JP2002241890A - 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 - Google Patents
熱間鍛造用高靭性非調質鋼Info
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Abstract
処理を省略しても、常に安定して従来の非調質鋼で達成
できないレベルの高靭性を有する非調質鋼を提供するも
のである。 【解決手段】 質量%で、C:0.1〜0.6%、S
i:0.01〜2.0%、Mn:0.2〜2.0%、
S:0.005〜0.5%、Cr:0.1〜2.0%、
Ti:0.005〜0.1%、N:0.003〜0.0
2%、Al:0.0〜0.07%、Sn:0.001〜
0.1%、更にRem(Ce、La、Nd等の稀土類金
属の1種以上):0.005〜0.1%、Ca:0.0
005〜0.005%を含み、且つ、(Rem%+Ca
%)/(S%)≧0.05の関係を満足し、残部Fe及
び不可避的不純物からなり、介在物の平均円相当径が2
0μm以下であり、介在物の平均アスペクト比(長さ/
幅)が10以下であることを特徴とする熱間鍛造用高靭
性非調質鋼である。
Description
に質量%でC:0.1〜0.6%の炭素鋼及び低合金鋼
からなる熱間鍛造用の非調質鋼に関するものである。
熱間鍛造により成型された後、焼入れ、焼戻し処理、い
わゆる調質処理を施された後、切断、研削等の機械加工
を経て製造されてきた。
や省エネルギー化の要求から、上述の調質処理省略が志
向され、省エネルギーやコスト削減メリットから非調質
鋼の適用が拡大している。
質鋼に比べ靭性が低いために高い靭性が要求されない機
械部品に使用されるなど、用途が狭い範囲に限定される
という問題があった。
鋼にV、Nb等の元素を少量添加するマイクロアロイ型
非調質鋼が提案されたが、熱間鍛造ままの組織は著しく
粗大化したフェライト・パ−ライト組織のため靭性は極
めて低く適用範囲は極めて限定されていた。
を添加して結晶粒の粗大化を防止し靭性の改善を図る方
法が提案されているが(例えば特開昭56−38448
号公報)、その効果は必ずしも安定していない。
を少量添加すると共に、鋳造工程での冷却速度を確保す
ることでMnSやTiN及びZrNの内少なくとも1種
を微細均一に分散させる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法
が提案されている(特公平6−75747号公報)。
窒化物形成元素を添加すると共に、Ca、Te、Ce及
びその他の稀土類金属、ミッシュメタル及びその混合物
を0.001〜0.04wt%添加する高靭性非調質鋼
及びその製造方法が提案されている(特開平6−340
946号公報)。
rとB添加により熱間鍛造材の強度、靭性の改善を図る
方法が提案され、更に稀土類元素の添加により靭性の改
善を図る方法が提案されている。
品製造工程において、熱間鍛造後の熱処理を省略して
も、常に安定して従来の非調質鋼で達成できないレベル
の高靭性を有する非調質鋼を提供するものである。
造工程において、熱間鍛造後の調質処理を省略しても、
常に安定して従来の非調質鋼で達成できないレベルの高
靭性を有する非調質鋼を実現する手段について種々の研
究を重ね、鋼材の組成を適正に制御すると共に、硫化物
や酸化物及び酸化物と硫化物が複合化した介在物サイズ
の減少を図ると共にそれら介在物のアスペクト比(長さ
/幅)をある程度以下に制御することにより、熱間鍛造
後に調質処理を省略しても高い靭性を安定して達成でき
ることを見出すと共に、それらを実現する具体的な手段
を見出し、本発明を完成した。
%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.2〜2.0
%、S:0.005〜0.5%、Cr:0.1〜2.0
%、Ti:0.005〜0.1%、N:0.003〜
0.02%、Al:0.07%以下(0%含む)、S
n:0.001〜0.1%、更にRem(Ce、La、
Nd等の稀土類金属の1種以上):0.005〜0.1
%、Ca:0.0005〜0.005%の1種又は2種
を含み、且つ、 (Rem%+Ca%)/(S%)≧0.05 の関係を満たし、残部Fe及び不可避的不純物からな
り、介在物の平均円相当径が20μm以下であり、介在
物の平均アスペクト比(長さ/幅)が10以下であるこ
とを特徴とする熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
7〜0.1%、Mg:0.0005〜0.01%の2種
のうちの1種又は2種を含み、且つ、 (Rem%+Ca%+2×Zr%+Mg%)/(S%)
≧0.05 を関係を満たすことを特徴とする上記(1)記載の熱間
鍛造用高靭性非調質鋼。
