JPWO2016031958A1 - 金属材料および加工処理方法 - Google Patents
金属材料および加工処理方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2016031958A1 JPWO2016031958A1 JP2016545634A JP2016545634A JPWO2016031958A1 JP WO2016031958 A1 JPWO2016031958 A1 JP WO2016031958A1 JP 2016545634 A JP2016545634 A JP 2016545634A JP 2016545634 A JP2016545634 A JP 2016545634A JP WO2016031958 A1 JPWO2016031958 A1 JP WO2016031958A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- metal material
- deformation
- processing
- stainless steel
- austenitic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 239000007769 metal material Substances 0.000 title claims abstract description 43
- 238000003672 processing method Methods 0.000 title claims abstract description 26
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 84
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 56
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 52
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 52
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 51
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims abstract description 45
- 229910001039 duplex stainless steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 44
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims abstract description 39
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 31
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 21
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 claims abstract description 12
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 55
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 41
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 30
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 claims description 29
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 10
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 9
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 abstract 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 28
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 14
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 14
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 11
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 9
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 8
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 7
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 6
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 5
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 5
- 238000011161 development Methods 0.000 description 5
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 3
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- -1 first Substances 0.000 description 1
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 1
- 238000013507 mapping Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012925 reference material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
- B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/30—Stress-relieving
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
-
