【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
本発明は超高張力鋼に関し、さらに詳しくは、
超高強度を有していて延性、靭性の良好な超高張
力鋼に関するものである。
従来においても、超高張力鋼として、例えば、
SNCM8、SKD61等の焼入れ焼戻し鋼、また、17
−4PHステンレス鋼等の析出硬化型ステンレス
鋼が使用されている。
しかしながら、焼入れ焼戻し鋼では、Ｃ含有量
が高く超高強度レベルにおいて靭性が低く、溶接
性に問題も多く、質量効果が大きく極厚肉製品の
品質が劣り、冷間加工性が著しく劣化し、さら
に、熱処理歪みが大きい等の数々の問題が存在す
るのであり、また、析出硬化型ステンレス鋼で
は、これも焼入れ焼戻し鋼と同じく超高強度レベ
ルで靭性が低く、熱処理が複雑で、かつ、溶接性
に問題がある。また、マルエージング鋼はCo、
Moを多く含有するので資源的にみて良いとはい
うことはできず、高価となる。
さらに、特開昭49−053519号公報に記載されて
いるように、Mnを2.5％以上含有するニツケル・
マンガン・モリブデン鋼も提案されているが、
Mnが高いために以下説明する致命的な欠陥があ
る。
Mnは本来オーステナイト安定化元素である
から、組織が本発明に係る超高張力鋼が目的と
するマルテンサイト一相になりにくく、後記す
るように、引張強さ、シヤルピー衝撃値や高温
特性値等の必要な特性が得られない。
また、Mnが含有されることによつて、脱酸
状態が変化し酸化物やMnS等の硫化物等の介
在物が生成し易くなり、靭性に対し悪影響を及
ぼすようになる。
本発明は、上記したような焼入れ焼戻し鋼、析
出硬化型ステンレス鋼、マルエージング鋼等の従
来の超高張力鋼の問題点に鑑みなされたもので、
超強度レベルで靭性が高く、溶接性に優れ、さら
に、熱処理性にも良好な超高張力鋼である。
本発明に係る超高張力鋼は、
C0.05％以下、Si0.3％以下、
Mn0.3％以下、P0.05％以下、
S0.05％以下、Ni10〜25％、
Mo0.5〜４％、Ti0.5〜５％、
Al0.1〜３％
を含有し、残部Feよりなることを特徴とするも
のである。
本発明に係る超高強度鋼について、以下詳細に
説明する。
本発明に係る超高強度鋼におては、超高強度レ
ベルで延性、靭性を確保するために、Ｃ、Si、
Mn、Ｐ、Ｓの含有量を極力低くし、かつ、金属
間化合物の微細析出をはかるためにマルテンサイ
トマトリツクス中でTi、Alの析出強化を起こさ
せるものであり、さらに、従来の18％Ni系マル
エージング鋼のCo含有量７〜13％、Mo含有量３
〜６％を、Coを含有しない場合、２％以下、
Mo0.5〜４％の範囲として、このCo、Mo含有量
の削減により強度低下をAl、Tiの含有量を増加
することで補うものである。
また、Ni含有量を10〜20％、Cr含有量を２〜
15％とし、Ni＋Crの合計含有量を25％以下とす
ることによつても、充分に目的を達成することが
できる。
さらに、本発明に係る超高強度鋼においては、
溶接性、熱処理特性を確保するために、従来のマ
ルエージング鋼の冶金的理論を採用し、即ち、上
記のような低Si、Mn、Ｐ、Ｓで極低Ｃ高Ni鋼
を、Ar温度以上で加熱保持することによりオー
ステナイト一相にし、その後、常温まで冷却し
（冷却速度は問はない。）、マルテンサイト一相に
する溶体化処理を行ない、次いで、300〜650℃×
0.5〜100時間の時効処理を行なうのである。
次に、本発明に係る超高強度鋼の含有成分およ
び含有割合について説明する。
Ｃは強度を高める元素であり、含有量が多くな
ると熱処理中に炭化物の析出を招き、金属間化合
物のみによる強化ができ難くなり靭性の低下をも
たらすようになる。よつて、Ｃ含有量は0.05％以
下とする。
Si、Mn、Ｐ、Ｓは本発明に係る超高強度鋼に
おいては、不純物元素とみなされる元素であるか
ら少なければ少ない程望ましいものである。よつ
て、Si0.3％、Mn0.3％、Ｐ、Ｓは共に0.05％まで
の含有は、本発明に係る超高強度鋼の目的を達成
するのには害とはならない上限であり、従つて、
Si含有量0.3％以下、Mn含有量0.3％以下、Ｐ、
Ｓは共に0.05％以下とする。
Niは本発明に係る超高強度鋼のマトリツクス
を形成するのに重要な元素であり、ラスマルテン
サイトを生成させるためには、Ni含有量が10％
未満では効果が少なく、また、25％を越えて含有
されるとオーステナイトが安定化して100％マル
テンサイトにならないのである。よつて、Ni含
有量は10〜25％とする。
CoはMoの固溶度を低下させると共にマルテン
サイト→オーステナイト逆変態を高温側に移行さ
せる元素であり、Co含有量の増加に伴つて時効
処理がより顕著になるため、マルエージング鋼で
は汎用されているが、Co自体が高価であるので、
本発明においては含有させない。
Moは時効によりFe2Mo、Ni3Mo等としてマル
テンサイト中に析出し硬化をもたらすが、含有量
が0.5％未満ではその効果は少なく、また、４％
を越えて含有されると効果が飽和し、かつ、経済
的でなくなる。よつて、Mo含有量は0.5〜４％と
する。
Tiは本発明に係る超高張力鋼の強化に大きな
影響を与える元素で、時効によりFe2Ti、Ni3Ti
等の金属間化合物が析出することにより著しい強
化を起こし、含有量が0.5％未満ではこの効果は
少なく、また、５％を越えて含有されると脆化を
起こす。よつて、Ti含有量は0.5〜５％とする。
AlはTiと同様に本発明に係る超高張力鋼の強
