JPH036353A - Ultra high tensile dual-phase alloy and its manufacture - Google Patents
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野コ
この発明は、構造用として用いられる超高張力合金の材
質改善、及び改善された合金の製造方法に関する。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Field of Industrial Application] The present invention relates to an improvement in the quality of ultra-high tensile strength alloys used for structural purposes, and a method for producing the improved alloys.
［従来の技術］
現在、超高張力合金鋼としてマルエージング鋼が実用に
供されている。マルエージング鋼の代表的な組成は、１
８％Ｎｉ−９％Ｃ０−５％Ｍ。[Prior Art] Maraging steel is currently in practical use as an ultra-high tensile strength alloy steel. The typical composition of maraging steel is 1
8%Ni-9%C0-5%M.
Ｏ，’ ７２６Ｔ ｉ ０．１％Ａρであり、時効処
理後の機械的性質は、降伏応力（以下、ＹＳと表わす）
が１００ ｋｇｆ ／ｍｍ２、引張強度（以下、ＴＳと
表わす）が１．９０ ｋｇｆ ／ ｍｍ２、伸び（以下
、Ｅ、Ｉｌｌと表わす）か４％である。この鋼は、Ｆ
ｅ Ｍ ｏ 。O,' 726T i 0.1%Aρ, and the mechanical properties after aging treatment are yield stress (hereinafter referred to as YS)
is 100 kgf/mm2, tensile strength (hereinafter referred to as TS) is 1.90 kgf/mm2, and elongation (hereinafter referred to as E and Ill) is 4%. This steel is F
eMo.
Ｎｉ３Ｔｉ等の金属間化合物による析出強化をその主要
な強化メカニズムとしており、組織的にはマルテンサイ
トの単相組織である。The main strengthening mechanism is precipitation strengthening by intermetallic compounds such as Ni3Ti, and the structure is a single-phase martensite structure.
この他に、高Ｃｒ鋼系の高張力鋼として、０．１％Ｃ−
１７％Ｃｒ−２％Ｍ ｎ −５％Ｎｉ２％Ｍ ｏ −２
％ｃｏ−］％Ａ、Ｉｌｌ！’Ｍ等が知られている。この
鋼は耐力（以下、ＰＳと表わす）が１２’５ｋｇ１／ｍ
ｍ２ ＴＳが１４０ ｋｇｆ ／ ｍ＋ｎ２ＥΩが３％
であり、細粒マルテンサイト組織と炭化物の析出により
強化されている。In addition, 0.1% C-
17%Cr-2%Mn-5%Ni2%Mo-2
%co-]%A, Ill! 'M etc. are known. This steel has a proof stress (hereinafter referred to as PS) of 12'5 kg1/m.
m2 TS is 140 kgf / m+n2EΩ is 3%
It is strengthened by a fine-grained martensitic structure and carbide precipitation.
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、従来の超高張力合金は、上述のように析
出強化を主体としているので、析出相形成用にＭｏ、Ｇ
ｏ等の高価な元素を多量に含有する必要があり、経済性
に劣るという欠点がある。[Problems to be Solved by the Invention] However, since conventional ultra-high tensile strength alloys mainly undergo precipitation strengthening as described above, Mo and G are used to form precipitate phases.
It is necessary to contain a large amount of expensive elements such as o, which has the disadvantage of being inferior in economic efficiency.
また、このような合金は、鋳造凝固時に合金元素が析出
するため均一化処理を行う必要があり、また熱間圧延時
に割れが発生しやすい等、製造上の困難性を伴う。In addition, such alloys are difficult to manufacture because alloying elements precipitate during casting and solidification, so it is necessary to perform a homogenization treatment, and cracks are likely to occur during hot rolling.
さらに、製品の機械的特性が析出物の存在形態に大き（
影響され、所望の強化量を付与するためには、時効析出
物を微細且つ均一に分散させる必要がある。従って、製
品の品質管理が極めて困難であり、このことがこれらの
合金の最大の欠点となっている。Furthermore, the mechanical properties of the product vary greatly depending on the form of the precipitates (
In order to impart the desired amount of strengthening, it is necessary to disperse the aging precipitates finely and uniformly. Therefore, product quality control is extremely difficult, which is the biggest drawback of these alloys.
一方、Ｆｅ−Ｎｉ合金が、古くからマルテンサイトの研
究に用いられている。この合金は、析出相が存在しない
ので、上述のような欠点が存在ぜず、しかも、マルテン
サイト組織であるため、ある程度の高強度を期待するこ
とができる。On the other hand, Fe-Ni alloys have been used for research on martensite for a long time. Since this alloy does not have a precipitated phase, it does not have the above-mentioned drawbacks, and since it has a martensitic structure, it can be expected to have a certain degree of strength.