- 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
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Health & Medical Sciences (AREA)
- Child & Adolescent Psychology (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
これら三種のステンレス鋼を使用し、まず、ロール圧延を繰り返すことによる単純強圧延(冷間圧延)により、断面積減少率が92%となるまで塑性加工し、その後、絶対温度733Kにおいて、焼鈍時間を変更しながら複数の加工熱処理した金属材料を得た。
次に、SUS316およびDIN1.4462の二種類の基礎材料について、実験例1と同様に単純強圧延により断面積減少率が92%となるまで、室温において塑性加工し、その後、焼鈍時間を変化した複数の金属材料について引張試験を行った。その結果を応力−ひずみ曲線として図4に示す。なお、図中の「AR材」とは、単純強圧延のみの材料を意味する。また、「RD」は単純強圧延の際に延伸された方向への引張試験を意味し、「TD」は延伸方向に対して垂直な方向への引張試験を意味する。また、「T=293K」とあるのは室温を意味する。応力−ひずみ曲線に付された数字は、グラフの枠外に示した時効処理の時間に対応するものである。
そこで、DIN1.4462について、92%の単純強圧延後の状態(以下、供試材という場合がある)と、さらに絶対温度773Kにおける864×102秒の焼鈍後の状態との微視組織を、方位マッピング(OIM:Orientation Imaging Microscopy)で観察した。その結果を図5に示す。
SUS316ステンレス鋼の単純強圧延後の供試材のTEM像を図6に示す。このTEM像により観察され得る比較的大きい組織領域を観察すると、ラメラー状組織、変形双晶、せん断帯が複雑に入り組んだ超微細粒組織であることがわかる。なお、ラメラー組織はほぼ均一に発達しており、図6から判断されるところで、各層の平均間隔は約30nmであった。変形双晶は母相に対して初期方位が約60°ずれており、これは、圧延の回数ごとに徐々に変化する。また、せん断帯の初期方位は最大で約15°ずれていた。これも圧延の回数ごとに徐々に変化する。さらに、TEM像では判明しなかったが、マルテンサイトが含まれている可能性もあり得る。
念のため、DIN1.4462の単純強圧延後のTEM像を図7に示す。このTEM像においても、ラメラー状組織、変形双晶、せん断帯が複雑に入り組んだ超微細粒組織であることがわかる。なお、ラメラー組織は、フェライト相とオーステナイト相との双方に形成されており、両相によって複合材が形成されていることがわかる。また、中央に比較的大きく撮影されているのは、変形双晶によるグループ状組織であり、その周辺にせん断帯が形成されているのがわかる。このTEM像においてもマルテンサイトが確認されなかったが、マルテンサイトが含まれている可能性もあり得る。なお、図7からは明確ではないが、TEM像を精査すると、DIN1.4462の場合は、前記SUS316ステンレス鋼に比較して、変形双晶によるグループ状組織の形成が少なく、全体に占める体積率において5%を大幅に下回るものと判断された。
そこで、DIN1.4462の供試材について、35μm2の面積部分における変形双晶によるグループ状組織の面積割合をTEM像によって観察した。そのときのTEM像を図8に示す。この図には、僅かながらグループ状組織を見出すことができ、この面積部分全体に占める割合は約5%と判断し得る。グループ状組織の発見は、ラメラー状組織の境界線が歪んだ部分に存在するため、その歪みを目安にグループ状組織と断定した。比較のため、SUS316ステンレス鋼の供試材についても、35μm2の面積部分における変形双晶によるグループ状組織の面積割合をTEM像によって観察した。そのときのTEM像を図9に示す。この図には、広い範囲に点在するグループ状組織を明確に見出すことができる。この面積部分全体に占める割合は約50%と判断し得る。なお、グループ状組織が点在することから、全体的にラメラー状組織の境界線が歪んでいるが、その周辺においてもラメラー状組織は存在していることがわかる。
さらに、SUS316ステンレス鋼について、単純強圧延後に時効処理(焼鈍)後のTEM像を図10に示す。時効処理(焼鈍)としては、絶対温度773Kで7200秒の焼鈍を行ったものである。このTEM像によれば、単純強圧延後に得られたラメラー状組織の各層の間隔が約30nmであったのに対し、時効処理(焼鈍)後の間隔は約42nmまで広がっていることが判明した。これは、再結晶は起こっていないものの、回復により転位密度の減少と粒界移動により、ラメラー状組織の各層の間隔が増大したものと判断される。従って、より長時間の時効処理によって、ラメラー間隔はさらに広がるものと判断される。実際に、さらに長時間時効処理したものの中には再結晶が始まり、ラメラー状組織が消失したものもあった。ラメラー状組織が消失したものは強度も低下していた。
また、前記組織解析5で使用したSUS316ステンレス鋼について、その組織中に形成されたラメラー状組織の内部を観察するために拡大したTEM像を撮影した。このTEM像を図11に示す。この図から明らかなとおり、約100nm間隔で形成されるラメラー状組織の内部に、変形双晶が微細に斜状に形成されているのがわかる。図のほぼ中央に撮影されているラメラー状組織の内部では、変形双晶が明確に表れているが、他のラメラー状組織の内部にも同様の変形双晶が形成されている。このことから、ラメラー状組織の一部は、変形双晶の発現によってさらに微細な組織に分断されている。圧延の初期過程で発生した変形双晶はグループ状組織を形成し、残りの部分はラメラー状組織へと発達するがその過程で内部に変形双晶が導入されると考えられる。なお、時効処理(焼鈍)により、ラメラー状組織の界面移動に伴う結晶粒の成長と回復によって、その間隔は変化するが、時効処理後の平均的な間隔は前記のとおり約42nmとなり、100nm以下に収まる状態となっている。
つぎに、焼鈍温度および時間と強度の関係を把握するための実験を行った。実験には、DIN1.4462を使用し、実験例1と同様に単純強圧延により断面積減少率が92%となるまで塑性加工し、焼鈍の温度を絶対温度773Kのほかに、絶対温度873Kおよび1023Kとした場合のそれぞれについて、時効時間ごとのビッカース硬さを測定した。なお、絶対温度773による焼鈍の結果は、実験例1のものを使用した。
また、前記実験例3において時効処理されたDIN1.4462について、実験例2と同様の引張試験を行った。引張試験は、絶対温度1023Kにおける時効処理後のDIN1.4462のみとし、複数の時効時間により処理したものについて行った。この結果を図14に示す。絶対温度1023Kにおける時効の場合は、適当な焼鈍時間においてビッカース硬さの値が大きかったが、この図14に示されるとおり、引張強度は、逆に低下している。これは、シグマ相の析出に起因するものと考えられる。なお、シグマ相はCrまたはMoによって析出が促進されることから、これらの総量が多く含まれる二相ステンレス鋼において顕著であったと考えられる。