化をもたらす元素であり、時効によりNi3Al、
FeAlとして析出して著しい強化を起こし、含有
量が0.1％未満ではこの効果は少なく、また、３
％を越えて含有されると脆化するようになる。よ
つて、Al含有量は0.1〜３％とする。
Crは耐蝕性を向上させ、また、上記したNiと
同様ラスマルテンサイトを生成するが、Cr含有
によりNs点が下がり残留オーステナイトが出現
し、靭性劣化の可能性があり、このための対策と
してNiと共存させることも考えられるが、なお、
信頼性を得られないので、本発明においては含有
させない。
なお、鋼の清浄化等の目的のためにCa、Mgを
0.05％以下含有させることもできる。
本発明に係る超高張力鋼の実施例を比較例と共
に説明する。
実施例
第１表に示すＡ〜ＳおよびＵの鋼は、通常の溶
製法によりこの含有成分および含有割合となるよ
うに製造した。
The present invention relates to ultra-high tensile strength steel, and more particularly:
This relates to ultra-high tensile strength steel that has ultra-high strength, good ductility and toughness. Conventionally, ultra-high tensile strength steel has been used, for example,
Quenched and tempered steel such as SNCM8, SKD61, and 17
Precipitation hardening stainless steels such as -4PH stainless steel are used. However, quenched and tempered steel has a high C content and low toughness at ultra-high strength levels, has many problems with weldability, has a large mass effect, deteriorates the quality of extremely thick products, and has significantly deteriorated cold workability. Furthermore, there are many problems such as large heat treatment distortion, and precipitation hardening stainless steel, like quenched and tempered steel, has ultra-high strength but low toughness, requires complicated heat treatment, and requires welding. I have a sexual problem. Also, maraging steel is Co,
Since it contains a large amount of Mo, it cannot be said to be good from a resource standpoint and is expensive. Furthermore, as described in Japanese Patent Application Laid-open No. 49-053519, nickel containing 2.5% or more of Mn
Manganese-molybdenum steel has also been proposed, but
Due to the high Mn content, there is a fatal defect explained below. Since Mn is originally an austenite-stabilizing element, it is difficult for the microstructure to become the single-phase martensitic structure that the ultra-high-strength steel of the present invention aims to achieve. The required characteristics cannot be obtained. In addition, the inclusion of Mn changes the deoxidation state, making it easier to generate inclusions such as oxides and sulfides such as MnS, which has a negative effect on toughness. The present invention was made in view of the problems of conventional ultra-high tensile strength steels such as quenched and tempered steel, precipitation hardened stainless steel, and maraging steel as described above.
It is an ultra-high tensile steel with ultra-strength, high toughness, excellent weldability, and good heat treatability. The ultra-high tensile strength steel according to the present invention includes C0.05% or less, Si0.3% or less, Mn0.3% or less, P0.05% or less, S0.05% or less, Ni10-25%, Mo0.5-4 %, Ti 0.5-5%, Al 0.1-3%, and the balance is Fe. The ultra-high strength steel according to the present invention will be explained in detail below. In the ultra-high strength steel according to the present invention, in order to ensure ductility and toughness at an ultra-high strength level, C, Si,
In order to reduce the content of Mn, P, and S as much as possible, and to achieve fine precipitation of intermetallic compounds, precipitation strengthening of Ti and Al is caused in the martensitic matrix. Co content of Ni-based maraging steel: 7 to 13%, Mo content: 3
~6%, if not containing Co, 2% or less,
When Mo is in the range of 0.5 to 4%, the decrease in strength caused by reducing the Co and Mo contents is compensated for by increasing the Al and Ti contents. In addition, the Ni content is 10 to 20% and the Cr content is 2 to 20%.
The purpose can also be sufficiently achieved by setting the total content of Ni+Cr to 25% or less. Furthermore, in the ultra-high strength steel according to the present invention,
In order to ensure weldability and heat treatment properties, the metallurgical theory of conventional maraging steels is adopted, i.e., the above-mentioned low Si, Mn, P, S, ultra-low C, high Ni steels are heated at temperatures above Ar temperature. It is heated and held at 300 to 650°C to form a single austenite phase, then cooled to room temperature (the cooling rate does not matter), and subjected to solution treatment to form a martensite single phase.
Aging treatment is performed for 0.5 to 100 hours. Next, the components and content ratios of the ultra-high strength steel according to the present invention will be explained. C is an element that increases strength, and when the content increases, carbide precipitation occurs during heat treatment, making it difficult to strengthen only by intermetallic compounds, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the C content should be 0.05% or less. In the ultra-high strength steel according to the present invention, Si, Mn, P, and S are elements that are considered to be impurity elements, so the smaller the content, the more desirable. Therefore, the content of Si0.3%, Mn0.3%, P, and S up to 0.05% is the upper limit that does not cause any harm to achieving the purpose of the ultra-high strength steel according to the present invention, and is Then,
Si content 0.3% or less, Mn content 0.3% or less, P,
S shall be 0.05% or less in both cases. Ni is an important element for forming the matrix of the ultra-high strength steel according to the present invention, and in order to generate lath martensite, the Ni content must be 10%.
If the content is less than 25%, the effect will be small, and if the content exceeds 25%, the austenite will be stabilized and will not become 100% martensite. Therefore, the Ni content is set to 10 to 25%. Co is an element that lowers the solid solubility of Mo and shifts the reverse transformation from martensite to austenite to the high temperature side.As the Co content increases, aging becomes more pronounced, so it is not commonly used in maraging steel. However, since Co itself is expensive,
In the present invention, it is not included. Mo precipitates in martensite as Fe 2 Mo, Ni 3 Mo, etc. through aging and causes hardening, but this effect is small when the content is less than 0.5%, and when the content is less than 0.5%,
If the content exceeds this amount, the effect will be saturated and it will become uneconomical. Therefore, the Mo content is set to 0.5 to 4%. Ti is an element that has a large effect on the strengthening of the ultra- high tensile strength steel according to the present invention.
The precipitation of intermetallic compounds such as Ni causes significant strengthening, and if the content is less than 0.5%, this effect is small, and if the content exceeds 5%, embrittlement occurs. Therefore, the Ti content is set to 0.5 to 5%. Al, like Ti, is an element that strengthens the ultra-high tensile strength steel according to the present invention, and due to aging, Ni 3 Al,
It precipitates as FeAl and causes significant strengthening, and if the content is less than 0.1%, this effect is small, and 3
If the content exceeds %, it becomes brittle. Therefore, the Al content is set to 0.1 to 3%. Cr improves corrosion resistance and also produces lath martensite like Ni mentioned above, but Cr content lowers the Ns point and causes retained austenite to appear, potentially deteriorating toughness. Although it is possible to coexist with
Since reliability cannot be obtained, it is not included in the present invention. In addition, Ca and Mg are used for purposes such as cleaning steel.
It can also be contained in an amount of 0.05% or less. Examples of ultra-high tensile strength steel according to the present invention will be described together with comparative examples. Examples Steels A to S and U shown in Table 1 were manufactured by a normal melting method so as to have the above-described content components and content ratios.
【表】
次いで、第２表に示す熱処理条件により熱処理
を行なつた。
第２表に引張強さとシヤルピー衝撃値を示す。[Table] Next, heat treatment was performed under the heat treatment conditions shown in Table 2. Table 2 shows the tensile strength and Charpy impact value.
【表】【table】
【表】
この第２表からもわかるように、本発明に係る
超高張力鋼は、比較例に比べMn、Co、Moの含
有量を極めて少なくし、そして、Al、Ti含有量
を比較例より多くしたことにより、比較例のマル
エージング鋼Ｃ〜Ｑ、Ｒ、ＳやMn含有鋼Ｕに比
して、引張強さ、シヤルピー衝撃値は同等か、或
いは、それ以上の数値を示し、優れているもので
ある。
また、本発明に係る超高張力鋼と比較例の、他
の特性について、第３表に示す。[Table] As can be seen from Table 2, the ultra-high tensile strength steel according to the present invention has extremely low Mn, Co, and Mo contents compared to the comparative example, and has a significantly lower Al and Ti content than the comparative example. As a result, the tensile strength and shear py impact value are equal to or higher than those of the comparative maraging steels C to Q, R, and S and the Mn-containing steel U, making it superior. It is something that Table 3 also shows other properties of the ultra-high tensile strength steel according to the present invention and the comparative example.
【表】
以上説明したように、本発明に係る超高張力鋼
は上記の構成を有しているものであるから、超高
張度レベルにおいても靭性に優れ、溶接性も良好
であることから、構造材としての用途に適し、航
空機用部材、ロケツト用チヤンバー、圧力容器等
に使用でき、熱処理変寸が小さく、熱歪み、表面
硬化性も良く、溶接性にも優れていることから金
型の使用にも適し、さらに、強度、靭性に優れて
いる上に機械加工性も良いことから、板バネ、線
バネ、ボルト、フアスナーやマンドレル、ステス
等のの工具にも使用できるという効果を有してい
るものである。[Table] As explained above, since the ultra-high-strength steel according to the present invention has the above-mentioned structure, it has excellent toughness and good weldability even at the ultra-high tensile strength level. Suitable for use as a structural material, it can be used for aircraft parts, rocket chambers, pressure vessels, etc. It is suitable for molds because of its small heat treatment dimensional change, good heat distortion and surface hardening properties, and excellent weldability. In addition, it has excellent strength and toughness, as well as good machinability, so it can be used for tools such as leaf springs, wire springs, bolts, fasteners, mandrels, and stainless steel. It is something that