しかしながら、この合金はマルテンサイト組織が得られ
たとしても、析出相が存在しないため、引張強度が高々
８０ ｋｇｒ／ ｍｍ２程度であり、超高張力鋼として
は不十分である。事実、このＦｅＮｉ合金は、従来構造
材料としての適用は考えられておらず、インバー合金（
Ｆｅ−３０〜４０％Ｎｉ）として低膨脹率の特性を生か
した用途に用いられているに過ぎない。However, even if a martensitic structure is obtained in this alloy, since there is no precipitated phase, the tensile strength is at most about 80 kgr/mm2, which is insufficient as an ultra-high tensile strength steel. In fact, this FeNi alloy has not been considered to be applied as a structural material, and is used as an invar alloy (
It is only used as Fe-30 to 40% Ni) for applications that take advantage of its low expansion rate.
この発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、
従来の析出強化型の超高張力鋼の欠点を解消することが
でき、全く新しい組織を有する超高張力二相組織合金及
びその製造方法を提供することを目的とする。This invention was made in view of such circumstances, and
The object of the present invention is to provide an ultra-high-strength dual-phase alloy having a completely new structure and a method for producing the same, which can eliminate the drawbacks of conventional precipitation-strengthened ultra-high-strength steels.
［課題を解決するための手段及び作用コこの発明に係る
超高張力二相組織合金は、重量比で２５乃至３５％のＮ
ｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
マルテンサイト中にオーステナイトが超微細整合界面析
出した二相組織を自′し、オーステナイトの体積分率が
１乃至６０％であることを特徴とする。[Means and effects for solving the problem] The ultra-high tensile strength dual-phase alloy according to the present invention contains 25 to 35% N by weight.
i, the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities,
It has a two-phase structure in which austenite is precipitated at ultrafine coherent interfaces in martensite, and is characterized by a volume fraction of austenite ranging from 1 to 60%.
この場合に、ＣｏをターゲットとするＸ線回折において
、マルテンサイト相の［２２０コ面のピクの半値幅をＨ
ＰＢ ［２２０α］、及びオーステナイト相の［２２０
］面のピークの半値幅をＨＰＢ ［２２Ｑγ］とし、い
ずれも２θ°で表わした場合に、以下の式を満足するこ
とが好ましい。In this case, in X-ray diffraction using Co as a target, the half-width of the [220 co-plane pic of the martensitic phase is H
PB [220α], and austenite phase [220
When the half-width of the peak of the [22Qγ] plane is expressed in 2θ°, it is preferable that the following formula is satisfied.
ＨＰ’Ｂ［２２０α］≧１．１５
ＨＰＢ ［２２０７］ ≧０．５５
また、この発明に係る超高張力二相組織合金の製造方法
は、第１に、重量比で２５乃至３５％のＮｉを含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオー
ステナイト域に加熱した後、室温まで冷却し、又はサブ
ゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し、次いで以下
の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効処理すること
を特徴とする。HP'B [220α] ≧1.15 HPB [2207] ≧0.55 In addition, the method for producing an ultra-high tensile dual-phase alloy according to the present invention includes, firstly, adding 25 to 35% Ni by weight. Contains
An alloy material in which the balance consists of Fe and unavoidable impurities is heated to an austenite region, then cooled to room temperature or subjected to sub-zero treatment to form a martensitic structure, and then heated to a temperature T (℃) within the range expressed by the following formula. It is characterized by aging treatment.
Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ ＋５０ （ただし、Ａｓは℃
で示した無拡散型逆変態開始温度を表わす。）
第２に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱し、マルテンサイト変態開始温度
ＭＳ以上の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温
まで冷却し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織
を形成し、次いで上述と同様に時効処理することを特徴
とする。As-200≦T≦As +50 (However, As is ℃
represents the non-diffusion type reverse transformation starting temperature. ) Second, an alloy material similar to that used in the first method is heated to the austenite region, processed by 1% or more in a temperature range above the martensitic transformation start temperature MS, and then cooled to room temperature. , or sub-zero treatment to form a martensitic structure, and then subjected to aging treatment in the same manner as described above.
第３に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱した後、室温まで冷却し、又はザ
ブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し、その後Ａ
ｓ点以下の温度範囲で１％以上の加工を施し、次いで第
１の方法と同様に時効処理することを特徴とする。Third, an alloy material similar to that used in the first method is heated to an austenitic region, then cooled to room temperature or subjected to a subzero treatment to form a martensitic structure, and then A
It is characterized in that it is processed by 1% or more in a temperature range below the s point, and then subjected to aging treatment in the same manner as the first method.