m2の面積部分の範囲において、TEM像で観察される面積率が0%〜40%であることが好ましい。すなわち、変形双晶によるグループ状組織の形成割合が少ないことが望ましいのである。前記グループ状組織の形成により、その周辺を包囲するようにせん断帯が形成されることから、グループ状組織が形成される割合が高ければせん断帯の形成割合も高くなり、高い延性を備えることができるが、延性の向上よりも高強度を得るためには、グループ状組織の形成を抑えることが望ましいのである。なお、任意の35μm2の面積部分についてTEM像観察によって判断されることから、グループ状組織が皆無であることは想定していないが、仮に皆無であったとしても、強度はやや低くなるが十分に強度は上昇し得る。
[0018]
上記の各発明においては、前記強ひずみ加工によって生じた内部ひずみを、焼鈍を兼ねた時効処理によって低減させたものであることが好ましい。時効処理としては焼鈍によることができ、焼鈍によって、内部ひずみを低減させることができる。内部ひずみの低減に伴って、引張強度および延性の向上を両立させることができる。
[0019]
また、これらの構成において、微細粒組織にマルテンサイト相が含まれていてもよい。ただし、マルテンサイト相は、一般的に鋼の強度を上昇させると考えられているが、本発明においては、マルテンサイト相の体積率は低く抑えることが好ましい。安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼は、マルテンサイト相が発生し難く、比較的低体積率とすることができる。
[0020]
加工処理方法に係る本発明は、安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼を加工処理する方法であって、前記安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼に対し92%の冷間圧延を施す単純強圧延工程を含むことを特徴とするものである。
[0021]
上記構成によれば、工業的な生産加工に用いられる一般的な単純強圧延により、高強度かつ好適な延性を備えるような処理を実現し得る。このとき、
安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼を使用することによりマルテンサイト相の発生を抑えることができる。マルテンサイト相の発生を抑えることにより、マルテンサイトの体積率を低下させ、好適な強度を得ることができるのである。
[0022]
また、加工熱処理方法に係る本発明は、安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナィト二相ステンレス鋼を、単純強圧延の後に時効処理を行う加工熱処理プロセスによって処理する方法であって、前記安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼に対し92%の冷間圧延を施す単純強圧延工程と、前記単純強圧延工程により生成された組織に対して再結晶が発現しない条件下において焼鈍を兼ねた時効処理を施す熱処理工程とを含むことを特徴とするものである。なお、加工処理とは、時効処理(焼鈍)を施さない加工を意味し、加工熱処理とは、時効処理(焼鈍)を含む加工を意味するが、両者を総称した場合は加工処理と記載する。
[0023]
上記構成によれば、単純強圧延工程の後に熱処理工程を施すことから、強ひずみ加工によって生じた内部ひずみを低減させることができる。なお、熱処理工程において、微細粒組織に対して再結晶が発現しない条件下における焼鈍による時効処理を行うことから、微細化した組織をほとんど拡大させることがなく、微細粒組織による強度を維持させることができる。しかも、微細粒組織が微細粒の状態で存在することにより、内部ひずみが低減したことに伴って引張強度および延性を向上させ得るものである。
[0024]
上記の加工熱処理方法に係る発明においては、熱処理工程が、例えば、絶対温度873K以下で焼鈍することが好ましく、さらに絶対温度773K以下で焼鈍処理することが好適である。この場合、二相ステンレス鋼の場合は854×102秒以上の焼鈍処理を施すことが好ましく、また、安定オーステナイト鋼の場合は72×102秒以上の焼鈍処理を施すことが好ましい。ただし、より高温度で、再結晶が起こらない短時間時効(焼鈍)を行う熱処理プロセスであってもよい。
。
[図13]実験例3による1023Kでの事項処理後のTEM像である。
[図14]実験例4における引張試験の結果を示す応力−ひずみ曲線のグラフである。
発明を実施するための形態
[0034]
以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて説明する。まず。単純強圧延を施すことにより生成される組織状態について説明する。図1(a)は、安定オーステナイト鋼にかかる実施形態の組織の状態を示す模式図である。
[0035]
この図に示されるように、本実施形態の安定オーステナイト鋼の組織状態は、変形双晶が部分的に集合するグループ状組織を形成し、オーステナイト相に形成された低角ラメラー状組織をベースとして、グループ状組織が分散した状態となっている。さらに、この分散したグループ状組織の周囲を包囲するように複数のせん断帯が生成されている。このような組織状態は、安定オーステナイト鋼に対し、数回に分けてロール圧延を施し、80%以上(好ましくは92%)の単純強圧延により強ひずみ加工がなされることによって形成される。なお、前述したが、一般的に巨大ひずみ加工の真ひずみは2以上であるが、強圧延で得られる真ひずみは2前後からたかだか4程度までであるため、実施形態における説明においても強ひずみ加工という用語を巨大ひずみ加工とは区別している。
[0036]
ラメラー状組織は、ほぼ均一な状態で発達し、ラメラー状を形成する各層の平均間隔は約30nm〜約100nmである。変形双晶によるグループ状組織は、1μmよりも小さく、母相に対して初期方位が約60°ずれた状態となっており、これは、数回のロール圧延ごとに初期方位から徐々に変化し、せん断帯の初期方位も最大で15°前後ずれた状態から、ロール圧延ごとに初期方位から徐々に変化することとなる。この方位のずれによって、これらの組織中で強い集合組織は発達し難い構造となっている。これらの各構成組織は変形誘起微視組織であり、これらが高密度かつ複雑に発達することによって超微細粒組織が形成される。このような構造の超微細粒組織の生成に
より、極めて強い圧延集合組織の発達が効果的に抑制され、高強度でありながら延性を得ることとなるのである。
[0037]
