JPH0561344B2 - - Google Patents
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- JPH0561344B2 JPH0561344B2 JP60050542A JP5054285A JPH0561344B2 JP H0561344 B2 JPH0561344 B2 JP H0561344B2 JP 60050542 A JP60050542 A JP 60050542A JP 5054285 A JP5054285 A JP 5054285A JP H0561344 B2 JPH0561344 B2 JP H0561344B2
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Classifications
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-
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は、超塑性加工用２相ステンレス鋼およ
びその熱間加工法に関する。 （従来の技術） 一般に、２相ステンレス鋼は、その最終工程で
1000〜1100℃近辺に加熱後急冷する溶体化処理を
施して使用され、その状態でα相とγ相の２相を
呈している。このような２相ステンレス鋼は、耐
食性に優れた効果を発揮するのみならず、強度、
靭性および溶接性など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、種々の分野で
の需要が増大している。しかし、２相組織である
ためいわゆる難加工材の分類に属するものとして
も知られているように、その加工の面から用途が
著しく制限されることがあつた。 そこで２相ステンレス鋼の有する上記特性を備
えた製品の量産手段を模索した今までの研究結果
をふまえ、例えば熱間加工に有害なＳやＯなどの
不純物を低減する対策がとられるようになつてき
て、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つてきている
が、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、未だに能率や歩留の
悪い機械加工や鋳物に頼らざるを得ないのが現状
であつた。 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その研究の進歩が著しい
超塑性加工を利用した方法の適用が２相ステンレ
ス鋼に対しても研究されており、400〜500％とい
うある程度の超塑性を示すことが既に報告されて
いる（例えばG.I.Smith，B.Norgate and N.
Redley：Met.Sci.，10（1976），182〜）。 しかしながら、従来知られている材料では、例
えば10-4〜10-5S-1という極めて遅い歪速度で若
干の超塑性としての性質が得られるのみであり、
その能率の悪さから、実用化されていない。 （発明が解決しようとする課題） 本発明は、上述のような状況の下でなされたも
のであり、その主たる目的は２相ステンレス鋼に
十分な歪速度で任意の形状を安定して付与し得る
超塑性を利用した熱間加工法と、同時にそれに適
した超塑性挙動を示す２相ステンレス鋼を提供す
ることにある。 （問題を解決するための手段） 本発明者は、そのような観点から、超塑性変形
に適した２相ステンレス鋼の成分について模索し
ながら、固溶Ｎの影響について鋭意研究を重ねた
きた。なお、従来は、通常の熱間加工工程におけ
る材料の熱間変形能を確保する目的で、Ｎを低減
したり、あるいはＮを窒化物として固定するため
にTi等の窒化物生成元素を添加した材料で研究
が行われてきた。 ここに、本発明者らは、固溶Ｎ量をある程度以
上確保した２相ステンレス鋼を所定の変形条件で
加工すると極めて容易に超塑性が得られることを
見い出して本発明を完成したのである。 よつて、本発明は、最も広義には、Fe，Cr，
Niを主成分とし、かつ固溶Ｎ含有量が0.05〜0.25
％（本明細書においては、特にことわりがない限
り、「％」は「重量％」を意味するものとする）
であり、α（フエライト相）とγ（オーステナイ
ト）相の２相を呈する２相ステンレス鋼を700℃
以上、フエライト単相となる温度−100℃以下の
温度域に加熱し、１×10-6S-1以上、１×100S-1
未満の歪速度で変形することを特徴とする２相ス
テンレス鋼の熱間加工法およびそのための２相ス
テンレス鋼である。 本発明により優れた超塑性を示すためには２相
ステンレス鋼としては高Ｎでありかつ超塑性変形
中にα＋γの２相を呈するものであればよいこと
を既に述べた。したがつて、本発明での２相ステ
ンレス鋼とは上述の塑性変形中に２相となればい
ずれのものであつてもよいが、好ましくはα相と
γ相の量比がほぼ等しいものである。 好ましくは、本発明で対象となる２相ステンレ
ス鋼にはNi：４〜18％、Cr：15〜35％、Si≦５
％、Mn≦５％、固溶Ｎ：0.05〜0.25％であつて、
これらの成分の他に必要に応じて、Mo≦6.0％お
よび／またはＷ≦1.0％、Cu≦１％以下、さらに
Ti≦0.5％、Zr≦0.5％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5
％からなる群から選ばれた１種以上のうちの少な
くとも１を含有し、さらには少量のRe，Ceおよ
びCaや不可避的不純物を含むものも包含される。 さらに好ましくは、Ni：６〜９％、Cr：22〜
27％、Mo：１〜４％、Ｎ：0.1〜0.20％および脱
