JPS59170244A - 強靭無Ｃｏマルエ−ジング鋼 - Google Patents
強靭無Ｃｏマルエ−ジング鋼Info
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- JPS59170244A JPS59170244A JP58042317A JP4231783A JPS59170244A JP S59170244 A JPS59170244 A JP S59170244A JP 58042317 A JP58042317 A JP 58042317A JP 4231783 A JP4231783 A JP 4231783A JP S59170244 A JPS59170244 A JP S59170244A
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- JP
- Japan
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- maraging steel
- toughness
- strength
- steel
- aging
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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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- 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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
本発明は特性がすぐれ、しかも安価に製造される新しい
成分系のマルエージング鋼に関する。
成分系のマルエージング鋼に関する。
１８０ Ｋｇ／１ｔｔｎ２程度の高強度を有する１８Ｎ
１（２５０Ｇｒａｄｅ ）マルエージング鋼は固溶化処
理状態では比較約款かく、機械加工や成形加工が容易で
あり、しかも１８０匂／ＩＩＩＩ＋２の高強度にするた
めには、との固溶化処理状態のものを５００℃前後の温
度に加熱（時効処理）するのみでよく、時効処理によっ
て寸法変化、歪み発生がほとんどないので、固溶化処理
状態での機械加工や成形加工は最終形状に仕上げること
ができるという大きな特徴を有している。また、時効処
理によって１８０に９７ｍｍ２の高強度になっても良好
な靭性を有する優れた材料である。しかしながら、成分
的には高価なｃｏ を多量に含有し、Ｎｉ やＭＯの
含有量も多いため、必然的に材料コストは高いものとな
っている。第１表に１８Ｎ１ マルエージング鋼の化学
成分を示す。
１（２５０Ｇｒａｄｅ ）マルエージング鋼は固溶化処
理状態では比較約款かく、機械加工や成形加工が容易で
あり、しかも１８０匂／ＩＩＩＩ＋２の高強度にするた
めには、との固溶化処理状態のものを５００℃前後の温
度に加熱（時効処理）するのみでよく、時効処理によっ
て寸法変化、歪み発生がほとんどないので、固溶化処理
状態での機械加工や成形加工は最終形状に仕上げること
ができるという大きな特徴を有している。また、時効処
理によって１８０に９７ｍｍ２の高強度になっても良好
な靭性を有する優れた材料である。しかしながら、成分
的には高価なｃｏ を多量に含有し、Ｎｉ やＭＯの
含有量も多いため、必然的に材料コストは高いものとな