なお、安定オーステナイト鋼を使用しているため、マルテンサイト相の発生を抑えることができ、図1(a)にはマルテンサイト相を表示していない。しかしながら、比較的低体積のマルテンサイト相が形成されている場合があるので、構成組織にマルテンサイトを含めてもよい。ただし、マルテンサイトの体積率は可能な限り低いほうが望ましい。
[0038]
次に、フェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼における微細粒組織の状態を説明する。図1(b)は、フェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼にかかる実施形態における組織の状態を示す模式図である。
[0039]
この図に示されるように、フェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼に対し、80%以上(好ましくは92%)の単純強圧延により強ひずみ加工がなされると、フェライト相とオーステナイト相が層状となる複合材が形成される。このとき、フェライト相およびオーステナイト相には、低角ラメラー状組織が形成され、変形双晶は専らオーステナイト相にグループ状組織を形成することとなる。さらに、せん断帯は、変形双晶のグループ状組織の周囲を包囲しつつ、フェライト相およびオーステナイト相の双方に跨がるように形成されるものである。なお、二相ステンレス鋼の場合には、ラメラー状組織が、フェライト相およびオーステナイト相のそれぞれに形成され、全体として、ラメラー状を形成する各層の平均間隔は約30nm〜約300nmである。ただし、オーステナイト相の割合が大きい場合は、各層の間隔は小さくなり、フェライト相の割合が大きい場合は、各層の間隔は大きくなる傾向にある。
[0040]
このように、安定オーステナイト鋼およびフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼に共通する組織の状態は、低角ラメラー状組織を基礎とし、分散した変形双晶のグループ状組織が形成され、さらに、このグループ状組織の周辺を包囲するようにせん断帯が形成されることである。そして、せん断帯が形成される程度(すなわち断面積減少率が80%以上(好ましくは9
2%)となるまで)冷間圧延により強ひずみ加工を施すことにより、微細粒組織が複雑に成長することとなり、このような組織の形成によって高強度と延性を備えた金属材料となるのである。
[0041]
[0042]
ここで、上記構成の金属材料を製造するための加工処理方法について説明する。金属材料の加工処理方法は、単純強圧延工程を含むものであり、この単純強圧延工程では、一般的な冷間圧延により基礎材料を80%以上(好ましくは92%)の圧延を行うものである。92%の強圧延とは、数回に分けてロール圧延を施し、断面積減少率が92%となるまで塑性加工するものであり、いわゆる強ひずみ加工の一種である。
[0043]
この強ひずみ加工によって、前述の構成組織が高密度かつ複雑に発達した超微細粒組織を得るのである。この状態において、基礎材料の安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼は、約2GPa程度の引張強度と、全伸び十数%以上の塑性変形可能な材料に変化させることができる。
[0044]
また、加工熱処理方法とは、前記単純強圧延工程の後に熱処理工程を施すものである。熱処理工程は、焼鈍を兼ねた時効処理によるものである。単純強圧延工程によって形成された構成組織の状態を維持しつつ強ひずみ加工によって生じた内部ひずみを低減させるものである。この工程では、単純強圧延工程により生成された組織に対して再結晶を発現させない条件下による時効処理(焼鈍)である。そのため再結晶を生じない温度に加熱する場合のほか、当該温度を超える高い温度で再結晶が起こらない短時間加熱の場合があり得る。例えば、再結晶が生じない温度よりも低い温度まで加熱し、空冷により焼き鈍す場合がある。具体的には、絶対温度773K以下で、864×102秒以上の焼鈍処理を施すものである。他方、より高温度で短期間処理する場合には、前記温度以上としつつ短時間の焼鈍を行うプロセスとしてもよい。このような時効処理(焼鈍)により、引張強度は最大で2.7
Claims (11)
- 安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼を加工処理してなる金属材料であって、
単純強圧延による強ひずみ加工によって生成される微細粒組織が、ラメラー状組織を基礎とし、変形双晶によるグループ状組織が分散して形成され、かつ、前記ラメラー状組織に複数のせん断帯が形成された、変形誘起の微視組織を主として構成されている
ことを特徴とする金属材料。 - 前記ラメラー状組織は、内部に変形双晶が形成されている請求項1に記載の金属材料。
- 前記ラメラー状組織は、層状に形成されており、その平均的な間隔が100nm以下である請求項1または2に記載の金属材料。
- 安定オーステナイト鋼を加工処理してなる金属材料であって、
単純強圧延による強ひずみ加工によって生成される微細粒組織が、ラメラー状組織を基礎とし、変形双晶によるグループ状組織が分散して形成され、かつ、これら分散した変形双晶のグループ状組織の周辺を複数のせん断帯が包囲するように形成された、変形誘起の微視組織を主として構成されている
ことを特徴とする金属材料。 - フェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼を加工処理してなる金属材料であって、
単純強圧延による強ひずみ加工によって生成される微細粒組織が、フォライト相とオーステナイト相とのそれぞれに形成されるラメラー状組織を基礎とし、前記オーステナイト相の内部に変形双晶によるグループ状組織が分散して形成され、かつ、これら分散した変形双晶のグループ状組織の周辺を包囲するように、フェライト相およびオーステナイト相の双方に複数のせん断帯が形成された、変形誘起の微視組織を主として構成されている
ことを特徴とする金属材料。 - 前記グループ状組織は、表面組織中の任意の35μm2の面積部分の範囲内おいて、TEM像で観察される面積率が0%〜40%である請求項5に記載の金属材料。
- 前記微細粒組織は、さらにマルテンサイト相を含んでいる請求項1ないし5のいずれかに記載の金属材料。
- 安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼を加工処理する方法であって、
前記安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼に対し80%以上の冷間圧延を施す単純強圧延工程を含む
ことを特徴とする加工処理方法。 - 安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼を、単純強圧延の後に時効処理を行う加工熱処理プロセスによって処理する方法であって、
