は迅速であるが550℃以下の温度でのマルエージ
ングの大きさよりマルエージング効果が小さくな
る。好適な鋼は下記の組成（重量％）をもつ：マンガン 12.5％モリブデン 4.0％炭素 0.02％（最高）硫黄 0.02％（最高）ケイ素 0.02％（最高）リン 0.01％（最高）上記組成に真空溶解後に鋼を900℃で１時間最
初の溶体化処理し、空冷し、次いで液体窒素中で
急冷してから450℃で５時間マルエージングする。上記熱処理により下記の性質をもつ鋼を生ず
る： 0.1％耐力 1150MN／m² 引張強さ 1450MN／m² 伸び（％） 30 絞り（％） 70 靭性（C.V.N.）
85ジユール（以下にＪと略記）硬度 430HV この発明の利点の一つは鋼中に保持した第２相
が不純物掃去剤として働き、使用する鉄給源の純
度の選択により大きな許容性を可能となすことで
ある。従つて、この第２相が存在するときにはよ
り低品位の出発原料を使用できる。またより高い濃度の不純物も許容できるから、
処理をかなり容易で且つ低価格となす空気溶解に
よつて許容しうる品質の高強度鋼を製造すること
を可能となす。その結果、この発明の鋼は同等の強度および勒
性をもつ慣用の鋼より低価格である。この発明の鋼が低価格の製品であることに寄与
する他の因子はニツケルの代りにマンガンを使用
する点にある。 100ジユール以上のシヤルピーＶノツチ（C.V.
N.）衝撃値の切欠き靭性と共に800MN／m²まで
の降伏値をもつ鋼が、もし炭素とマンガンとの間
の釣合いをこの発明により規定するようにマンガ
ンを11重量％〜12重量％とし、炭素を0.02重量％
〜0.12重量％に維持すれば、溶体化処理の後でマ
ルエージングする必要なしに製造することができ
このことはエネルギーの点で明らかに有利で、コ
スト節約性であり、モリブデンの必要量もマルエ
ージング合金組成における必要量と同一またはそ
れ以下である。上述のようにマンガンおよびモリブデンを含
み、且つ溶体化処理後に第２相が保持されている
鋼は保持された第２相のγ相の変態をもたらすた
めの冷間加工により高強度が得られると云う付加
的な利点がある。この発明によるマンガン鋼およびその熱処理方
法のそれぞれ別の例を以下に説明する。例１純粋な材料を真空溶解し、次いで溶体化処理
し、次いでマルエージングすることによつて鋼を
造つた：組成（重量％）：

【表】合金等級：工業的純粋（電解鉄ベース）製法：真空溶解熱処理：900℃で１時間溶体化処理し、次い
で450℃で５時間マルエージング処理機械的性質（室温）：

【表】衝撃性（低温）：−70℃でのC.V.N.80ジユール例２真空溶解し、次いで溶体化処理するだけで純材
料から鋼を造つた：組成（重量％）：

【表】合金等級：工業的純粋（電解鉄ベース）製法：真空溶解熱処理：900℃で１時間溶体化処理機械的性質（室温）：

【表】衝撃性（低温）： −70℃でC.V.N.160ジユール（Ｊ） −196℃でC.V.N 40ジユール例３空気溶解し、次いで溶体化処理後マルエージン
グすることによつて不純と等級付けされた材料か
ら鋼を造つた：合金組成（重量％）：

【表】余
合金等級：不純（軟鋼ベース）製法：空気溶解熱処理：900℃で１時間溶体化処理し、次い
で450℃で５時間マルエージング処理機械的性質（室温）：

【表】衝撃性（低温） −50℃でC.V.N.50ジユール −100℃でC.V.N.40ジユール例４空気溶解、溶体化処理、次いでマルエージング
により工業的純粋な材料から鋼を造つた。合金組成（重量％）：

【表】余
合金等級：工業的純粋（電解鉄ベース）製法：空気溶解熱処理：900℃で１時間溶体化処理し、次い
で450℃で５時間マルエージング処理機械的性質（室温）：

【表】衝撃性（低温）： −50℃でC.V.N.58ジユール −100℃でC.V.N.32ジユール例５溶体化処理し、次いで冷間加工することによつ
て不純として等級付けされた材料から鋼を造つ
た：合金組成（重量％）：