っている。第１表に１８Ｎ１ マルエージング鋼の化学
成分を示す。
第１表 １８ Ｎｉ （２５０ＧｒａｃＬｅ） −＝ｒ
ルエージング鋼本発明は上記１８Ｎｉ（２５０Ｇｒａｄ
ｅ ） マルエージング鋼において、高価で、かつ必要
不可欠の成分といわれているＣｏ を敢えて添加せず、
ＮｉやＭｏも低い含有量に抑えて、しかも１８０Ｋｐ／
、ｍ”の高強度が得られ、良好な靭性を有する材料の開
発を目的として研究開発したものである。
ルエージング鋼本発明は上記１８Ｎｉ（２５０Ｇｒａｄ
ｅ ） マルエージング鋼において、高価で、かつ必要
不可欠の成分といわれているＣｏ を敢えて添加せず、
ＮｉやＭｏも低い含有量に抑えて、しかも１８０Ｋｐ／
、ｍ”の高強度が得られ、良好な靭性を有する材料の開
発を目的として研究開発したものである。
マルエージング鋼は時効処理によって微細な金属間化合
物を析出させることによって強度を確保しようとするも
のである。したがって金属間化合物を形成する適当な元
素（析出硬化に寄与する元素）を添加し、一旦高温に加
熱して添加元素を固溶させ（固溶化処理）、それを常温
まで冷却することによって合金元素を過飽和状態とし、
そのあと時効処理によって析出硬化させればよい。析出
硬化に寄与する元素としてはＭｏ、 Ｔｉ、 Ａｌ
等であって、これらを適当に添加すれば１８０ ＫＳ
Ｉ／１１１１１１２程度の強度は容易に得られることは
知られているが、良好な靭性を確保することは非常に難
かしく、一般には靭性の低い材料になシ構造用銅として
は使用に耐えないものとなる。
物を析出させることによって強度を確保しようとするも
のである。したがって金属間化合物を形成する適当な元
素（析出硬化に寄与する元素）を添加し、一旦高温に加
熱して添加元素を固溶させ（固溶化処理）、それを常温
まで冷却することによって合金元素を過飽和状態とし、
そのあと時効処理によって析出硬化させればよい。析出
硬化に寄与する元素としてはＭｏ、 Ｔｉ、 Ａｌ
等であって、これらを適当に添加すれば１８０ ＫＳ
Ｉ／１１１１１１２程度の強度は容易に得られることは
知られているが、良好な靭性を確保することは非常に難
かしく、一般には靭性の低い材料になシ構造用銅として
は使用に耐えないものとなる。
ＣＯとＭｏとには相乗−効果があって、これらが共存す
ると、時効処理によって高強度になると同時に、良好な
靭性が得られるといわれていて、１８Ｎｉ （２５０
Ｇｒａｄｅ）マルエージング鋼はＣＯとＭＯが添加され
、強度と靭性を兼ね備えた優れた材料となっている。
ると、時効処理によって高強度になると同時に、良好な
靭性が得られるといわれていて、１８Ｎｉ （２５０
Ｇｒａｄｅ）マルエージング鋼はＣＯとＭＯが添加され
、強度と靭性を兼ね備えた優れた材料となっている。
しかし、この相乗効果が果して靭性を良好にする効果が
あるのかどうかについては未だ判然としていない。Ｃｏ
が添加されることによって′ＭＯの強度に及ぼす効果
が助長されるが、強度増加に伴って起る靭性の必然的な
低下をＣＯが防止したかどうかについては詳かではない
。確かに１８ Ｎｉ （２５０Ｇｒａｄｅ’ ） −
ｚルエージング鋼においてＣｏ を減少させそのために
起る強度低下をＭｏ 添加量の増大によって補うことを
すれば、Ｍｏ の多量の添加によって高温でも固溶しな
いＭｏ リッチな金属間化合物が未溶解のまま残留す
る結果、靭性は低下する。それだからといってこれをＣ
ｏ （７）靭性に及ぼす相乗効果とすることは筋違い
といえる。
あるのかどうかについては未だ判然としていない。Ｃｏ