第４に、第１の方法に用いたものと同様の合金素材をオ
ーステナイト域に加熱し、マルテンサイト変態開始温度
Ｍｓ以上の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温
まで冷却し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織
を形成し、その後Ａｓ点以下の温度範囲で１％以上の加
工を施し、次いで第１の方法と同様に時効処理すること
を特徴とする。Fourth, an alloy material similar to that used in the first method is heated to an austenite region, processed by 1% or more in a temperature range equal to or higher than the martensitic transformation start temperature Ms, and then cooled to room temperature. Alternatively, it is characterized in that it is subjected to sub-zero treatment to form a martensitic structure, then subjected to processing of 1% or more in a temperature range below the As point, and then subjected to aging treatment in the same manner as the first method.
以下、この発明について詳細に説明する。This invention will be explained in detail below.
この発明は、Ｆｅ−Ｎｉ合金の成分を適当に調整し、特
殊な時効処理を行うことにより、従来とは全く異なる強
化メカニズムで、超高張力鋼を得るものである。This invention obtains ultra-high tensile strength steel with a completely different strengthening mechanism than conventional ones by suitably adjusting the components of the Fe-Ni alloy and performing a special aging treatment.
すなわち、この発明の最も大きい特徴は、前述の組成範
囲のＦｅ−Ｎｉ合金素材をマルテンサイト組織にした後
、オーステナイト＋フェライトニ相温度範囲に加熱して
マルテンサイト＋オーステナイトの微細な複合組織を得
ることにある。That is, the most significant feature of this invention is that after the Fe-Ni alloy material having the composition range described above is made into a martensitic structure, it is heated to a temperature range of two phases of austenite and ferrite to obtain a fine composite structure of martensite and austenite. There is a particular thing.
合金組成を前述の範囲内にして所定の処理を施すことに
より得られるマルテンサイト組織はレンズ状マルテンサ
イトを主体とするものとなり、これによって初めて前述
したマルテンサイト中へのオーステナイトの超微細整合
界面析出を達成することができる。その結果、マルテン
サイトと超微細な析出オーステナイトとの間には整合歪
みが存在することになり、この歪みにより十分な強化を
達成することができ、抗張力１００ ｋｇｆ ／ｍｍ２
程度又はそれ以上の超高張力合金を得ることができる。By keeping the alloy composition within the above-mentioned range and performing the prescribed treatment, the martensite structure obtained is mainly composed of lenticular martensite, and this allows for the first time the above-mentioned ultrafine coherent interfacial precipitation of austenite into martensite. can be achieved. As a result, a consistent strain exists between martensite and ultrafine precipitated austenite, and this strain can achieve sufficient strengthening, with a tensile strength of 100 kgf/mm2.
It is possible to obtain ultra-high tensile strength alloys of a certain degree or more.
この合金は、従来のような母相と異なる組成の析出相を
形成することなく強化されているので、従来の超高張力
鋼に存在する欠点を解消することができる。This alloy is strengthened without forming a precipitate phase with a composition different from that of the parent phase, as is the case with conventional steels, so it can overcome the drawbacks of conventional ultra-high tensile strength steels.
上述した整合歪みの存在は、ＣｏをターゲットとするＸ
線回折により、把握することができる。The existence of the above-mentioned matching strain indicates that the Co-targeted X
It can be determined by line diffraction.
つまり、Ｘ線回折によって確認されるマルテンサイトの
［２２０］面のピークの半値幅ＨＰＢ［２２０α］及び
オーステナイトの［２２０１面のピークの半値幅ＨＰＢ
［２２０γ］は、上述の整合歪みの存在により大きく
なる。整合歪みが存在しない場合のＨＰＢ ［２２０α
］及びＨＰＢ［２２０γ］は、夫々］、１ｏ及び０．５
０程度であり、理論的には半値幅がこれらの値よりも大
きくなれば合金がこの発明のメカニズムにより強化され
たことになる。測定誤差等を考慮すると、０
前述したようＨＰＢ ［２２０αコ≧１．１５、ＨＰＢ
［２２０γ］≧０．５５であることが好ましく、この
範囲において合金が十分に強化されたこととなる。In other words, the half-value width HPB [220α] of the peak of the [220] plane of martensite confirmed by X-ray diffraction and the half-value width HPB of the peak of the [2201 plane of austenite
[220γ] becomes large due to the presence of the above-mentioned matching distortion. HPB in the absence of matching distortion [220α
] and HPB[220γ] are ], 1o and 0.5, respectively.