【表】余
合金等級：不純製法：真空溶解熱処理：900℃で１時間溶体化処理し、33％
の絞りになるように冷間加工機械的性質（室温）：

【表】例６真空溶解し、次いで溶体化処理し、冷間加工す
ることによつて純粋と等級付けられる材料から鋼
を造つた：合金組成（重量％）：

【表】余
合金等級：工業的純粋製法：真空溶解熱処理：1000℃で１時間溶体化処理し、次い
で45％絞りに冷間加工機械的性質（室温）：

【表】上記諸例において、そして製造中、真空溶解ま
たは空気溶解後に、各例の鋼を熱間加工によりそ
の元の断面積の70％以上だけ圧下することによつ
て絞つた。この発明により造つた鋳鋼の有利な性質は溶体
化処理前に鋼を熱間処理することによつて普通達
成されるが、しかし必ず達成されるとは限らな
い。特に適度な微細結晶粒寸法に依存する。しか
し、鋳造時の状態または熱間処理状態で得られる
諸性質はその状態の他の鋼と有利に比較できるが
鋳鋼の性質を最適となすためには標準の熱処理サ
イクルを施す前に1200℃〜1250℃の温度で２〜３
時間均質化焼鈍することが推奨される。例７真空溶解、溶体化処理、次いでマルエージング
により下記の組成のマルエージング鋼を造つた：合金組成（重量％）：

【表】製法：真空溶解＋高温加工熱処理：900℃で１時間溶体化処理し、次い
で500℃で40時間マルエージング機械的性質：硬度（マルエージング処理前）HV₃₀ 335 硬度（マルエージング処理後）HV₃₀ 411 靭性〔シヤルピーＶ−ノツチ（C.V.N.）単位
ジユール（Ｊ）〕マルエージング処理前 172 マルエージング処理後 80 例８この例はアルミニウムおよびチタンの効果を説
明するものである。下記の成分の合金を真空溶解
により造つた。合金Ａはアルミニウムおよびチタ
ンの実効量を含む合金Ｂおよび合金Ｃと比較のた
めの基合金である。

【表】靭性 450℃で５時間最初マルエージング後（CVN Ｊ）合金Ａ 66 54 合金Ｂ 73 56 合金Ｃ 79 68 （註：CVNはシヤルピーＶ−ノツチの略でＪ
はジユールの略である）アルミニウおよびチタンの効果は恐らく調質の
ためであろうと思われる。ミツシユメタルも同様
な効果をもつ。

Claims

【特許請求の範囲】１不純物は別として、マンガン11.0〜13.5重量
％；モリブデン2.0〜6.59重量％およびタングス
テン２〜10重量％の少なくとも１種；炭素0.002
〜0.2重量％および残余として鉄を含むマルエー
ジング鋼に匹敵する高強度と靭性とを備えたマン
ガン鋼。２不純物は別として、マンガン12.5重量％、モ
リブデン4.0重量％、炭素0.002〜0.02重量％およ
び残余として鉄を含む特許請求の範囲第１項記載
のマルエージング鋼に匹敵する高強度と靭性とを
備えたマンガン鋼。３不純物は別として、マンガン11.0〜13.5重量
％；モリブデン2.0〜6.59重量％およびタングス
テン２〜10重量％の少なくとも１種；炭素0.002
〜0.2重量％；アルミニウム、チタンおよびミツ
シユメタルの少なくとも１種を0.2重量％以下お
よび残余として鉄を含むマルエージング鋼に匹敵
する高強度と靭性とを備えたマンガン鋼。４不純物は別として、マンガン11.0〜13.5重量
％；モリブデン2.0〜6.59重量％およびタングス
テン２〜10重量％の少なくとも１種；炭素0.002
〜0.2重量％および残余として鉄を含むマルエー
ジング鋼に匹敵する高強度と靭性とを備えたマン
ガン鋼を製造するに当たり、該鋼を800℃〜1100
℃の範囲内の温度で最初に溶体化処理し、その後
で少なくとも室温に冷却した後、400℃〜550℃の
範囲内の温度で100時間までの期間マルエージン
グすることからなる、マルエージング鋼に匹敵す
る高強度と靭性とを備えたマンガン鋼の製法。５最初の溶体化処理を900℃で１時間行う特許
請求の範囲第４項記載のマルエージング鋼に匹敵
する高強度と靭性とを備えたマンガン鋼の製法。６マルエージング前に鋼を零度以下の温度に冷
却する特許請求の範囲第４項記載のマルエージン
グ鋼に匹敵する高強度と靭性とを備えたマンガン
鋼の製法。