前記安定オーステナイト鋼またはフェライト/オーステナイト二相ステンレス鋼に対し80%以上の冷間圧延を施す単純強圧延工程と、
前記単純強圧延工程により生成された組織に対して再結晶が発現しない条件下において焼鈍を兼ねた時効処理を施す熱処理工程とを含む
ことを特徴とする加工熱処理方法。 - 前記時効処理は、絶対温度873K以下の条件下における焼鈍である請求項9に記載の加工熱処理方法。
- 前記時効処理は、強ひずみ加工によって生じた内部ひずみを低減させるための焼鈍を兼ねたものである請求項9または10に記載の加工熱処理方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014174117 | 2014-08-28 | ||
JP2014174117 | 2014-08-28 | ||
PCT/JP2015/074400 WO2016031958A1 (ja) | 2014-08-28 | 2015-08-28 | 金属材料および加工処理方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPWO2016031958A1 true JPWO2016031958A1 (ja) | 2017-09-07 |
JP6747639B2 JP6747639B2 (ja) | 2020-09-02 |
Family
ID=55399841
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2016545634A Active JP6747639B2 (ja) | 2014-08-28 | 2015-08-28 | 金属材料および加工処理方法 |
Country Status (2)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6747639B2 (ja) |
WO (1) | WO2016031958A1 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US10894995B2 (en) * | 2016-03-23 | 2021-01-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Austenitic stainless steel sheet for exhaust component having excellent heat resistance and workability, turbocharger component, and method for producing austenitic stainless steel sheet for exhaust component |
JP7045660B2 (ja) * | 2016-03-31 | 2022-04-01 | 国立大学法人豊橋技術科学大学 | 金属材料 |
JP7077477B2 (ja) * | 2019-03-27 | 2022-05-30 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス棒状鋼材 |
CN116516121B (zh) * | 2023-05-16 | 2023-12-01 | 广东海洋大学 | 一种片层状晶粒尺寸异构的321奥氏体不锈钢带及其制备方法 |
Citations (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS54120224A (en) * | 1978-03-11 | 1979-09-18 | Kawasaki Steel Co | Production of stainless steel for high strength spring with excellent fatigue resistance |
JPS63125614A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-05-28 | Nippon Mining Co Ltd | 薄板ばね用オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
JPH06212365A (ja) * | 1993-01-20 | 1994-08-02 | Daido Steel Co Ltd | 帯鋸用鋼材およびその製造方法 |
JPH06322486A (ja) * | 1993-03-17 | 1994-11-22 | Hitachi Metals Ltd | シャドウマスク支持部材およびその製造方法 |
JPH07118805A (ja) * | 1993-08-31 | 1995-05-09 | Nkk Corp | 加工性に優れた2相系ステンレス鋼およびその加工方法 |
JPH0813093A (ja) * | 1994-07-04 | 1996-01-16 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 変形抵抗が小さくかつ伸び特性に優れる超塑性2相ステンレス鋼 |
JPH08269636A (ja) * | 1995-03-31 | 1996-10-15 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | プレスプレート用ステンレス鋼およびその製造方法 |
JP2002173742A (ja) * | 2000-12-04 | 2002-06-21 | Nisshin Steel Co Ltd | 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
JP2005513273A (ja) * | 2001-12-11 | 2005-05-12 | サンドビック アクティエボラーグ | 析出硬化型オーステナイト鋼 |
JP2008248271A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ステンレス鋼及びこれを用いた高強度ステンレス鋼線 |
JP2010222632A (ja) * | 2009-03-23 | 2010-10-07 | Toyota Central R&D Labs Inc | 高強度Fe−Ni−Co−Ti系合金およびその製造方法 |
JP2012502190A (ja) * | 2008-09-19 | 2012-01-26 | フォート ウェイン メタルス リサーチ プロダクツ コーポレーション | 耐疲労損傷性ワイヤおよびその製造方法 |
JP2013155431A (ja) * | 2012-01-31 | 2013-08-15 | Toyota Central R&D Labs Inc | 鉄合金 |