0, and theoretically, if the half width becomes larger than these values, it means that the alloy has been strengthened by the mechanism of the present invention. Considering measurement errors, etc., 0 As mentioned above, HPB [220αko≧1.15, HPB
It is preferable that [220γ]≧0.55, and within this range, the alloy is sufficiently strengthened.
この発明における合金において、Ｎｉ含有量は前述した
ように２５乃至３５重量％の範囲内であるが、これはＮ
ｉが２５％よりも小さければ本願発明に必要なレンズ状
マルテンサイトを生成させることが困難となり、また、
３５％を超えるとオーステナイトが安定となってマルテ
ンサイト組織化が困難となるからである。In the alloy of this invention, the Ni content is within the range of 25 to 35% by weight as described above, but this is
If i is smaller than 25%, it will be difficult to generate the lenticular martensite required for the present invention, and
This is because if it exceeds 35%, austenite becomes stable and it becomes difficult to form a martensite structure.
また、二相合金組織中に占めるオーステナイトの体積分
率は前述したように１乃至６０％の範囲内であるが、こ
れは１％未満であれば整合歪みによる強化が不十分であ
り、また、６０％を超えるとマルテンサイト自体の強化
量が減少してしまうからである。In addition, the volume fraction of austenite in the two-phase alloy structure is within the range of 1 to 60% as described above, but if it is less than 1%, the strengthening due to coherent strain is insufficient; This is because if it exceeds 60%, the amount of reinforcement of martensite itself will decrease.
次に、この発明に係る超高張力二相組織合金の製造方法
について詳細に説明する。Next, a method for producing an ultra-high tensile strength dual-phase alloy according to the present invention will be explained in detail.
この製造方法は、基本的に重量比で２５乃至１
３５％のＮｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなる合金素材を
（ａ）オーステナイト領域に加熱した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理し、
（ｂ）フェライト＋オーステナイトの二相領域内の所定
温度で時効処理するものである。This manufacturing method basically involves heating an alloy material containing 25 to 135% Ni by weight and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities to an austenite region and then cooling it to room temperature; (b) aging treatment at a predetermined temperature within the two-phase region of ferrite + austenite;
この中で、（ａ）の処理はマルテンサイトを生成するた
めに行うものである。オーステナイト域の温度範囲はＮ
ｉ量によって変化し、Ｎｌ量が多くなるに従ってその温
度範囲が低下する。Ｎｉ量が多くなって室温でもオース
テナイトが安定な場合は特に加熱しなくてもオーステナ
イト域に保持することができる。その後の冷却条件は特
に限定されるものではなく、マルテンサイトが生成する
限り空冷でも水冷でも構わない。サブゼロ処理は室温で
マルテンサイトが得られない場合に行う。Among these, the process (a) is performed to generate martensite. The temperature range of the austenite region is N
It changes depending on the amount of i, and the temperature range decreases as the amount of Nl increases. When the amount of Ni increases and austenite is stable even at room temperature, it can be maintained in the austenite region without particular heating. The subsequent cooling conditions are not particularly limited, and air cooling or water cooling may be used as long as martensite is generated. Subzero treatment is performed when martensite cannot be obtained at room temperature.
なお、この処理を行った後、マルテンサイト中に留オー
ステナイトが存在していても本発明の効果が失われるこ
とはない。Note that even if retained austenite is present in martensite after this treatment, the effects of the present invention will not be lost.
上記（ｂ）の処理は１．マルテンサイトからの ２
逆変態を生じさせるための処理であり、Ａｓ２００℃か
らＡｓ＋５０℃までの範囲内で行う。The processing in (b) above is 1. This is a treatment for causing 2 reverse transformation from martensite, and is carried out within the range of As200°C to As+50°C.
この範囲内で合金素材を時効処理することにより、オー
ステナイトが拡散変態によりマルテンサイト中に界面整
合析出し、微細なマルテンサイト十オーステナイト複合
組織が得られ、これにより本発明の目的である高張力化
が有効に達成される。なお、この範囲よりも低い温度の
場合には、本発明に必要な拡散型変態が生じないか、生
じたとしても変態の進行に長時間を要してしまう。また
、この範囲を超えると無拡散型で生ずる逆変態量が多く
なり、本発明における高張力化作用を有効に発揮させる
ことが困難となる。By aging the alloy material within this range, austenite is interfacially coherently precipitated in martensite through diffusion transformation, and a fine martensite/austenite composite structure is obtained, thereby achieving high tensile strength, which is the objective of the present invention. is effectively achieved. Note that if the temperature is lower than this range, the diffusion type transformation necessary for the present invention will not occur, or even if it occurs, it will take a long time for the transformation to proceed. Moreover, if this range is exceeded, the amount of reverse transformation that occurs in the non-diffusion type increases, making it difficult to effectively exhibit the high tension effect of the present invention.
この処理において、上記温度範囲での保持時間は特に限
定されるものではないが、０，１乃至１００００時間で
あることが好ましい。０．１時間未満では、拡散型逆変
態の進行が不足する虞があり、また、１００００時間を
超えた場合には経済的に不利である。In this treatment, the holding time in the above temperature range is not particularly limited, but is preferably 0.1 to 10,000 hours. If it is less than 0.1 hour, there is a risk that the progress of the diffusion type reverse transformation will be insufficient, and if it exceeds 10,000 hours, it is economically disadvantageous.
これら（ａ）、（ｂ）の処理に加えて、（ｃ） ３
マルテンサイト組織を形成する前の加工、及び（ｄ）マ
ルテンサイト組織を形成した後の加工のいずれか一方、
又は両方を行うことにより、−層大きい高張力化効果を
得ることができる。In addition to these (a) and (b) treatments, either (c) 3 processing before forming a martensitic structure, and (d) processing after forming a martensitic structure,
Or by doing both, it is possible to obtain a greater effect of increasing the tension.
（ｃ）の処理はＭｓ点以上の温度範囲、すなわちオース
テナイト域で行なう強化処理であり、オースフォーミン
グとして知られている。この場合に、加工量は１％以上
とする。これが１％よりも少なければこの処理による効
果を十分に達成することができない。The process (c) is a strengthening process performed in the temperature range above the Ms point, that is, in the austenite region, and is known as ausforming. In this case, the processing amount is 1% or more. If this is less than 1%, the effect of this treatment cannot be fully achieved.
（ｄ）の処理は、Ａｓ点以下の温度範囲、すなわちマル
テンサイトの状態で加工を行う強化処理である。この処
理においても加工量を１％以上とする。これが１％より
も少なければこの処理による効果を十分に達成すること
ができない。The process (d) is a strengthening process in which processing is performed in a temperature range below the As point, that is, in a martensite state. In this process as well, the processing amount is set to 1% or more. If this is less than 1%, the effect of this treatment cannot be fully achieved.
［実施例］ 以下、この発明の実施例について説明する。[Example] Examples of the present invention will be described below.
本発明の範囲内であるＦｅ−３１，１％Ｎｉ合金（０，
００３Ｃ−０，（１０３５Ｐ−０，０００７Ｓ−０，０
０１ＯＮ）をオーステナイト域に保持した後、−１９６
℃にサブゼロ ４
処理した。この処理によりレンズ状マルテンサイトが形
成された。その後、保持温度及び保持時間を変化させて
時効処理を行った合金サンプルを作成し、そのＴＳを測
定した。その結果を第１図に示す。Fe-31,1%Ni alloy (0,
003C-0, (1035P-0,0007S-0,0
01ON) in the austenite region, -196
Subzero 4°C treated. Lenticular martensite was formed by this treatment. Thereafter, alloy samples were prepared that were subjected to aging treatment while changing the holding temperature and holding time, and the TS thereof was measured. The results are shown in FIG.
第１図は、横軸に時効処理の保持時間をとり、縦軸にＴ
Ｓをとって、各処理温度における時効処理時間のＴＳに
及ぼす影響を示すグラフである。In Figure 1, the horizontal axis shows the holding time of aging treatment, and the vertical axis shows T.
FIG. 2 is a graph showing the influence of aging treatment time on TS at each treatment temperature, with respect to S. FIG.
時効処理を行わなかったものはＴＳが８５ｋｇ１’／ｍ
ｍ２と低いことがわかる。これに対し、Ａｓ２００℃か
らＡｓ＋５０℃の範囲内の温度（この組成の合金のＡｓ
は３９５℃であるから、この範囲は１９５℃〜４４５℃
に相当する）で時効処理することによりＴＳが１００ｋ
ｇｆ ／ｍｍ２付近又はそれ以上に強化されていること
を確認することができる。保持時間が０．１時間と短時
間のものでも１００ ｋｇｆ ／ ｉｍ２程度のＴＳが
得られている。The TS of the one without aging treatment is 85 kg1'/m
It can be seen that it is as low as m2. On the other hand, the temperature within the range of As200°C to As+50°C (As
is 395℃, so this range is from 195℃ to 445℃
TS is 100k by aging treatment with
It can be confirmed that the reinforcement is near or higher than gf/mm2. Even with a short holding time of 0.1 hour, a TS of about 100 kgf/im2 has been obtained.
最も引張強度が高いものは１７０ ｋｇｆ ／ ｍｍ２
であり、時効処理しないものに比較して８５ ｋｇｆ
／ｍｌ１１２も強化されたことになる。上述の温度範囲
を５
超える４５０℃で時効処理したものの引張強度は８０
ｋｇｆ ／ ｍｍ２程度であり、強化されていないこと
が確認された。The one with the highest tensile strength is 170 kgf/mm2
85 kgf compared to the one without aging treatment.
/ml112 was also strengthened. The tensile strength of the product aged at 450℃, which exceeds the above temperature range by 5 degrees, is 80℃.
kgf/mm2, and it was confirmed that it was not reinforced.
次に、上述のサンプルについてオーステナイトの体積分
率を測定した。なお、この値はＸ線回折のピーク強度比
から求めた。このようにして求めたオーステナイト体積
分率とＴＳとの関係を第２図に示す。Next, the volume fraction of austenite was measured for the above-mentioned sample. Note that this value was determined from the peak intensity ratio of X-ray diffraction. FIG. 2 shows the relationship between the austenite volume fraction and TS determined in this manner.
この第２図に示すように、オーステナイトの存在により
、その体積分率が１％程度の僅かな量であっても合金が
強化されるが、それが６０２６を超えるとＴＳが低くな
り、強化されていないことがわかる。つまり、マルテン
サイト＋オーステナイトの二相組織となることにより強
化されるが、オステナイトが過剰であると、その効果が
得られないことが確認・された。As shown in Figure 2, the presence of austenite strengthens the alloy even if its volume fraction is as small as 1%, but when it exceeds 6026, the TS decreases and the alloy is not strengthened. It turns out that it is not. In other words, it is strengthened by forming a two-phase structure of martensite + austenite, but it has been confirmed that this effect cannot be obtained if there is an excess of austenite.
次に、各サンプルについてＸ線回折によりＨＰＢ ［２
２０α］及び）（ＰＢ ［２２０γ］を測定し、これら
とＴＳの関係を求めた。その結果を第３図及び第４図に
示す。Next, HPB [2
20α] and )(PB [220γ] were measured, and the relationship between these and TS was determined. The results are shown in FIGS. 3 and 4.
１に
れらの図に示すように、ＨＰＢ ［２２０α］及びＩ（
ＰＢ ［２２０γ］が大きくなるに従って、ＴＳが高く
なることがわかる。また、処理温度が４５０℃以外のサ
ンプルは時効処理温度及びオーテナイト分率が本発明の
範囲内であり、高強度が得られていることがわかる。特
に、ＨＰＢ［２２０α コ ≧ １．１５（２θ ’
） 、 ＨＰＢ［２２０７］ ≧０．５５
（２θ’ ）（Ｄ範囲で１００ ｋｇｆ ／ ｍｍ２を
超える高い強度となっている。As shown in Figure 1, HPB [220α] and I(
It can be seen that as PB [220γ] increases, TS increases. Furthermore, it can be seen that the aging treatment temperatures and autenite fractions of samples treated at temperatures other than 450° C. are within the range of the present invention, and high strength is obtained. In particular, HPB[220α ko ≧ 1.15(2θ'
), HPB[2207] ≧0.55
(2θ') (High strength exceeding 100 kgf/mm2 in the D range.
次に、時効処理条件及び合金組成を種々変化させてＴＳ
を測定した結果について説明する。第１表は、この実験
に使用したサンプルの組成、時効処理条件及びＴＳの値
を示すものである。なお、いずれのサンプルも、９００
℃で加熱後、水焼き入れし、更に一１９６℃にサブゼロ
処理してマルテンサイトを形成してから時効処理を行っ
た。Next, the aging treatment conditions and alloy composition were variously changed, and TS
We will explain the results of measuring. Table 1 shows the composition, aging treatment conditions, and TS values of the samples used in this experiment. In addition, all samples are 900
After heating at 0.degree. C., water quenching was performed, and sub-zero treatment was performed at -196.degree. C. to form martensite, followed by aging treatment.
第１表
サンプル１．２は、第１図のデータに用いたものと同じ
組成の合金であり、サンプル１がこの発明の範囲内の処
理を行ったものであり、サンプル２はその範囲外の条件
で処理を行ったものである。Samples 1.2 in Table 1 are alloys with the same composition as that used for the data in Figure 1, and Sample 1 was processed within the scope of this invention, while Sample 2 was processed outside of that range. The processing was performed under certain conditions.
これらを比較すると、組成が同じでも時効処理条件によ
りＴＳに大きい差が現れ、本発明から外れるサンプル２
がほとんど強化されていないのに対し、本発明の範囲内
のサンプル１は著しく強化さ ８
７
れていることが確認された。Comparing these, even if the composition is the same, there is a large difference in TS depending on the aging treatment conditions, and Sample 2 is outside the scope of the present invention.
It was confirmed that Sample 1 within the scope of the present invention was significantly strengthened, whereas Sample 1 within the scope of the present invention was found to be significantly strengthened.
サンプル３〜８は合金のＮｉ含有量を１９．７から４０
．５％まで変化させたもので、時効処理は本発明の範囲
内である。Ｎｉ含有量が本発明の範囲内（２５〜３５％
）であるサンプル４〜６は、ＴＳが１４５．３〜１９３
． ７ｋｇｆ ／ｌｏ計２と著しく強化されているのに
対し、Ｎｉ含有量が本発明の範囲から外れるサンプル３
，７．８は全く強化されておらず、ＴＳが４９．３〜７
６．７ｋｇｆ／ＩＩＩＩＩ１２と極めて低い値であった
。For samples 3 to 8, the Ni content of the alloy was varied from 19.7 to 40.
．． The aging treatment is within the scope of the present invention. Ni content is within the range of the present invention (25 to 35%
), samples 4 to 6 have TS of 145.3 to 193.
．． Sample 3 is significantly strengthened with a total of 7 kgf/lo2, while sample 3 has a Ni content outside the range of the present invention.
,7.8 is not strengthened at all, TS is 49.3~7
The value was extremely low at 6.7 kgf/III12.
これらの結果から、合金の組成及び時効処理を本発明の
範囲内にすることにより、合金が著しく強化されること
が確認された。From these results, it was confirmed that the alloy can be significantly strengthened by adjusting the alloy composition and aging treatment within the scope of the present invention.
［発明の効果コ
この発明によれば、Ｆｅ−Ｎｉ合金において、マルテン
サイト＋オーステナイトニ相組織とし、オーステナイト
をマルテンサイト中へ超微細整合界面析出させるように
したので、合金の超高張力化を達成することができる。[Effects of the Invention] According to this invention, a Fe-Ni alloy has a martensite + austenite dual phase structure, and austenite is precipitated into martensite at an ultra-fine coherent interface, which makes it possible to increase the alloy's ultra-high tensile strength. can be achieved.
この合金は、従来の超高張力鋼のように析出強化を主体
とするもので９
はないので、従来の製造の困難性、及び経済性の問題を
解消することかできる。しかも、この合金は、二相組織
を有していることから、引張強度のみならず、靭性、耐
水素削性等にも優れている。Since this alloy is not mainly precipitation strengthened like conventional ultra-high tensile strength steels, it is possible to solve the conventional manufacturing difficulties and economical problems. Furthermore, since this alloy has a two-phase structure, it is excellent not only in tensile strength but also in toughness, hydrogen machining resistance, and the like.
第１図は時効処理の温度及び時間が合金の引張強度に与
える影響を示すための図、第２図は合金組織中のオース
テナイトの体積分率と合金の引張強度との関係を示すた
めの図、第３図は合金のＨＰＢ ［２２０α］と合金の
引張強度との関係を示すための図、第４図は合金のＨＰ
Ｂ ［２２０γ］と合金の引張強度との関係をボすため
の図である。Figure 1 is a diagram showing the influence of aging treatment temperature and time on the tensile strength of the alloy, and Figure 2 is a diagram showing the relationship between the volume fraction of austenite in the alloy structure and the tensile strength of the alloy. , Fig. 3 is a diagram showing the relationship between the HPB [220α] of the alloy and the tensile strength of the alloy, and Fig. 4 is a diagram showing the relationship between the HPB [220α] of the alloy and the tensile strength of the alloy.
B is a diagram for explaining the relationship between [220γ] and the tensile strength of an alloy.
Claims (6)
Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト中に
オーステナイトが超微細整合界面析出した二相組織を有
し、オーステナイトの体積分率が１乃至６０％であるこ
とを特徴とする超高張力二相組織合金。(1) Contains 25 to 35% Ni by weight, the remainder consists of Fe and unavoidable impurities, has a two-phase structure in which austenite is precipitated at an ultrafine coherent interface in martensite, and has a volume fraction of austenite. An ultra-high tensile strength dual-phase structure alloy characterized by having a 1% to 60%.
テンサイト相の［２２０］面のピークの半値幅をＨＰＢ
［２２０α］、及びオーステナイト相の［２２０］面の
ピークの半値幅をＨＰＢ［２２０γ］とし、いずれも２
θ°で表わした場合に、以下の式を満足することを特徴
とする請求項１に記載の超高張力二相組織合金。 ＨＰＢ［２２０α］≧１．１５ ＨＰＢ［２２０γ］≧０．５５(2) In X-ray diffraction targeting Co, the half-width of the peak of the [220] plane of the martensitic phase is determined by HPB.
[220α] and the half width of the peak of the [220] plane of the austenite phase are HPB[220γ], both of which are 2
The ultra-high tensile strength dual-phase alloy according to claim 1, which satisfies the following formula when expressed in θ°. HPB[220α]≧1.15 HPB[220γ]≧0.55
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持した後、室温まで冷却し、又はサブゼロ処
理してマルテンサイト組織を形成し、次いで以下の式で
表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効処理することを特徴
とする超高張力二相組織合金の製造方法。 Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０（ただし、 Ａｓは℃で示した無拡散型逆変態開始温度を表わす。）(3) After maintaining the alloy material containing 25 to 35% Ni by weight and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities in the austenite region, it is cooled to room temperature or subjected to subzero treatment to form a martensitic structure. and then aging treatment at a temperature T (° C.) within the range expressed by the following formula. As-200≦T≦As+50 (However, As represents the diffusion-free reverse transformation starting temperature in degrees Celsius.)
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上
の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し
、次いで以下の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で時効
処理することを特徴とする超高張力二相組織合金の製造
方法。 Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０（ただし、Ａｓは無拡散
型逆変態開始温度を表わす。）(4) An alloy material containing 25 to 35% Ni by weight and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities is maintained in the austenite region and processed by 1% or more in a temperature range equal to or higher than the martensitic transformation start temperature Ms. The ultra-high tensile two-phase method is characterized in that it is cooled to room temperature or subjected to sub-zero treatment to form a martensitic structure, and then subjected to aging treatment at a temperature T (°C) within the range expressed by the following formula. Method for producing textured alloys. As-200≦T≦As+50 (However, As represents the diffusion-free reverse transformation starting temperature.)
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持した後、室温まで冷却し、又はサブゼロ処
理してマルテンサイト組織を形成し、その後無拡散型逆
変態開始温度Ａｓ点以下の温度範囲で１％以上の加工を
施し、次いで以下の式で表わす範囲内の温度Ｔ（℃）で
時効処理することを特徴とする超高張力二相組織合金の
製造方法。Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０(5) After maintaining the alloy material containing 25 to 35% Ni by weight and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities in the austenite region, it is cooled to room temperature or subjected to subzero treatment to form a martensitic structure. The ultra-high-temperature alloy is then processed by 1% or more in a temperature range below the diffusion-free reverse transformation starting temperature As, and then aged at a temperature T (°C) within the range expressed by the following formula. A method for producing a tension dual-phase alloy. As-200≦T≦As+50
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる合金素材をオーステナ
イト域に保持し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上
の温度範囲で１％以上の加工を施した後、室温まで冷却
し、又はサブゼロ処理してマルテンサイト組織を形成し
、その後無拡散型逆変態開始温度Ａｓ点以下の温度範囲
で１％以上の加工を施し、次いで以下の式で表わす範囲
内の温度Ｔ（℃）で時効処理することを特徴とする超高
張力二相組織合金の製造方法。 Ａｓ−２００≦Ｔ≦Ａｓ＋５０(6) An alloy material containing 25 to 35% Ni by weight and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities is maintained in the austenite region and processed by 1% or more in a temperature range equal to or higher than the martensitic transformation start temperature Ms. After that, it is cooled to room temperature or subjected to sub-zero treatment to form a martensitic structure, and then processed by 1% or more in a temperature range below the non-diffusion reverse transformation starting temperature As point, and then by the following formula. A method for producing an ultra-high tensile strength dual-phase alloy, characterized by aging treatment at a temperature T (° C.) within the range shown below. As-200≦T≦As+50
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13891989A JPH036353A (en) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | Ultra high tensile dual-phase alloy and its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13891989A JPH036353A (en) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | Ultra high tensile dual-phase alloy and its manufacture |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH036353A true JPH036353A (en) | 1991-01-11 |
Family
ID=15233206
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13891989A Pending JPH036353A (en) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | Ultra high tensile dual-phase alloy and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH036353A (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6978897B2 (en) | 1999-08-25 | 2005-12-27 | Sony Computer Entertainment Inc. | Recording medium holder and information providing body |
| JP2022071774A (en) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Damping alloy and method for producing the same |
| JP2022071775A (en) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Damping alloy and method for producing the same |
-
1989
- 1989-05-31 JP JP13891989A patent/JPH036353A/en active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6978897B2 (en) | 1999-08-25 | 2005-12-27 | Sony Computer Entertainment Inc. | Recording medium holder and information providing body |
| JP2022071774A (en) * | 2020-10-28 | 2022-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Damping alloy and method for producing the same |
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