が添加されることによって′ＭＯの強度に及ぼす効果
が助長されるが、強度増加に伴って起る靭性の必然的な
低下をＣＯが防止したかどうかについては詳かではない
。確かに１８ Ｎｉ （２５０Ｇｒａｄｅ’ ） −
ｚルエージング鋼においてＣｏ を減少させそのために
起る強度低下をＭｏ 添加量の増大によって補うことを
すれば、Ｍｏ の多量の添加によって高温でも固溶しな
いＭｏ リッチな金属間化合物が未溶解のまま残留す
る結果、靭性は低下する。それだからといってこれをＣ
ｏ （７）靭性に及ぼす相乗効果とすることは筋違い
といえる。
材料の靭性は塑性変形において交叉すべわが容易である
かどうかによって決るといわれている。この考え方の上
に立ってマルエージング鋼を考えてみると、Ｎｉ の
添加は一般に交叉すベシを容易にするため靭性は向上す
るといわれているので、マルエージング鋼の良好な靭性
はとのＮ１ が多量に添加されていることにあるといえ
る。Ｎｉ 自体は時効によって硬化する元素とはな）
得ないので強度増加の目的から先に述べた硬化元素が添
加される。これら硬化元素の添加によって靭性が低下す
るとすれば、それはＮ１の靭性に寄与する効果をこれら
硬化元素が阻害するためと考えられる。阻害要因として
は、鉄中に固溶しているＮｉが何らかの状態で析出して
しまうならば鉄中のＮｉ 量は低下するので、析出に伴
う金属間化合物の形態に注目してみた。
かどうかによって決るといわれている。この考え方の上
に立ってマルエージング鋼を考えてみると、Ｎｉ の
添加は一般に交叉すベシを容易にするため靭性は向上す
るといわれているので、マルエージング鋼の良好な靭性
はとのＮ１ が多量に添加されていることにあるといえ
る。Ｎｉ 自体は時効によって硬化する元素とはな）
得ないので強度増加の目的から先に述べた硬化元素が添
加される。これら硬化元素の添加によって靭性が低下す
るとすれば、それはＮ１の靭性に寄与する効果をこれら
硬化元素が阻害するためと考えられる。阻害要因として
は、鉄中に固溶しているＮｉが何らかの状態で析出して
しまうならば鉄中のＮｉ 量は低下するので、析出に伴
う金属間化合物の形態に注目してみた。
１８Ｎ１ マルエージング鋼の時効において析出してく
る金属間化合物はＮ１３Ｍｏで６Ｄ、Ｔ１を含有するも
のではＮｉ３Ｔｉも析出してくるといわれている。時効
温度が低い場合には、この外にＮ１ リッチゾーンや
ＭＯリッチゾーンが析出してくる。Ｎ１ リッチゾー
ンは４６０℃以上の温度では現われなくなる。したがっ
て、靭性に関与する鉄中のＮ１ 含有量という観点から
問題となる金属間化合物はＮ１３ＭｏとＮｉ３Ｔｉでお
る。
る金属間化合物はＮ１３Ｍｏで６Ｄ、Ｔ１を含有するも
のではＮｉ３Ｔｉも析出してくるといわれている。時効
温度が低い場合には、この外にＮ１ リッチゾーンや
ＭＯリッチゾーンが析出してくる。Ｎ１ リッチゾー
ンは４６０℃以上の温度では現われなくなる。したがっ
て、靭性に関与する鉄中のＮ１ 含有量という観点から
問題となる金属間化合物はＮ１３ＭｏとＮｉ３Ｔｉでお
る。
そこで、１８Ｎ１ マルエージング鋼を析出硬化させた
ときに形成される金属間化合物がすべてＮ１３Ｍｏ 、
Ｎｉ３Ｔｉ と仮定し、ＣＯはこれら析出を単に
助長する効果のみ有するものとして、析出後の鉄中（Ｍ
ａｔｒｉｘ中）の固溶Ｎ１に対応し得るパラメータＮｉ
ｒｅｓｔを案出し、多くの１８Ｎ１ マルエージング
鋼について切欠引張強度（切欠靭性に対応する値）とこ
のＮｉ ｒｅｓｔの関係を求めると第１図の結果が得ら
れる。
ときに形成される金属間化合物がすべてＮ１３Ｍｏ 、
Ｎｉ３Ｔｉ と仮定し、ＣＯはこれら析出を単に
助長する効果のみ有するものとして、析出後の鉄中（Ｍ
ａｔｒｉｘ中）の固溶Ｎ１に対応し得るパラメータＮｉ
ｒｅｓｔを案出し、多くの１８Ｎ１ マルエージング
鋼について切欠引張強度（切欠靭性に対応する値）とこ
のＮｉ ｒｅｓｔの関係を求めると第１図の結果が得ら
れる。
Ｎｉ ｒｅＢｔは次式によった。
Ｎｉ ｒｅＢｔ −Ｎｉ９Ｊ１５＆６９ ＝３（Ｍｏ＄
−１−０，３２２０ｏ％）／９５．９５−３Ｔ１％／４
ｚ ｑ ・・・（１）但し、チはＭａｓｓ％（質量
％）である。
−１−０，３２２０ｏ％）／９５．９５−３Ｔ１％／４
ｚ ｑ ・・・（１）但し、チはＭａｓｓ％（質量
％）である。
Ｎｉ ｒｅｓｔは切欠靭性と明確な関係があること、良
好な靭性、すなわち切欠引張強度６１１０ ＭＰａ以上
〔ＭＰａ（メガパスカル）Ｓｉ単位による応力の単位で
Ｉ Ｋ４ｆ／１ｍｌ −９，８０６６５ＭＰａ 〕の値
を満たすＮｉ ｒｅｓｔは０以上であればよいこと、中
でもＮｉ ｒｅｓｔ 〉０．０１で大きな切欠引張強度
となることが第１図の下のグラフから判る。一方Ｎ１
を基地中に固溶させることによシ材料を急激に粘くする
ことができ、それに伴って材料が若干軟化するが、切欠
引張強度がＮｉ ｒｅｓｔ Ｏ近傍で急激に向上するに
対し、硬度は直線的に徐々に低下するのみで、Ｎ１ｒ８
Ｉｌ］ｔＯ以上とすることに何ら支障はないことを第１
図の上のグラフは示している。
好な靭性、すなわち切欠引張強度６１１０ ＭＰａ以上
〔ＭＰａ（メガパスカル）Ｓｉ単位による応力の単位で
Ｉ Ｋ４ｆ／１ｍｌ −９，８０６６５ＭＰａ 〕の値
を満たすＮｉ ｒｅｓｔは０以上であればよいこと、中
でもＮｉ ｒｅｓｔ 〉０．０１で大きな切欠引張強度
となることが第１図の下のグラフから判る。一方Ｎ１
を基地中に固溶させることによシ材料を急激に粘くする
ことができ、それに伴って材料が若干軟化するが、切欠
引張強度がＮｉ ｒｅｓｔ Ｏ近傍で急激に向上するに
対し、硬度は直線的に徐々に低下するのみで、Ｎ１ｒ８
Ｉｌ］ｔＯ以上とすることに何ら支障はないことを第１
図の上のグラフは示している。
なお第１図には８０ｒ系のマルエージング鋼についても
プロットされている。第１図に使用した材料の主要成分
を第２表に示す。
プロットされている。第１図に使用した材料の主要成分
を第２表に示す。
第２表 第１図に使用した材料の主要成分とＮｉ ｒｅ
ｓｔ値 本発明は上記の知見に基き為されたもので、マルエージ
ング鋼の成分系を全、く−新することにより、焼入れに
よるひずみを発生させることな〈従来と同等の強度及び
靭性を確保すると共に、高価なＣＯを全く使用せず、か
つＮｉ、ＭＯなどを低く抑えることによシ極めて安価な
マルエージング鋼を開発したものである。
ｓｔ値 本発明は上記の知見に基き為されたもので、マルエージ
ング鋼の成分系を全、く−新することにより、焼入れに
よるひずみを発生させることな〈従来と同等の強度及び
靭性を確保すると共に、高価なＣＯを全く使用せず、か
つＮｉ、ＭＯなどを低く抑えることによシ極めて安価な
マルエージング鋼を開発したものである。
すなわち本発明は質量比でＮ１１１〜１５チ、Ｃｒ ［
１，５〜４チ、Ｍｏ ０．５〜５．５ ％、Ｔｉ［Ｌ
５〜２チ、ＯＯ，０５％以下、Ｍｎ１％以下、ｓｉＯ，
５％以下、残部が不純物元素および随伴元素を除いてＦ
ｅ からなり、 ２８Ｍ０％＋８０Ｔｉ係≧１５０ なる式を満たす強靭熱ＣＯマルエージング鋼用合金に関
するものである。
１，５〜４チ、Ｍｏ ０．５〜５．５ ％、Ｔｉ［Ｌ
５〜２チ、ＯＯ，０５％以下、Ｍｎ１％以下、ｓｉＯ，
５％以下、残部が不純物元素および随伴元素を除いてＦ
ｅ からなり、 ２８Ｍ０％＋８０Ｔｉ係≧１５０ なる式を満たす強靭熱ＣＯマルエージング鋼用合金に関
するものである。
本発明によるマルエージング鋼は前記のように次の化学
組成を有する。
組成を有する。
ニッケル（Ｎｉ） １１．０〜１５．０％クロム
（Ｏｒ） ０．５〜４．０％モリブデン（Ｍｏ）
０．５〜５．５％チタニウム（Ｔｘ） ｏ、ｓ〜２
．０係炭素 （ｃ ） ｏ、 ｏ ｓ係上
下マンガン（Ｍｎ） １．０％以下 珪素 （ｓｉ） ａｓ％以下鉄 （Ｆｅ
） 残部 但し、Ｎ１ は次式を満足しなければならない。
（Ｏｒ） ０．５〜４．０％モリブデン（Ｍｏ）
０．５〜５．５％チタニウム（Ｔｘ） ｏ、ｓ〜２
．０係炭素 （ｃ ） ｏ、 ｏ ｓ係上
下マンガン（Ｍｎ） １．０％以下 珪素 （ｓｉ） ａｓ％以下鉄 （Ｆｅ
） 残部 但し、Ｎ１ は次式を満足しなければならない。
またＭｏとＴ１は次式を満足しなければならない。
２８Ｍ０チ十８０Ｔ１％≧１５０ ・・・（３
）Ｎ１ は靭性の向上に有効な元素であるが、不必要
に多量に含有させる必要はない。（３）式を満足するＭ
ｏ、Ｔｉ含有量が（２）式を満足するＮ１ 含有量であ
れば良好な靭性を確保できる材料となる。
）Ｎ１ は靭性の向上に有効な元素であるが、不必要
に多量に含有させる必要はない。（３）式を満足するＭ
ｏ、Ｔｉ含有量が（２）式を満足するＮ１ 含有量であ
れば良好な靭性を確保できる材料となる。
Ｏｒ は固溶化処理温度から冷却したときに材料はマ
ルテンサイト組織に変態しなければならないが、変態開
始温度（Ｍｓ点という）があまりにも高過ぎると冷却途
上で析出反応が起セ、材料特性が劣化するおそれがある
ので、Ｍｓ 点を少くとも３５０℃以下にするためにＭ
ｓ 点調整としてＣｒ を添加する。Ｍｓ 点はＮｉ
、Ｍｏ。
ルテンサイト組織に変態しなければならないが、変態開
始温度（Ｍｓ点という）があまりにも高過ぎると冷却途
上で析出反応が起セ、材料特性が劣化するおそれがある
ので、Ｍｓ 点を少くとも３５０℃以下にするためにＭ
ｓ 点調整としてＣｒ を添加する。Ｍｓ 点はＮｉ
、Ｍｏ。
Ｔｉ によって変化するので、（２）、 （３）式から
決るＮｉ、 Ｍｏ、 Ｔｉ 量に応じてＯｒ の添
加量が決る。
決るＮｉ、 Ｍｏ、 Ｔｉ 量に応じてＯｒ の添
加量が決る。
ＭｏとＴ１は析出硬化元素であって、これらの量が少い
と強度が不足するので少くとも（３）式を満足しなけれ
ばならないが、これが逆に多過ぎれば靭性が劣化するの
で（２）式にょシ制限される。
と強度が不足するので少くとも（３）式を満足しなけれ
ばならないが、これが逆に多過ぎれば靭性が劣化するの
で（２）式にょシ制限される。
Ｃは本材料には不必要な元素であって少い程よい。しか
し極度に低下させることは材料製造コストをいたずらに
上げるので、上限を０．０５係とした。Ｃが高過ぎると
固溶化処理状態での材料強度が上昇し、加工や成形性が
悪くなるが、だからといって従来のマルエージング鋼に
決められている値（（ＬＯ３％以下）はど低下させる必
要もないので０．０５ ％を上限とした。従来けａＨ靭
性を劣化させる元素と考えられていたために極力低下さ
せる必要があるとされていたが、Ｃけ必ずしも靭性を劣
化させないことが判明した。
し極度に低下させることは材料製造コストをいたずらに
上げるので、上限を０．０５係とした。Ｃが高過ぎると
固溶化処理状態での材料強度が上昇し、加工や成形性が
悪くなるが、だからといって従来のマルエージング鋼に
決められている値（（ＬＯ３％以下）はど低下させる必
要もないので０．０５ ％を上限とした。従来けａＨ靭
性を劣化させる元素と考えられていたために極力低下さ
せる必要があるとされていたが、Ｃけ必ずしも靭性を劣
化させないことが判明した。
本材料は必ずしも真空溶解法によって製造する必要はな
いので、大気溶解で必要となるＭｎ。
いので、大気溶解で必要となるＭｎ。
Ｓｌ を少量許容した。
第３表は新しく開発した１３Ｎ１系無ｃｏ マルエー
ジング鋼の化学成分とＮｉ ｒｅｓｔ値を示す。
ジング鋼の化学成分とＮｉ ｒｅｓｔ値を示す。
参考に１８Ｎｉ （２５０Ｇｒａｄ’ｅ ）マルエー
ジング鋼の化学成分とＮｉ ｒｅｓｔ値を示す。
ジング鋼の化学成分とＮｉ ｒｅｓｔ値を示す。
Ｎｉ ｒｅＳｔ値でみる限シ開発した１６Ｎｉ系無Ｃｏ
マルエージング鋼は良好なものと考えられ、１８Ｎｉ
（２５０Ｇｒａｄｅ ）よりもむしろ優れているこ
とが予想される。
マルエージング鋼は良好なものと考えられ、１８Ｎｉ
（２５０Ｇｒａｄｅ ）よりもむしろ優れているこ
とが予想される。
第４表は開発した１３Ｎｉ系無ｃｏ マルエージング鋼
の機械的性質を示す。強度は１８０ Ｋｇ／祁２で、切
欠靭性としての破壊靭性ＫＩＣは３６０ Ｋｇ宣４２の
優れた値を示す。
の機械的性質を示す。強度は１８０ Ｋｇ／祁２で、切
欠靭性としての破壊靭性ＫＩＣは３６０ Ｋｇ宣４２の
優れた値を示す。
本合金は通常の大気溶解法で製造することが可能である
が、クリティカルな部品に使用する場合、特に疲労強度
がクリティカルなものでは非金属介在物を減少させる必
要から、真空溶解法によって製造することが望ましい。
が、クリティカルな部品に使用する場合、特に疲労強度
がクリティカルなものでは非金属介在物を減少させる必
要から、真空溶解法によって製造することが望ましい。
材料は固溶化処理を行う必要がある。第３表に示した材
料の変態点と固溶化処理後の機械的性質を第５表に示す
。
料の変態点と固溶化処理後の機械的性質を第５表に示す
。
第 ５ 表
開発材料の変態点（ＭＢ点）と固溶化処理後の機械的性
質 ＭＢ Ａは２２３〜２５３℃であシ、良好な温度といえ
る。また、このＭＢ 点があまり低く過ぎると、固溶化
処理後に行う時効処理において十分に析出強化しない。
質 ＭＢ Ａは２２３〜２５３℃であシ、良好な温度といえ
る。また、このＭＢ 点があまり低く過ぎると、固溶化
処理後に行う時効処理において十分に析出強化しない。
例えばＭＢ点が１００℃以下ではそのような危険がでて
くるので、２２３〜２５３℃はその意味で最適の温度と
いえる。
くるので、２２３〜２５３℃はその意味で最適の温度と
いえる。
上記Ｎｈ１．１Ｖｉ１１２鋼種の時効処理処理温度と強
度〔引張強さくＴ、Ｓ、）、耐力（Ｙ、Ｓ、）〕ならび
に破壊靭性（Ｋ工０ ）の関係を第２図、第３図に示す
。
度〔引張強さくＴ、Ｓ、）、耐力（Ｙ、Ｓ、）〕ならび
に破壊靭性（Ｋ工０ ）の関係を第２図、第３図に示す
。
強度は第２図に示すように５００℃時効において約１８
０ Ｋｇ／１ａｎ２の高い値を示す。破壊靭性は時効温
度４８０℃以下では低く脆性破壊しているが、Ｎｉ
リッチゾーンの析出によるマトリックス中のＮ１低下に
もとすくもので、Ｎ１ リッチゾーンは４８０℃以上
の温度ではもはや析出しないので、時効温度を４８０℃
以上にする限シ脆性破壊の危険はない。最高の強度を示
す５００℃時効においてはＫＩｃは３６０ Ｖ４ｙ’；
ｒｍ／ｌｔｍ２以上の良好な値を示す。したがって本開
発合金は少くとも４８０℃以上の温度で時効処理する限
り高強度で高靭性の優れた材料特性が得られる。
０ Ｋｇ／１ａｎ２の高い値を示す。破壊靭性は時効温
度４８０℃以下では低く脆性破壊しているが、Ｎｉ
リッチゾーンの析出によるマトリックス中のＮ１低下に
もとすくもので、Ｎ１ リッチゾーンは４８０℃以上
の温度ではもはや析出しないので、時効温度を４８０℃
以上にする限シ脆性破壊の危険はない。最高の強度を示
す５００℃時効においてはＫＩｃは３６０ Ｖ４ｙ’；
ｒｍ／ｌｔｍ２以上の良好な値を示す。したがって本開
発合金は少くとも４８０℃以上の温度で時効処理する限
り高強度で高靭性の優れた材料特性が得られる。
本発明のマルエージング鋼はミサイルモータケース、航
空機高強度部品、エンジンシャフト、ヘリコプタ−ドラ
イブシャフト、スプリング、アミルグイキャストダイス
、プラスチックモールドダイス、原子力関係、石油製造
関係に用いることができる。
空機高強度部品、エンジンシャフト、ヘリコプタ−ドラ
イブシャフト、スプリング、アミルグイキャストダイス
、プラスチックモールドダイス、原子力関係、石油製造
関係に用いることができる。
第１図け１８Ｎｉ マルエージン鋼（０）、８０ｒ
“フルエージング鋼のＮｉ ｒｅｓｔと切欠引張強度
訃よび硬さとの関係を示すグラフである。第２図、第３
図は本発明のマルエージング鋼の時効温度と引張強さお
よび耐力、破壊靭性との関係を示すグラフである。 復代理人 内 １） 明 復代理人 萩 原 亮 −
“フルエージング鋼のＮｉ ｒｅｓｔと切欠引張強度
訃よび硬さとの関係を示すグラフである。第２図、第３
図は本発明のマルエージング鋼の時効温度と引張強さお
よび耐力、破壊靭性との関係を示すグラフである。 復代理人 内 １） 明 復代理人 萩 原 亮 −
Claims (1)
- （１）質量比でＮｉ１１ Ｎ１５％、Ｏｒ ０．５
Ｎ４チ、ＭｏＯ，５〜５．５チ、Ｔ１０．５〜２チ、Ｃ
０１０５チ以下、Ｍｕ １％以下、日ｉ０．５％以下
、残部が不純物元素および随伴元素を除いてＦｅ か
らなシ、 ２８Ｍ０チ十８０Ｔ１チ≧１５０ なる式を満たす強靭熱ＣＯマルエージング鋼用合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58042317A JPS59170244A (ja) | 1983-03-16 | 1983-03-16 | 強靭無Ｃｏマルエ−ジング鋼 |
| US06/586,999 US4579590A (en) | 1983-03-16 | 1984-03-07 | High strength cobalt-free maraging steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58042317A JPS59170244A (ja) | 1983-03-16 | 1983-03-16 | 強靭無Ｃｏマルエ−ジング鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59170244A true JPS59170244A (ja) | 1984-09-26 |
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