JP2014141726A (ja) * | 2013-01-25 | 2014-08-07 | Seiko Instruments Inc | 二相ステンレス鋼及びその製造方法と二相ステンレス鋼を用いたダイヤフラムおよび圧力センサとダイヤフラムバルブ |
-
2015
- 2015-08-28 JP JP2016545634A patent/JP6747639B2/ja active Active
- 2015-08-28 WO PCT/JP2015/074400 patent/WO2016031958A1/ja active Application Filing
Patent Citations (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS54120224A (en) * | 1978-03-11 | 1979-09-18 | Kawasaki Steel Co | Production of stainless steel for high strength spring with excellent fatigue resistance |
JPS63125614A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-05-28 | Nippon Mining Co Ltd | 薄板ばね用オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
JPH06212365A (ja) * | 1993-01-20 | 1994-08-02 | Daido Steel Co Ltd | 帯鋸用鋼材およびその製造方法 |
JPH06322486A (ja) * | 1993-03-17 | 1994-11-22 | Hitachi Metals Ltd | シャドウマスク支持部材およびその製造方法 |
JPH07118805A (ja) * | 1993-08-31 | 1995-05-09 | Nkk Corp | 加工性に優れた2相系ステンレス鋼およびその加工方法 |
JPH0813093A (ja) * | 1994-07-04 | 1996-01-16 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | 変形抵抗が小さくかつ伸び特性に優れる超塑性2相ステンレス鋼 |
JPH08269636A (ja) * | 1995-03-31 | 1996-10-15 | Nippon Yakin Kogyo Co Ltd | プレスプレート用ステンレス鋼およびその製造方法 |
JP2002173742A (ja) * | 2000-12-04 | 2002-06-21 | Nisshin Steel Co Ltd | 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法 |
JP2005513273A (ja) * | 2001-12-11 | 2005-05-12 | サンドビック アクティエボラーグ | 析出硬化型オーステナイト鋼 |
JP2008248271A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ステンレス鋼及びこれを用いた高強度ステンレス鋼線 |
JP2012502190A (ja) * | 2008-09-19 | 2012-01-26 | フォート ウェイン メタルス リサーチ プロダクツ コーポレーション | 耐疲労損傷性ワイヤおよびその製造方法 |
JP2010222632A (ja) * | 2009-03-23 | 2010-10-07 | Toyota Central R&D Labs Inc | 高強度Fe−Ni−Co−Ti系合金およびその製造方法 |
JP2013155431A (ja) * | 2012-01-31 | 2013-08-15 | Toyota Central R&D Labs Inc | 鉄合金 |
JP2014141726A (ja) * | 2013-01-25 | 2014-08-07 | Seiko Instruments Inc | 二相ステンレス鋼及びその製造方法と二相ステンレス鋼を用いたダイヤフラムおよび圧力センサとダイヤフラムバルブ |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2016031958A1 (ja) | 2016-03-03 |
JP6747639B2 (ja) | 2020-09-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
LeBrun et al. | Effect of retained austenite on subsequent thermal processing and resultant mechanical properties of selective laser melted 17–4 PH stainless steel | |
Yin et al. | Strength and ductility of gradient structured copper obtained by surface mechanical attrition treatment | |
Kalsar et al. | A novel way to enhance the strength of twinning induced plasticity (TWIP) steels | |
Rao et al. | Mechanical properties and microstructural evolution of Al 6061 alloy processed by multidirectional forging at liquid nitrogen temperature | |
Harai et al. | Using ring samples to evaluate the processing characteristics in high-pressure torsion | |
Singh et al. | Effect of deformation temperature on mechanical properties of ultrafine grained Al–Mg alloys processed by rolling | |
Zheng et al. | Achieving high strength and high ductility in 304 stainless steel through bi-modal microstructure prepared by post-ECAP annealing | |