0.5%、Nb:0.01〜0.3%、及びB:0.0
003〜0.005%の3種のうちの少なくとも1種以
上を含有することを特徴とする上記(1)又は(2)記
載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
〜2.0%、Mo:0.01〜1.0%の2種のうちの
1種又は2種を含有することを特徴とする上記(1)乃
至(3)のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質
鋼。
〜0.3%、Bi:0.01〜0.3%、及びTe:
0.0005〜0.3%の3種のうちの少なくとも1種
以上を含有することを特徴とする上記(1)乃至(4)
のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
いて説明する。
した理由は次の通りである。
り、0.1%未満とすると機械構造用部品としての特性
が得られなくなるし、0.6%超とすると熱間鍛造品の
機械的特性のバラツキが大きくなり、安定した品質が得
られにくい。
るが、強度アップには少なくとも0.01%以上必要で
あり、また、2.0%超えて含有するとフェライト地の
脆化が激しくなるため、その含有量は2.0%以下に抑
えるべきである。
元素であり、且つ、0.2%未満では熱間延性が低く、
鋼材の熱間圧延や熱間加工が困難である。また、2.0
%を超えると切削性や溶接性等が低下するので制限し
た。
005%未満では被削性が低く切削加工が困難となり、
また、非調質鋼では熱間鍛造後の冷却過程でフェライト
の生成を促進する等で靭性の向上をもたらす一方、Mn
Sの増加により機械的特性の劣化や異方性の増大をもた
らす。0.5%超では機械的特性の劣化や異方性の増大
に加え、熱間延性も極端に低くなるため0.5%以下に
制限した。
度上昇のためには少なくとも0.1%以上必要であり、
2.0%を超えると靭性が顕著に低下するため上限は
2.0%とした。
靭性の向上をもたらす元素であり、そのためには、少な
くとも0.005%以上必要であり、一方、0.1%を
超えると粗大なTiN等が生成して靭性の劣化をもたら
すため、上限を0.1%に設定した。
物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有
用な元素である。上記効果を発揮させるには少なくとの
0.003%以上のNが必要であり、0.02%を超え
て含有しても上記効果は飽和とするため、Nの上限は
0.02%とした。
て有用な元素であるが、Si、Mn、Tiを含有するケ
ースではAlは必ずしも添加する必要がない。Alを添
加した分は脱酸や結晶粒制御に寄与し、Al量が0.0
7%超では熱間加工性を害するため、Alの範囲を0.
07%以下(0%含む)とした。
寄与すると共に、本発明鋼では凝固時の初晶フェライト
の増加やそれにともなうSのデンドライト樹間への排出
の抑制効果やSn自身のデンドライト樹間に存在する液
相への濃化により、最終凝固部に晶出する硫化物の小型
化に寄与すると共に、後述するRem、Ca等の添加に
よる硫化物の組成制御で熱間圧延や熱間鍛造での延伸を
防止して硫化物のアスペクト比低減を図る際、その効果
を増大させる作用を有することが判明した。そのような
効果が得られるのは少なくとも0.001%以上のSn
が必要であり、また、Snの含有量が0.1%を超える
と熱間延性が著しく低下するため、その上限を0.1%
以下とした。上記Sn含有量の範囲でもSnによる熱間
延性の低下が問題となる場合には、Niを添加し、熱間
延性を確保するのが好ましい。
等で延伸したMnS等の硫化物が従来から言われている
ような機械的異方性の増大をもたらすばかりでなく、靭
性の低下にも大きな影響を及ぼしていることが判明し
た。
防止する方法について検討し、Rem(Ce、La、N
d等の稀土類金属の1種以上):0.005〜0.1%
とCa:0.0005〜0.005%の1種又は2種を
含有させ、且つ、(Rem%+Ca%)/(S%)≧
0.05になるよう含有させると、MnSが各種Re
m、Caのうち少なくとも1種類以上固溶する硫化物や
硫化物と酸化物が複合化した介在物に変化することによ
って熱間での可塑性がMnSに比べ大幅に減少し、熱間
圧延や熱間鍛造によって介在物がMnSのように延伸す
るのを極めて効果的に防止でき、その結果、延伸したM
nS等による靭性の低下を大幅に改善できることが判明
した。
Caを添加した場合、各種Rem又はCaを、あるいは
両元素共に含有するほぼ球状の酸化物が生成し、そのよ
うな形態変化も低温靭性の改善に寄与していることが判
明した。RemとCaは両者を添加することが好ましい
が、そのうちの1種の添加であっても良い。
属)とCaの1種又は2種の添加によって、硫化物の熱
間加工時の延伸を効果的に抑制するには、Remが0.