酸剤としての少量（0.5〜1.5％程度）のSiやMn
を含むものである。 （作用） 次に、本発明における鋼組成および加工条件の
限定理由について説明する。 本発明に係る２相ステンレス鋼の主成分をFe，
CrおよびNiと：限定したのは、他の元素を用い
た組合せでもα相とγ相の２相混合組織を得るこ
とができるけれども、それによつて得られる材料
の性質とコストを考慮した場合に、Fe，Cr，Ni
の３元素を主成分とする方が有利となるからであ
る。 Ni：４〜18％ 超塑性に必要に２相組織を得るために重要なオ
ーステナイト生成元素であり、含有量が４％未満
であるとその効果が認められず、一方18％超添加
するとコストの上昇を招く。そこで、本発明で
は、Ni含有量を４％以上18％以下と限定する。 Cr：15〜35％ ２相組織を得るために重要なフエライト生成元
素であり、かつ材料に耐食性を付与するのに不可
欠な元素である。その含有量が15％未満であると
かかる効果が認められず、一方35％超添加すると
冷間加工性が著しく劣化する。そこで、本発明で
は、Cr含有量を15％以上35％以下と限定する。 Si≦５％ Siは脱酸元素であり、かつ安価にフエライト生
成作用を奏する元素である。したがつて、２相組
織を得るためにはCrの代替として添加してもよ
い。しかし、５％超添加すると強度が上昇して冷
間加工性を著しく劣化させる。そこで、本発明で
は、Si含有量を５％以下と限定する。好ましくは
1.5％以下である。 Mn≦５％ MnにはＳ等の有害元素をMnSとして固定して
熱間脆化を防止する効果があるため、0.5％程度
は添加することは有効である。また、オーステナ
イト生成作用も奏するので、Niの替わりに添加
してもよい。しかし、過剰に添加すると、コスト
の上昇を招く。そこで、本発明では、Mn含有量
は５％以下と限定する。好ましくは２％以下であ
る。 固溶Ｎ：0.05〜0.25％ Ｎは固溶して鋼中に存在すると強力なオーステ
ナイト生成元素であり、かつ鋼中を容易に動くこ
とができる軽い元素であることから、積極的に添
加して超塑性に適した微細２相組織とすることが
できるため、本発明においては最も重要な元素で
ある。しかし、固溶Ｎ量が0.05％未満ではかかる
効果が認められず超塑性が特にくく、一方0.25％
超添加することは工業的に困難であり、たとえ添
加することができたとしても、CrNを生成して加
工性や耐食性等の諸性能を劣化されるおそれがあ
る。そこで、本発明では、固溶Ｎ量は、0.05％以
上0.25％以下と限定する。なお、固溶Ｎ量は、
0.1〜0.2％の範囲で含有するのが好ましい。Zr，
Ti，Nb，Ｖなど最小量添加してＮのうちの一部
を窒化物として固定しても実効的に固溶Ｎ量が上
記範囲を確保することができればもちろん本発明
において制限するものでない。 上記以外の組成は、Feおよび不可避的不純物
である。 以上の組成を有する本発明にかかる超組成加工
用２相ステンレス鋼は、これらの元素以外にさら
に必要に応じて、Mo≦6.0％および／またはＷ≦
1.0％，Cu≦１％，Ti≦0.5％，Zr≦0.5％，Nb≦
0.5％およびＶ≦0.5％からなる群から選ばれた１
種以上を含有してもよい。以下、これらの元素に
ついて説明する。 Mo≦6.0％および／またはＷ≦1.0％ Moは、Crと同様にフエライト生成元素であり
２相組織を作るのに有効であるばかりでなく、同
時に耐食性の確保にも重要な元素であり、本発明
では必要に応じて添加されるが、多量に添加し過
ぎると熱間加工中にδ相が析出して加工性が劣化
する等の弊害が生じ、さらにコストの上昇を招く
ため、本発明では、Mo含有量の上限を6.0％と限
定する。好ましくは、１％以上４％以下である。 Ｗは、耐食性の確保のために必要に応じて添加
される元素であるが、1.0％を超えて添加しても
効果が薄く、コストの上昇を招くことになる。そ
こで、本発明では、Ｗ含有量の上限を1.0％と限
定する。 Cu≦１％ Cuは、Ｗと同様に、耐食性の確保のために必
要に応じて添加される元素であるが、１％を超え
て添加しても効果が薄く、コストの上昇を招くこ
とになる。そこで、本発明では、Cu含有量の上
限を１％と限定する。 Ti≦0.5％，Zr≦0.5％，Nb≦0.5％およびＶ≦0.5
％からなる群から選ばれた１種以上 これらの元素はいずれも炭化物を形成してＣを
固定する作用を有し、必要に応じて添加される。
しかし、本発明ではこれらの元素をそれぞれ0.5
％を超えて添加すると超塑性特性の向上に有用な
固溶Ｎまでも固定してしまうことになる。そこ
で、本発明では、これらの元素のそれぞれの上限
を0.5％と限定する。 さらに好ましくは、熱間加工中である1000℃近
辺のα相とγ相の相比がほぼ等しくなるように、 Cr eq＝Cr＋Mo＋1.5Si Ni eq＝Ni＋0.5Mn＋30C＋25N で示されるCr eqがNi eqの約３倍となるものが
より好ましい。このような限定は、熱間変形を好
ましくするのみならず、製品の所要性質の確保の
点でも重要であり、両面から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Ni，Mn，
Ｃ，Ｎなどのうち軽い元素であるＣやＮの量が高
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。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。一般にはＣ≦0.05％とす
る。 このように２相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２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、高Ｎであることが重要な条
件となる。 ２相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。この場合は変形中にα→γ＋
δ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、材料に延性を
もたらした後、α相は消失してγ＋δの２相状態
となつた後は相対的に軟いγ相中の硬いδ相の分
散球状化が行なわれる。γ相はα＋γ2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軽い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、δ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 eq３×Ni eqとなつて
いることが条件となる。 上述の条件を満たす成分系の２相ステンレス鋼
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、
通常のインゴツト法あるいはCC法で得られた鋼
塊を熱間鍛造や熱間圧延によつて板、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、再容体化、もしくははその後に700℃
以下の低温域で軽度の加工を施した方がより大き
な効果が得られるとがある。 変形温度域を700℃以上、α単相となる温度−
100℃以下としたのは700℃未満では超塑性に必要
な上述の析出や再結晶などの熱活性化過程の働き
が不充分となつて、超塑性が得にくくなるからで
あり、一方、上記上限を超えるとγ相の量が極端
に減つて第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（ξ）を10-6〜100S-1未満とし
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つて超塑性が得にく
くなるからである。一般に実用上好ましいのは、
10-4〜10-1S-1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、上記歪速
度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。 本発明によつて加工した製品の後処理として
は、特に必要としないが、場合によつてはスケー
ル除去の場合の酸洗やδ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
つ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も
の以上に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具体的に説
明する。 実施例 １ 第１表に示す成分の６種類の鋼を実験室の高周
波炉で大気溶解し、それぞれ50Kgのインゴツトと
した。これに熱間鍛造と熱間圧延を加え直径10mm
の棒鋼としたものから平行部が直径５mm×長さ20
mm丸棒引張試験片を採取し、種々の温度に加熱し
て引張変形し、その伸びと加工条件との関連につ
いて調べた。900℃と1100℃で歪速度（ξ）１×
10-2S-1で変形したときの伸びと固溶Ｎ量との関
係を第１図にグラフにまとめて示す。 図示結果からも明らかなように固溶Ｎ量の増大
に従つて超塑性伸びが大きくなつており、固溶Ｎ
の効果が大なることがわかる。従来、超塑性伸び
が高々500％であつたものが、固溶Ｎ量が0.05％
以上になると、加熱温度900℃のときですでに500
％超の伸びがみられる。しかもこれは10-2S-1と
いう比較的速い変形速度で得られるのである。 なお、Ni含有量を変えたことによる上記以上
の有意差はみられなかつた。
びその熱間加工法に関する。 （従来の技術） 一般に、２相ステンレス鋼は、その最終工程で
1000〜1100℃近辺に加熱後急冷する溶体化処理を
施して使用され、その状態でα相とγ相の２相を
呈している。このような２相ステンレス鋼は、耐
食性に優れた効果を発揮するのみならず、強度、
靭性および溶接性など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、種々の分野で
の需要が増大している。しかし、２相組織である
ためいわゆる難加工材の分類に属するものとして
も知られているように、その加工の面から用途が
著しく制限されることがあつた。 そこで２相ステンレス鋼の有する上記特性を備
えた製品の量産手段を模索した今までの研究結果
をふまえ、例えば熱間加工に有害なＳやＯなどの
不純物を低減する対策がとられるようになつてき
て、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つてきている
が、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、未だに能率や歩留の
悪い機械加工や鋳物に頼らざるを得ないのが現状
であつた。 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その研究の進歩が著しい
超塑性加工を利用した方法の適用が２相ステンレ
ス鋼に対しても研究されており、400〜500％とい
うある程度の超塑性を示すことが既に報告されて
いる（例えばG.I.Smith，B.Norgate and N.
Redley：Met.Sci.，10（1976），182〜）。 しかしながら、従来知られている材料では、例
えば10-4〜10-5S-1という極めて遅い歪速度で若
干の超塑性としての性質が得られるのみであり、
その能率の悪さから、実用化されていない。 （発明が解決しようとする課題） 本発明は、上述のような状況の下でなされたも
のであり、その主たる目的は２相ステンレス鋼に
十分な歪速度で任意の形状を安定して付与し得る
超塑性を利用した熱間加工法と、同時にそれに適
した超塑性挙動を示す２相ステンレス鋼を提供す
ることにある。 （問題を解決するための手段） 本発明者は、そのような観点から、超塑性変形
に適した２相ステンレス鋼の成分について模索し
ながら、固溶Ｎの影響について鋭意研究を重ねた
きた。なお、従来は、通常の熱間加工工程におけ
る材料の熱間変形能を確保する目的で、Ｎを低減
したり、あるいはＮを窒化物として固定するため
にTi等の窒化物生成元素を添加した材料で研究
が行われてきた。 ここに、本発明者らは、固溶Ｎ量をある程度以
上確保した２相ステンレス鋼を所定の変形条件で
加工すると極めて容易に超塑性が得られることを
見い出して本発明を完成したのである。 よつて、本発明は、最も広義には、Fe，Cr，
Niを主成分とし、かつ固溶Ｎ含有量が0.05〜0.25
％（本明細書においては、特にことわりがない限
り、「％」は「重量％」を意味するものとする）
であり、α（フエライト相）とγ（オーステナイ
ト）相の２相を呈する２相ステンレス鋼を700℃
以上、フエライト単相となる温度−100℃以下の
温度域に加熱し、１×10-6S-1以上、１×100S-1
未満の歪速度で変形することを特徴とする２相ス
テンレス鋼の熱間加工法およびそのための２相ス
テンレス鋼である。 本発明により優れた超塑性を示すためには２相
ステンレス鋼としては高Ｎでありかつ超塑性変形
中にα＋γの２相を呈するものであればよいこと
を既に述べた。したがつて、本発明での２相ステ
ンレス鋼とは上述の塑性変形中に２相となればい
ずれのものであつてもよいが、好ましくはα相と
γ相の量比がほぼ等しいものである。 好ましくは、本発明で対象となる２相ステンレ
ス鋼にはNi：４〜18％、Cr：15〜35％、Si≦５
％、Mn≦５％、固溶Ｎ：0.05〜0.25％であつて、
これらの成分の他に必要に応じて、Mo≦6.0％お
よび／またはＷ≦1.0％、Cu≦１％以下、さらに
Ti≦0.5％、Zr≦0.5％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5
％からなる群から選ばれた１種以上のうちの少な
くとも１を含有し、さらには少量のRe，Ceおよ
びCaや不可避的不純物を含むものも包含される。 さらに好ましくは、Ni：６〜９％、Cr：22〜
27％、Mo：１〜４％、Ｎ：0.1〜0.20％および脱
酸剤としての少量（0.5〜1.5％程度）のSiやMn
を含むものである。 （作用） 次に、本発明における鋼組成および加工条件の
限定理由について説明する。 本発明に係る２相ステンレス鋼の主成分をFe，
CrおよびNiと：限定したのは、他の元素を用い
た組合せでもα相とγ相の２相混合組織を得るこ
とができるけれども、それによつて得られる材料
の性質とコストを考慮した場合に、Fe，Cr，Ni
の３元素を主成分とする方が有利となるからであ
る。 Ni：４〜18％ 超塑性に必要に２相組織を得るために重要なオ
ーステナイト生成元素であり、含有量が４％未満
であるとその効果が認められず、一方18％超添加
するとコストの上昇を招く。そこで、本発明で
は、Ni含有量を４％以上18％以下と限定する。 Cr：15〜35％ ２相組織を得るために重要なフエライト生成元
素であり、かつ材料に耐食性を付与するのに不可
欠な元素である。その含有量が15％未満であると
かかる効果が認められず、一方35％超添加すると
冷間加工性が著しく劣化する。そこで、本発明で
は、Cr含有量を15％以上35％以下と限定する。 Si≦５％ Siは脱酸元素であり、かつ安価にフエライト生
成作用を奏する元素である。したがつて、２相組
織を得るためにはCrの代替として添加してもよ
い。しかし、５％超添加すると強度が上昇して冷
間加工性を著しく劣化させる。そこで、本発明で
は、Si含有量を５％以下と限定する。好ましくは
1.5％以下である。 Mn≦５％ MnにはＳ等の有害元素をMnSとして固定して
熱間脆化を防止する効果があるため、0.5％程度
は添加することは有効である。また、オーステナ
イト生成作用も奏するので、Niの替わりに添加
してもよい。しかし、過剰に添加すると、コスト
の上昇を招く。そこで、本発明では、Mn含有量
は５％以下と限定する。好ましくは２％以下であ
る。 固溶Ｎ：0.05〜0.25％ Ｎは固溶して鋼中に存在すると強力なオーステ
ナイト生成元素であり、かつ鋼中を容易に動くこ
とができる軽い元素であることから、積極的に添
加して超塑性に適した微細２相組織とすることが
できるため、本発明においては最も重要な元素で
ある。しかし、固溶Ｎ量が0.05％未満ではかかる
効果が認められず超塑性が特にくく、一方0.25％
超添加することは工業的に困難であり、たとえ添
加することができたとしても、CrNを生成して加
工性や耐食性等の諸性能を劣化されるおそれがあ
る。そこで、本発明では、固溶Ｎ量は、0.05％以
上0.25％以下と限定する。なお、固溶Ｎ量は、
0.1〜0.2％の範囲で含有するのが好ましい。Zr，
Ti，Nb，Ｖなど最小量添加してＮのうちの一部
を窒化物として固定しても実効的に固溶Ｎ量が上
記範囲を確保することができればもちろん本発明
において制限するものでない。 上記以外の組成は、Feおよび不可避的不純物
である。 以上の組成を有する本発明にかかる超組成加工
用２相ステンレス鋼は、これらの元素以外にさら
に必要に応じて、Mo≦6.0％および／またはＷ≦
1.0％，Cu≦１％，Ti≦0.5％，Zr≦0.5％，Nb≦
0.5％およびＶ≦0.5％からなる群から選ばれた１
種以上を含有してもよい。以下、これらの元素に
ついて説明する。 Mo≦6.0％および／またはＷ≦1.0％ Moは、Crと同様にフエライト生成元素であり
２相組織を作るのに有効であるばかりでなく、同
時に耐食性の確保にも重要な元素であり、本発明
では必要に応じて添加されるが、多量に添加し過
ぎると熱間加工中にδ相が析出して加工性が劣化
する等の弊害が生じ、さらにコストの上昇を招く
ため、本発明では、Mo含有量の上限を6.0％と限
定する。好ましくは、１％以上４％以下である。 Ｗは、耐食性の確保のために必要に応じて添加
される元素であるが、1.0％を超えて添加しても
効果が薄く、コストの上昇を招くことになる。そ
こで、本発明では、Ｗ含有量の上限を1.0％と限
定する。 Cu≦１％ Cuは、Ｗと同様に、耐食性の確保のために必
要に応じて添加される元素であるが、１％を超え
て添加しても効果が薄く、コストの上昇を招くこ
とになる。そこで、本発明では、Cu含有量の上
限を１％と限定する。 Ti≦0.5％，Zr≦0.5％，Nb≦0.5％およびＶ≦0.5
％からなる群から選ばれた１種以上 これらの元素はいずれも炭化物を形成してＣを
固定する作用を有し、必要に応じて添加される。
しかし、本発明ではこれらの元素をそれぞれ0.5
％を超えて添加すると超塑性特性の向上に有用な
固溶Ｎまでも固定してしまうことになる。そこ
で、本発明では、これらの元素のそれぞれの上限
を0.5％と限定する。 さらに好ましくは、熱間加工中である1000℃近
辺のα相とγ相の相比がほぼ等しくなるように、 Cr eq＝Cr＋Mo＋1.5Si Ni eq＝Ni＋0.5Mn＋30C＋25N で示されるCr eqがNi eqの約３倍となるものが
より好ましい。このような限定は、熱間変形を好
ましくするのみならず、製品の所要性質の確保の
点でも重要であり、両面から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Ni，Mn，
Ｃ，Ｎなどのうち軽い元素であるＣやＮの量が高
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。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。一般にはＣ≦0.05％とす
る。 このように２相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２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、高Ｎであることが重要な条
件となる。 ２相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。この場合は変形中にα→γ＋
δ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、材料に延性を
もたらした後、α相は消失してγ＋δの２相状態
となつた後は相対的に軟いγ相中の硬いδ相の分
散球状化が行なわれる。γ相はα＋γ2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軽い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、δ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 eq３×Ni eqとなつて
いることが条件となる。 上述の条件を満たす成分系の２相ステンレス鋼
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、
通常のインゴツト法あるいはCC法で得られた鋼
塊を熱間鍛造や熱間圧延によつて板、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、再容体化、もしくははその後に700℃
以下の低温域で軽度の加工を施した方がより大き
な効果が得られるとがある。 変形温度域を700℃以上、α単相となる温度−
100℃以下としたのは700℃未満では超塑性に必要
な上述の析出や再結晶などの熱活性化過程の働き
が不充分となつて、超塑性が得にくくなるからで
あり、一方、上記上限を超えるとγ相の量が極端
に減つて第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（ξ）を10-6〜100S-1未満とし
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つて超塑性が得にく
くなるからである。一般に実用上好ましいのは、
10-4〜10-1S-1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、上記歪速
度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。 本発明によつて加工した製品の後処理として
は、特に必要としないが、場合によつてはスケー
ル除去の場合の酸洗やδ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
つ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も
の以上に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具体的に説
明する。 実施例 １ 第１表に示す成分の６種類の鋼を実験室の高周
波炉で大気溶解し、それぞれ50Kgのインゴツトと
した。これに熱間鍛造と熱間圧延を加え直径10mm
の棒鋼としたものから平行部が直径５mm×長さ20
mm丸棒引張試験片を採取し、種々の温度に加熱し
て引張変形し、その伸びと加工条件との関連につ
いて調べた。900℃と1100℃で歪速度（ξ）１×
10-2S-1で変形したときの伸びと固溶Ｎ量との関
係を第１図にグラフにまとめて示す。 図示結果からも明らかなように固溶Ｎ量の増大
に従つて超塑性伸びが大きくなつており、固溶Ｎ
の効果が大なることがわかる。従来、超塑性伸び
が高々500％であつたものが、固溶Ｎ量が0.05％
以上になると、加熱温度900℃のときですでに500
％超の伸びがみられる。しかもこれは10-2S-1と
いう比較的速い変形速度で得られるのである。 なお、Ni含有量を変えたことによる上記以上
の有意差はみられなかつた。
【表】
次に、変形条件について検討するために、全く
同様の方法で第２表に示す鋼を調整し、熱間鍛造
および熱間圧延によつて厚さ12mmの鋼板とし、
1250℃で30分間の溶体化処理後水冷・酸洗を行
い、厚さ６mmまで50％の冷間圧延を施したものか
ら平行部長さが10mmの引張試験片を用意して、温
度（Ｔ）と歪速度（ξ）との種々の条件下で引張
試験を行い全伸びを求めた。 得られた結果を第２図にグラフにまとめて示
す。この図は、ξとＴのグラフ中に伸びの等高線
として描いたものであり、これにより700〜1200
℃、ξ＜101S-1以下で良好な結果が得られるとが
分かる。例えば、900℃で歪速度1.5×10-2S-1と
いう極めて有利な加工条件で1000％以上のもの、
歪速度５×10-3S-1で実に2000％以上もの超塑性
伸びが得られるのである。 本発明によれば超塑性を示す変形速度の範囲が
著しく高歪速度側まで広がるので工業的な意味は
極めて大きいのである。 なお、本供試鋼は1350℃に加熱したときにα単
相となり、それ以下ではα＋γの２相を呈するこ
とを別々に行つた熱処理後の金相試験で確かめ
た。
同様の方法で第２表に示す鋼を調整し、熱間鍛造
および熱間圧延によつて厚さ12mmの鋼板とし、
1250℃で30分間の溶体化処理後水冷・酸洗を行
い、厚さ６mmまで50％の冷間圧延を施したものか
ら平行部長さが10mmの引張試験片を用意して、温
度（Ｔ）と歪速度（ξ）との種々の条件下で引張
試験を行い全伸びを求めた。 得られた結果を第２図にグラフにまとめて示
す。この図は、ξとＴのグラフ中に伸びの等高線
として描いたものであり、これにより700〜1200
℃、ξ＜101S-1以下で良好な結果が得られるとが
分かる。例えば、900℃で歪速度1.5×10-2S-1と
いう極めて有利な加工条件で1000％以上のもの、
歪速度５×10-3S-1で実に2000％以上もの超塑性
伸びが得られるのである。 本発明によれば超塑性を示す変形速度の範囲が
著しく高歪速度側まで広がるので工業的な意味は
極めて大きいのである。 なお、本供試鋼は1350℃に加熱したときにα単
相となり、それ以下ではα＋γの２相を呈するこ
とを別々に行つた熱処理後の金相試験で確かめ
た。
【表】
実施例 ２
高周波炉で大気溶解を行い、第３表に示す各種
組成の50Kgインゴツトを溶製し、熱間鍛造および
熱間圧延を施して厚さが12mmの熱延鋼板とし、
1250℃で30分間保持する溶体化処理を行い、水冷
し、続いて酸洗によりスケール除去後冷間圧延を
施し厚さが６mmの冷延鋼板を製造した。 この冷延鋼板から平行部長さが10mmに引張試験
片を各鋼種それぞれ３枚ずつ作成し、いずれも加
熱温度：1000℃、歪速度：８×10-3S-1で引張試
験を実施し、伸びを測定した。 測定結果を第３表にまとめて示す。なお、第３
表において、伸び率とは各鋼種とも試験片３枚の
平均値である。また、前記冷延鋼板がα＋γの２
相を呈することは別に行つた金相試験で確かめ
た。
組成の50Kgインゴツトを溶製し、熱間鍛造および
熱間圧延を施して厚さが12mmの熱延鋼板とし、
1250℃で30分間保持する溶体化処理を行い、水冷
し、続いて酸洗によりスケール除去後冷間圧延を
施し厚さが６mmの冷延鋼板を製造した。 この冷延鋼板から平行部長さが10mmに引張試験
片を各鋼種それぞれ３枚ずつ作成し、いずれも加
熱温度：1000℃、歪速度：８×10-3S-1で引張試
験を実施し、伸びを測定した。 測定結果を第３表にまとめて示す。なお、第３
表において、伸び率とは各鋼種とも試験片３枚の
平均値である。また、前記冷延鋼板がα＋γの２
相を呈することは別に行つた金相試験で確かめ
た。
【表】
【表】
【表】
＊＊：素材圧延段階でσ脆化により著しい割れを
生じ試験できず。
第３表から明らかなように、本発明例の各鋼種
はいずれも高い伸び率を示している。一方、固溶
Ｎが本発明で規定する範囲外である比較例では、
伸びが極端に悪い。以上より、本発明の効果が明
らかである。 （発明の効果） かくして、本発明によれば、耐食性などの諸性
質が優れているにもかかわらず、難加工材とされ
ていた故にその適用分野が今１つ制限されていた
２相ステンレス鋼に塑性加工のみによつて極めて
複雑な形状を簡単かつ容易に付与し得ることが可
能となり、その適用分野を一層拡大できるなど工
業上有利な効果がもたらされるのである。
生じ試験できず。
第３表から明らかなように、本発明例の各鋼種
はいずれも高い伸び率を示している。一方、固溶
Ｎが本発明で規定する範囲外である比較例では、
伸びが極端に悪い。以上より、本発明の効果が明
らかである。 （発明の効果） かくして、本発明によれば、耐食性などの諸性
質が優れているにもかかわらず、難加工材とされ
ていた故にその適用分野が今１つ制限されていた
２相ステンレス鋼に塑性加工のみによつて極めて
複雑な形状を簡単かつ容易に付与し得ることが可
能となり、その適用分野を一層拡大できるなど工
業上有利な効果がもたらされるのである。
第１図は、超塑性変形したときの固溶Ｎ量と伸
び量との関係を示すグラフ；および第２図は、超
塑性変形したときの伸び量を変形温度および歪速
度に対して示すグラフである。
び量との関係を示すグラフ；および第２図は、超
塑性変形したときの伸び量を変形温度および歪速
度に対して示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、固溶Ｎ：0.05〜0.25％、
残部Fe及び不可避的不純物からなるα（フエライ
ト）相とγ（オーステナイト）相の２相を呈する、
超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ２ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、Mo≦6.0％およびＷ≦1.0
％の１種または２種、固溶Ｎ：0.05〜0.25％、残
部Fe及び不可避的不純物からなるα（フエライ
ト）相とγ（オーステナイト）相の２相を呈する、
超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ３ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、Cu≦１％、固溶Ｎ：0.05
〜0.25％、残部Fe及び不可避的不純物からなるα
（フエライト）相とγ（オーステナイト）相の２相
を呈する、超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ４ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、Mo≦6.0％およびＷ≦1.0
％の１種または２種、Cu≦１％、固溶Ｎ：0.05〜
0.25％、残部Fe及び不可避的不純物からなるα
（フエライト）相とγ（オーステナイト）相の２相
を呈する。超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ５ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、さらにTi≦0.5％、Zr≦
0.5％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5％からなる群か
ら選ばれた１種以上、固溶Ｎ：0.05〜0.25％、残
部Fe及び不可避的不純物からなるα（フエライ
ト）相とγ（オーステナイト）相の２相を呈する、
超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ６ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、Mo≦6.0％およびＷ≦1.0
％の１種または２種、さらにTi≦0.5％、Zr≦0.5
％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5％からなる群から選
ばれた１種以上、固溶Ｎ：0.05〜0.25％、残部Fe
及び不可避的不純物からなるα（フエライト）相
とγ（オーステナイト）相の２相を呈する、超塑
性加工用２相ステンレス鋼。 ７ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、Cu≦１％、さらにTi≦
0.5％、Zr≦0.5％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5％か
らなる群から選ばれた１種以上、固溶Ｎ：0.05〜
0.25％、残部Fe及び不可避的不純物からなるα
（フエライト）相とγ（オーステナイト）相の２相
を呈する、超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ８ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、Mo≦6.0％およびＷ≦1.0
％の１種または２種、Cu≦１％、さらにTi≦0.5
％、Zr≦0.5％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5％から
なる群から選ばれた１種以上、固溶Ｎ：0.05〜
0.25％、残部Fe及び不可避的不純物からなるα
（フエライト）相とγ（オーステナイト）相の２相
を呈する、超塑性加工用２相ステンレス鋼。 ９ 重量％で、Ni：４〜18％、Cr：15〜35％、
Si≦５％、Mn≦５％、固溶Ｎ：0.05〜0.25％、
残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼組成を有
する超塑性加工用２相ステンレス鋼を700℃以上、
フエライト単相となる温度−100℃以下の温度域
に加熱し、１×10-6S-1以上、１×100S-1未満の
歪速度で変形することを特徴とする超塑性加工用
２相ステンレス鋼の熱間加工法。 １０ 前記鋼組成がさらに、Mo≦6.0％およびＷ
≦1.0％の１種または２種を含む特許請求の範囲
第９項記載の超塑性加工用２相ステンレス鋼の熱
間加工法。 １１ 前記鋼組成がさらに、Cu≦１％を含む特
許請求の範囲第９項または第１０項記載の超塑性
加工用２相ステンレス鋼の熱間加工法。 １２ 前記鋼組成がさらに、Ti≦0.5％、Zr≦0.5
％、Nb≦0.5％およびＶ≦0.5％からなる群から選
ばれた１種以上を含む特許請求の範囲第９〜１１
項のいずれかに記載の超塑性加工用２相ステンレ
ス鋼の熱間加工法。 １３ 前記温度域が800〜1100℃である、特許請
求の範囲第９〜１２項のいずれかに記載の超塑性
加工用２相ステンレス鋼の熱間加工法。 １４ 前記歪速度が10-4S-1以上、100S-1未満で
ある、特許請求の範囲第９〜１３項のいずれかに
記載の超塑性加工用２相ステンレス鋼の熱間加工
法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60050542A JPS61210158A (ja) | 1985-03-15 | 1985-03-15 | 超塑性２相ステンレス鋼およびその熱間加工法 |
| US06/802,747 US4722755A (en) | 1985-03-15 | 1985-11-29 | Hot working method for superplastic duplex phase stainless steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60050542A JPS61210158A (ja) | 1985-03-15 | 1985-03-15 | 超塑性２相ステンレス鋼およびその熱間加工法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61210158A JPS61210158A (ja) | 1986-09-18 |
| JPH0561344B2 true JPH0561344B2 (ja) | 1993-09-06 |
Family
ID=12861896
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60050542A Granted JPS61210158A (ja) | 1985-03-15 | 1985-03-15 | 超塑性２相ステンレス鋼およびその熱間加工法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4722755A (ja) |
| JP (1) | JPS61210158A (ja) |
Families Citing this family (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2173816B (en) * | 1985-03-28 | 1989-06-21 | Sumitomo Metal Ind | Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor |
| JPS63249688A (ja) * | 1987-04-03 | 1988-10-17 | Reiko Co Ltd | 転写材料 |
| US5413649A (en) * | 1993-07-29 | 1995-05-09 | Massachusetts Institute Of Technology | Method for enhancing superplasticity in composites |
| JP2614416B2 (ja) * | 1994-07-04 | 1997-05-28 | 日本冶金工業株式会社 | 超塑性２相ステンレス鋼板の製造方法 |
| US5850755A (en) * | 1995-02-08 | 1998-12-22 | Segal; Vladimir M. | Method and apparatus for intensive plastic deformation of flat billets |
| JP2007521140A (ja) * | 2003-12-22 | 2007-08-02 | キャボット コーポレイション | 高い完全度のスパッタリングターゲット材料及びそれを大量に製造する方法 |
| CN101374611B (zh) | 2006-03-07 | 2015-04-08 | 卡伯特公司 | 制备变形金属制品的方法 |
| JP5211841B2 (ja) * | 2007-07-20 | 2013-06-12 | 新日鐵住金株式会社 | 二相ステンレス鋼管の製造方法 |
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