Zhu et al. | Effect of ECAP combined cold working on mechanical properties and electrical conductivity of Conform-produced Cu–Mg alloys | |
Takizawa et al. | Scaling up of high-pressure sliding (HPS) for grain refinement and superplasticity | |
Tamimi et al. | Microstructural evolution and mechanical properties of accumulative roll bonded interstitial free steel | |
Kommel et al. | Microstructure and properties development of copper during severe plastic deformation | |
WO2016031958A1 (ja) | 金属材料および加工処理方法 | |
Zhao et al. | Characterizations of microstructure and crystallographic orientation in a near-α titanium alloy billet | |
Yu et al. | High thermal stability and excellent mechanical properties of ultrafine-grained high-purity copper sheets subjected to asymmetric cryorolling | |
Xia et al. | A study of manufacturing tubes with nano/ultrafine grain structure by stagger spinning | |
Dhal et al. | Influence of annealing on stain hardening behaviour and fracture properties of a cryorolled Al 2014 alloy | |
Malta et al. | Microstructure and texture evolution of duplex stainless steels with different molybdenum contents | |
Wang et al. | Deformation mechanisms in meta-stable and nitrogen-stabilized austenitic stainless steel during severe surface deformation | |
Jafarian et al. | Significant enhancement of tensile properties through combination of severe plastic deformation and reverse transformation in an ultrafine/nano grain lath martensitic steel | |
Lee et al. | The effect of the multi-pass non-circular drawing sequence on mechanical properties and microstructure evolution of low-carbon steel | |
Soliman et al. | Enhancement of static and fatigue strength of 1050 Al processed by equal-channel angular pressing using two routes | |
Valiev | Producing bulk nanostructured metals and alloys by severe plastic deformation (SPD) | |
Wang et al. | Effect of strain path on microstructure and mechanical properties of AZ31 magnesium alloy sheets processed by constrained groove pressing | |
Hassanpour et al. | Effect of gradient microstructure on the mechanical properties of aluminum alloy | |
Sampath et al. | Investigation of microstructure and mechanical properties of the Cu–3% Ti alloy processed by multiaxial cryo-forging |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A529 | Written submission of copy of amendment under article 34 pct |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A5211 Effective date: 20170224 |
|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180806 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190709 |
|
A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20190909 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20191107 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200421 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200608 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20200707 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200721 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6747639 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |