JPS6315986B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6315986B2 JPS6315986B2 JP58042317A JP4231783A JPS6315986B2 JP S6315986 B2 JPS6315986 B2 JP S6315986B2 JP 58042317 A JP58042317 A JP 58042317A JP 4231783 A JP4231783 A JP 4231783A JP S6315986 B2 JPS6315986 B2 JP S6315986B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- strength
- maraging steel
- precipitation
- rest
- 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.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
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。 180Kg／mm2程度の高強度を有する18Ni
（250Grade）マルエージング鋼は固溶化処理状態
では比較的軟かく、機械加工や成形加工が容易で
あり、しかも180Kg／mm2の高強度にするためには、
こ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
つて寸法変化、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、時効処理によつて180Kg／mm2の高
強度になつ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つている。第１表
に18Niマルエージング鋼の化学成分を示す。
る新しい成分系のマルエージング鋼に関する。 180Kg／mm2程度の高強度を有する18Ni
（250Grade）マルエージング鋼は固溶化処理状態
では比較的軟かく、機械加工や成形加工が容易で
あり、しかも180Kg／mm2の高強度にするためには、
こ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
つて寸法変化、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、時効処理によつて180Kg／mm2の高
強度になつ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つている。第１表
に18Niマルエージング鋼の化学成分を示す。
【表】
本発明は上記18Ni（250Grade）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180Kg／mm2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つて微細な金
属間化合物を析出させることによつて強度を確保
しようとするものである。したがつて金属間化合
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
ことによつて合金元素を過飽和状態とし、そのあ
と時効処理によつ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
つて、これらを適当に添加すれば180Kg／mm2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り構造用鋼としては使
用に耐えないものとなる。 CoとMoとには相乗効果があつて、これらが共
存すると、時効処理によつ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（250Grade）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
なつている。 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つてMoの強
度に及ぼす効果が助長されるが、強度増加に伴つ
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18Ni
（250Grade）マ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
大によつて補うことをすれば、Moの多量の添加
によつて高温でも固溶しないMoリツチな金属間
化合物が未溶解のまま残留する結果、靭性は低下
する。それだからといつてこれをCoの靭性に及
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りが容
易であるかどうかによつて決るといわれている。
この考え方の上に立つ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べりを容易
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このNiが多量
に添加されていることにあるといえる。Ni自体
は時効によつて硬化する元素とはなり得ないので
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つて靭性が低下
するとすれば、それはNi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。 18Ni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Ni3Moであり、Ti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Niリツ
チゾーンやMoリツチゾーンが析出してくる。Ni
リツチゾーンは460℃以上の温度では現われなく
なる。したがつて、靭性に関与する鉄中のNi含
有量という観点から問題となる金属間化合物は
Ni3MoとNi3Tiである。そこで、18Ni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Ni3Mo，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（Matrix中）の固溶Niに
対応し得るパラメータNi restを案出し、多くの
18Ni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 restは次式によつた。 Ni rest＝Ni％／58.69−３（Mo％ ＋0.322Co
％）／95.95−3Ti％／47.9 …(1) 但し、％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600Mpa以上
〔Mpa（メガパスカル）Si単位による応力の単位
で１Kgｆ／mm2＝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Niを基地中に固溶
させることにより材料を急激に粘くすることがで
き、それに伴つて材料が若干軟化するが、切欠引
張強度がNi rest0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、Ni rest0
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8Cr系のマルエージング鋼につ
いてもプロツトされている。第１図に使用した材
料の主要成分を第２表に示す。
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180Kg／mm2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つて微細な金
属間化合物を析出させることによつて強度を確保
しようとするものである。したがつて金属間化合
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
ことによつて合金元素を過飽和状態とし、そのあ
と時効処理によつ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
つて、これらを適当に添加すれば180Kg／mm2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り構造用鋼としては使
用に耐えないものとなる。 CoとMoとには相乗効果があつて、これらが共
存すると、時効処理によつ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（250Grade）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
なつている。 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つてMoの強
度に及ぼす効果が助長されるが、強度増加に伴つ
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18Ni
（250Grade）マ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
大によつて補うことをすれば、Moの多量の添加
によつて高温でも固溶しないMoリツチな金属間
化合物が未溶解のまま残留する結果、靭性は低下
する。それだからといつてこれをCoの靭性に及
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りが容
易であるかどうかによつて決るといわれている。
この考え方の上に立つ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べりを容易
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このNiが多量
に添加されていることにあるといえる。Ni自体
は時効によつて硬化する元素とはなり得ないので
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つて靭性が低下
するとすれば、それはNi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。 18Ni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Ni3Moであり、Ti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Niリツ
チゾーンやMoリツチゾーンが析出してくる。Ni
リツチゾーンは460℃以上の温度では現われなく
なる。したがつて、靭性に関与する鉄中のNi含
有量という観点から問題となる金属間化合物は
Ni3MoとNi3Tiである。そこで、18Ni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Ni3Mo，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（Matrix中）の固溶Niに
対応し得るパラメータNi restを案出し、多くの
18Ni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 restは次式によつた。 Ni rest＝Ni％／58.69−３（Mo％ ＋0.322Co
％）／95.95−3Ti％／47.9 …(1) 但し、％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600Mpa以上
〔Mpa（メガパスカル）Si単位による応力の単位
で１Kgｆ／mm2＝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Niを基地中に固溶
させることにより材料を急激に粘くすることがで
き、それに伴つて材料が若干軟化するが、切欠引
張強度がNi rest0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、Ni rest0
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8Cr系のマルエージング鋼につ
いてもプロツトされている。第１図に使用した材
料の主要成分を第２表に示す。
【表】
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一新することによ
り、焼入れによるひずみを発生させることなく従
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
えることにより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Ni11〜15％、Cr0.5
〜４％、Mo0.5〜5.5％、Ti0.5〜２％、C0.05％以
下、Mn1％以下、Si0.1％未満、残部が不純物元
素および随伴元素を除いてFeからなり、 Ni（％）≧（３×Mo％／95.95＋３×Ti％／47.9）×58.
69 28Mo％＋80Ti％≧150 なる式を満たす強靭無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。 ニツケル（Ni） 11.0〜15.0％ クロム（Cr） 0.5〜4.0％ モリブデン（Mo） 0.5〜5.5％ チタニウム（Ti） 0.5〜2.0％ 炭素(c) 0.05％以下 マンガン（Mn） 1.0％以下 珪素（Si） 0.1％未満 鉄（Fe） 残部 但し、Niは、前記のように、Ni restの式(1)か
ら導かれる次式を満足しなければならない。 Ni（％）≧（３×Mo％／95.95＋３×Ti％／47.9） ×58.69 …(2) すなわち、前記した通り、(1)式から得られる
Ni restの関係を求めると、第１図に示すように、
靭性の尺度としての切欠引張強度はNi restに強
く支配されるため、良好な靭性を有する鋼として
はNi restは少くとも０以上を必要とすることが
判る。そして、本発明では、Coを添加しない鋼
とするために(1)式からCoを０とした(2)式が靭性
の尺度として有効であることが導き出せるのであ
る。 またMoとTiは、F.R.Morralが提案した式より
求められる次式を満足しなければならない。 28Mo％＋80Ti％≧150 …(3) すなわち、F.R.Morralは「Cobalt，21（1963），
190」にて18％Niマルエージング鋼の強度（耐
力）と成分の関係について、 σy（Ksi）＝15.1＋9.1Co％＋28.3Mo％ ＋80.1Ti％ …(4) の式を提案しているが、本発明では、少くとも耐
力160Kgｆ／mm2（230Ksi）を有し、かつCoを含ま
ない鋼とするために、(4)式から(3)式を求めたので
ある。 Niは靭性向上には不可欠の元素であるが、(2)
式、(3)式から算出できる最低のNi含有量８〜10
％よりも、実際には含有量を多くしなければ、
180Kgｆ／mm2程度の高強度を確保しようとする場
合に靭性が劣化してしまう。しかし、必要以上に
含有させると、オーステナイトが残留するように
なり、強度が低下傾向になる。従つて、Niの上
限は15％とし、下限は良好な靭性を安定して得る
ために、11％とした。 Cr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り、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Ms点調整としてCrを添
加する。また、Crは高温時効相の析出を促進さ
せる効果をも有している。この高温時効相の析出
を促進させる結果、靭性劣化を助長し、かつ遅れ
破壊感受性を高めるTi低温相の析出を抑制する
ので、靭性と耐遅れ破壊性を向上させる上でCr
の添加は不可欠である。しかし、Crが多量に添
加されると、成分系によつてはフエライト相が晶
出してきて、靭性を劣化させるので、上限は4.0
％とした。また高温相析出促進効果を有効利用す
るためには最低0.5％を必要とする。なお、上記
のMs点はNi，Mo，Tiによつて変化するので、
(2)、(3)式から決るNi，Mo，Ti量に応じてCrの
添加量が決る。Moは析出硬化元素であり、不可
欠であるが、また同時に不純物析出に伴う靭性劣
化防止効果もあり、これらの効果を得るために最
低0.5％必要である。ただし、多量に添加すると、
溶体化処理においても固溶しない不溶性Moの金
属間化合物が晶出し、靭性を劣化させるので、上
限は5.5％とした。Moの最適量は２〜４％であ
る。 TiはMoと同様析出硬化元素であり、不可欠で
あるが、多量に添加されると靭性劣化を来たし、
かつ遅れ破壊感受性が高まるので、最高は2.0％
とした。また、Tiを添加しないでMoのみで析出
硬化を図ると多量のMoを必要とし、上記の不溶
性Moの金属間化合物が晶出してしまうので、Ti
は少くとも0.5％必要とする。Tiの最適量は0.8〜
1.9％である。 なお、MoとTiとの合計量は少い
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)式により制限される。 Siは不可避不純物であり、少ない程好ましい
が、完全に０とすることは技術的に困難であるた
め、本発明では0.1％未満とした。 Ｃは本材料には不必要な元素であつて少い程よ
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％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
いつて従来のマルエージング鋼に決められている
値（0.03％以下）ほど低下させる必要もないので
0.05％を上限とした。従来はＣは靭性を劣化させ
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は必ずしも靭性を劣
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つて製造する
必要はないので、大気溶解で必要となるMn，Si
を少量許容した。 第３表は新しく開発した13Ni系無Coマルエー
ジング鋼の化学成分とNi rest値を示す。参考に
18Ni（250Grade）マルエージング鋼の化学成分
とNi rest値を示す。
ルエージング鋼の成分系を全く一新することによ
り、焼入れによるひずみを発生させることなく従
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
えることにより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Ni11〜15％、Cr0.5
〜４％、Mo0.5〜5.5％、Ti0.5〜２％、C0.05％以
下、Mn1％以下、Si0.1％未満、残部が不純物元
素および随伴元素を除いてFeからなり、 Ni（％）≧（３×Mo％／95.95＋３×Ti％／47.9）×58.
69 28Mo％＋80Ti％≧150 なる式を満たす強靭無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。 ニツケル（Ni） 11.0〜15.0％ クロム（Cr） 0.5〜4.0％ モリブデン（Mo） 0.5〜5.5％ チタニウム（Ti） 0.5〜2.0％ 炭素(c) 0.05％以下 マンガン（Mn） 1.0％以下 珪素（Si） 0.1％未満 鉄（Fe） 残部 但し、Niは、前記のように、Ni restの式(1)か
ら導かれる次式を満足しなければならない。 Ni（％）≧（３×Mo％／95.95＋３×Ti％／47.9） ×58.69 …(2) すなわち、前記した通り、(1)式から得られる
Ni restの関係を求めると、第１図に示すように、
靭性の尺度としての切欠引張強度はNi restに強
く支配されるため、良好な靭性を有する鋼として
はNi restは少くとも０以上を必要とすることが
判る。そして、本発明では、Coを添加しない鋼
とするために(1)式からCoを０とした(2)式が靭性
の尺度として有効であることが導き出せるのであ
る。 またMoとTiは、F.R.Morralが提案した式より
求められる次式を満足しなければならない。 28Mo％＋80Ti％≧150 …(3) すなわち、F.R.Morralは「Cobalt，21（1963），
190」にて18％Niマルエージング鋼の強度（耐
力）と成分の関係について、 σy（Ksi）＝15.1＋9.1Co％＋28.3Mo％ ＋80.1Ti％ …(4) の式を提案しているが、本発明では、少くとも耐
力160Kgｆ／mm2（230Ksi）を有し、かつCoを含ま
ない鋼とするために、(4)式から(3)式を求めたので
ある。 Niは靭性向上には不可欠の元素であるが、(2)
式、(3)式から算出できる最低のNi含有量８〜10
％よりも、実際には含有量を多くしなければ、
180Kgｆ／mm2程度の高強度を確保しようとする場
合に靭性が劣化してしまう。しかし、必要以上に
含有させると、オーステナイトが残留するように
なり、強度が低下傾向になる。従つて、Niの上
限は15％とし、下限は良好な靭性を安定して得る
ために、11％とした。 Cr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り、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Ms点調整としてCrを添
加する。また、Crは高温時効相の析出を促進さ
せる効果をも有している。この高温時効相の析出
を促進させる結果、靭性劣化を助長し、かつ遅れ
破壊感受性を高めるTi低温相の析出を抑制する
ので、靭性と耐遅れ破壊性を向上させる上でCr
の添加は不可欠である。しかし、Crが多量に添
加されると、成分系によつてはフエライト相が晶
出してきて、靭性を劣化させるので、上限は4.0
％とした。また高温相析出促進効果を有効利用す
るためには最低0.5％を必要とする。なお、上記
のMs点はNi，Mo，Tiによつて変化するので、
(2)、(3)式から決るNi，Mo，Ti量に応じてCrの
添加量が決る。Moは析出硬化元素であり、不可
欠であるが、また同時に不純物析出に伴う靭性劣
化防止効果もあり、これらの効果を得るために最
低0.5％必要である。ただし、多量に添加すると、
溶体化処理においても固溶しない不溶性Moの金
属間化合物が晶出し、靭性を劣化させるので、上
限は5.5％とした。Moの最適量は２〜４％であ
る。 TiはMoと同様析出硬化元素であり、不可欠で
あるが、多量に添加されると靭性劣化を来たし、
かつ遅れ破壊感受性が高まるので、最高は2.0％
とした。また、Tiを添加しないでMoのみで析出
硬化を図ると多量のMoを必要とし、上記の不溶
性Moの金属間化合物が晶出してしまうので、Ti
は少くとも0.5％必要とする。Tiの最適量は0.8〜
1.9％である。 なお、MoとTiとの合計量は少い
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)式により制限される。 Siは不可避不純物であり、少ない程好ましい
が、完全に０とすることは技術的に困難であるた
め、本発明では0.1％未満とした。 Ｃは本材料には不必要な元素であつて少い程よ
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％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
いつて従来のマルエージング鋼に決められている
値（0.03％以下）ほど低下させる必要もないので
0.05％を上限とした。従来はＣは靭性を劣化させ
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は必ずしも靭性を劣
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つて製造する
必要はないので、大気溶解で必要となるMn，Si
を少量許容した。 第３表は新しく開発した13Ni系無Coマルエー
ジング鋼の化学成分とNi rest値を示す。参考に
18Ni（250Grade）マルエージング鋼の化学成分
とNi rest値を示す。
【表】
Ni rest値でみる限り開発した13Ni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。 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180Kg／mm2で、切
欠靭性としての破壊靭性KICは350Kg√mm／mm2の優
れた値を示す。
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180Kg／mm2で、切
欠靭性としての破壊靭性KICは350Kg√mm／mm2の優
れた値を示す。
【表】
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、クリテイカルな部品に使用する場
合、特に疲労強度がクリテイ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
つ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。
能であるが、クリテイカルな部品に使用する場
合、特に疲労強度がクリテイ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
つ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。
【表】
Ms点は223〜253℃であり、良好な温度といえ
る。また、このMs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Ms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。 上記No.１、No.２鋼種の時効処理処理温度と強度
〔引張強さ（T.S.）、耐力（Y.S.）〕ならびに破壊
靭性（KIC）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180Kg／mm2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
ツチゾーンの析出によるマトリツクス中のNi低
下にもとずくもので、Niリツチゾーンは480℃以
上の温度ではもはや析出しないので、時効温度を
480℃以上にする限り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360Kg
√mm／mm2以上の良好な値を示す。したがつて本開
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。 本発明は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、エンジンシヤフト、ヘ
リコプタードライブシヤフト、スプリング、アミ
ルダイキヤストダイス、プラスチツクモールドダ
イス、原子力関係、石油製造関係に用いることが
できる。
る。また、このMs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Ms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。 上記No.１、No.２鋼種の時効処理処理温度と強度
〔引張強さ（T.S.）、耐力（Y.S.）〕ならびに破壊
靭性（KIC）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180Kg／mm2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
ツチゾーンの析出によるマトリツクス中のNi低
下にもとずくもので、Niリツチゾーンは480℃以
上の温度ではもはや析出しないので、時効温度を
480℃以上にする限り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360Kg
√mm／mm2以上の良好な値を示す。したがつて本開
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。 本発明は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、エンジンシヤフト、ヘ
リコプタードライブシヤフト、スプリング、アミ
ルダイキヤストダイス、プラスチツクモールドダ
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図は18Niマルエージン鋼（ｏ）、8Crマル
エージング鋼のNi restと切欠引張強度および硬
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。
エージング鋼のNi restと切欠引張強度および硬
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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 質量比でNi11〜15％、Cr0.5〜４％、Mo0.5
〜5.5％、Ti0.5〜２％、C0.05％以下、Mn1％以
下、Si0.1％未満、残部が不純物元素および随伴
元素を除いてFeからなり、 Ni（％）≧（３×Mo％／95.95＋３×Ti％／47.9）×58.
69 28Mo％＋80Ti％≧150 なる式を満たす強靭無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 JPS59170244A (ja) | 1984-09-26 |
| JPS6315986B2 true JPS6315986B2 (ja) | 1988-04-07 |
Family
ID=12632635
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58042317A Granted JPS59170244A (ja) | 1983-03-16 | 1983-03-16 | 強靭無Ｃｏマルエ−ジング鋼 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4579590A (ja) |
| JP (1) | JPS59170244A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0679488U (ja) * | 1993-04-23 | 1994-11-08 | モリ工業株式会社 | 布団干し具 |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4832909A (en) * | 1986-12-22 | 1989-05-23 | Carpenter Technology Corporation | Low cobalt-containing maraging steel with improved toughness |
| US4871511A (en) * | 1988-02-01 | 1989-10-03 | Inco Alloys International, Inc. | Maraging steel |
| JPH0790151B2 (ja) * | 1992-10-28 | 1995-10-04 | ベスト工業株式会社 | 投げ込み式固液分離装置 |
| FR2733630B1 (fr) * | 1995-04-27 | 1997-05-30 | Imphy Sa | Pattes de connexion pour composant electronique |
| DE60033772T2 (de) | 1999-12-24 | 2007-10-31 | Hitachi Metals, Ltd. | Martensitaushärtender Stahl mit hoher Dauerfestigkeit und Band aus dem martensitaushärtenden Stahl |
| JP2006283085A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Hitachi Metals Ltd | バネ材の製造方法 |
| US20100037994A1 (en) * | 2008-08-14 | 2010-02-18 | Gopal Das | Method of processing maraging steel |
| US20190293192A1 (en) * | 2018-03-23 | 2019-09-26 | Kennedy Valve Company | Cushioned Check Valve |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3262823A (en) * | 1963-06-07 | 1966-07-26 | Int Nickel Co | Maraging steel |
| BE666818A (ja) * | 1964-07-13 | |||
| US3392065A (en) * | 1965-10-15 | 1968-07-09 | Int Nickel Co | Age hardenable nickel-molybdenum ferrous alloys |
| SU341860A1 (ru) * | 1970-04-16 | 1972-06-14 | С. Р. Бирман Московский вечерний металлургический институт | Мартенсито-стареющая сталь |
| US4443254A (en) * | 1980-10-31 | 1984-04-17 | Inco Research & Development Center, Inc. | Cobalt free maraging steel |
| AT374846B (de) * | 1982-09-15 | 1984-06-12 | Voest Alpine Ag | Herzstueck, insbesondere herzstueckspitze, fuer schienenkreuzungen oder -weichen, sowie verfahren zu seiner herstellung |
| JPS5947363U (ja) * | 1982-09-22 | 1984-03-29 | 自動車機器技術研究組合 | 内燃機関の燃料供給装置 |
-
1983
- 1983-03-16 JP JP58042317A patent/JPS59170244A/ja active Granted
-
1984
- 1984-03-07 US US06/586,999 patent/US4579590A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0679488U (ja) * | 1993-04-23 | 1994-11-08 | モリ工業株式会社 | 布団干し具 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4579590A (en) | 1986-04-01 |
| JPS59170244A (ja) | 1984-09-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4966316B2 (ja) | 冷間加工性及び焼入れ性に優れた鋼線材、及びその製造方法 | |
| JP4415219B2 (ja) | 時効硬化鋼 | |
| JP3896061B2 (ja) | 熱間成形加工後の硬化能に優れた鋼板およびその使用方法 | |
| CN117144258B (zh) | 一种低成本高强高韧高阻尼的耐蚀阻尼钢及其制备方法 | |
| JPS6315986B2 (ja) | ||
| US5634990A (en) | Fe-Mn vibration damping alloy steel and a method for making the same | |
| JP6921198B2 (ja) | 溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3993831B2 (ja) | 熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板およびその使用方法 | |
| JPH01319629A (ja) | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 | |
| JPH0320408A (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造法 | |
| JPH108189A (ja) | 曲げ特性に優れる高周波焼入れ用鋼ならびにその 鋼材を用いた曲げ特性に優れる高周波焼入れ部品 | |
| JPH0159333B2 (ja) | ||
| JPH0247240A (ja) | 中炭素強靭鋼 | |
| JPS6117885B2 (ja) | ||
| JP4061213B2 (ja) | 熱間成形加工用鋼板 | |
| JP3220322B2 (ja) | 耐ヒートチェック性に優れたマルエージング鋼 | |
| JPH0867950A (ja) | 強度及び靭性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JPS61217553A (ja) | 熱処理歪の小さい肌焼ボロン鋼 | |
| JPH07173534A (ja) | 靱性と加工性の優れた含Ｎｉ鋼板の製造方法 | |
| JPS6358906B2 (ja) | ||
| JPS62177120A (ja) | 低温靭性のすぐれた鋳鋼の製造法 | |
| JP2521547B2 (ja) | 低温用鋼の製造方法 | |
| JPS63145752A (ja) | 強度及びじん性に優れたオ−ステナイト系鉄合金 | |
| JPS645098B2 (ja) | ||
| JPH06192729A (ja) | 溶接性の優れた低温用鋼の製造方法 |