005%以上必要であり、Caも0.0005%以上添
加する必要があり、一方、Remを0.1%以上、Ca
を0.005%以上添加するとこれらの元素を含む硫化
物のクラスーターが出現し易くなり、それらの生成によ
って靭性は却って低下する。更にS量に比べRemやC
aの添加量が不足しても硫化物の熱間加工時の延伸を十
分防止できないため、(Rem%+Ca%)/(S%)
≧0.05になるよう含有させる必要がある。
在物の円相当径の平均値が20μm以下にすると共に、
それらの介在物アスペクト比(長さ/幅)の平均値が1
0以下になるよう制御すると、衝撃が加わった場合の伸
びた硫化物系介在物が存在する時の様な介在物によるノ
ッチ効果は大幅に緩和され、また、亀裂の伝播抵抗を増
大させる等の効果で、硫化物による靭性低下を極めて効
果的に改善できる。
酸化物と硫化物が複合化した介在物であり、そのなかに
はRemやCaを含有する酸化物や硫化物及びそれらの
複合した介在物も含まれる。
は、成分を請求項1に規定した範囲に制御すると共に、
鋼塊もしくは鋳片を製造する鋳造工程において、凝固中
に硫化物等の介在物が晶出する場合、1500℃〜13
00℃の温度区間の冷却速度をある程度確保することに
より、凝固中に晶出する介在物の成長を抑えることも有
効である。
凝固中の冷却速度を確保し易く、MnS等凝固中に晶出
する介在物の成長を抑制して、介在物の小型化を達成し
易い。
在物はサイズが大きいほど熱間加工で延伸するため、上
述のような手段で鋳造段階においても介在物サイズを小
さくコントロールすることも介在物の熱間圧延や熱間鍛
造等での延伸を抑制する上で有効である。
量が規制され、熱間加工による硫化物等の延伸を十分に
防止できない場合において、請求項2に記載したZr:
0.007〜0.1%とMg:0.0005〜0.01
%の2種のうちの1種又は2種を含有させ、且つ、(R
em%+Ca%+2×Zr%+Mg%)/(S%)≧
0.05になるよう含有させ、硫化物の可塑性を低減す
ることも熱間加工での延伸をより確実に防止する上で有
効である。
ける硫化物の延伸防止を図るにはZrは0.007%以
上、Mgは0.0005%以上添加する必要がある。Z
rが0.1%超添加すると硬質なZrO2等の酸化物が
増加し、それが原因で靭性が低下する場合があり、Zr
の含有量の上限は0.1%とした。Mgについては0.
01%超添加しても溶鋼中でのMgSの生成に消費さ
れ、凝固中に晶出する介在物の形態制御には有効に作用
しなくなるため、Mg含有量の上限については0.01
%とした。
項3のようにVやNb、Bの添加が有効である。
や靭性を向上させる元素であり、Nbについては熱間加
工中オーステナイトの再結晶を抑制して結晶粒の微細化
を促進するためその点でも、強度靭性を向上させる。
V、Nbとも0.01%以上の添加で上記改善効果が現
れ、また、Vの添加量が0.5%を超えると、Nbも添
加量が0.3%を超えると熱間延性の低下が激しいた
め、それぞれの添加量の上限を0.5%と0.3%とし
た。
促進したり、硬度を向上させる効果を有するが効果が出
現するのは0.0003%以上であり、0.005%を
超えると熱間延性や靭性も低下するためBの添加量は
0.005%に制限した。
4のようにNi、Moの添加が有効である。
性を向上させるのに有効な元素であり、それらの効果を
得るには少なくとも0.01%以上添加する必要があ
り、Niについては2.0%を超えて添加しても、Mo
については1.0%を超えて添加しても効果が飽和する
のでNiの上限を2.0%、Moの上限を1.0%とし
た。
項5のようにPbやBi、Teの添加が被削性の向上に
有効である。
は0.01%以上、Teでは0.0005%以上添加す
る必要があり、一方、どの元素も0.3%を超えて添加
すると著しく熱間延性を劣化させるためPb、Bi、T
eの3元素共に添加量の上限を0.3%とした。
項5に該当する発明鋼とそれらに対応する各比較鋼の引
張り強度や低温靭性を調査、対比するため、表1に示し
た化学組成を有する150kgの鋼塊を真空溶解炉で溶
製すると共に鋼塊が凝固する際の冷却速度を大幅に変化
させた。本発明鋼と一部の比較鋼の鋼塊を鋳型内で放冷
したのに対し、比較鋼No.9、10の鋼塊の溶製で
は、カオール等の断熱材を用いた断熱ボックスに鋳型を
設置すると共にガス加熱で断熱ボックス内に設置された
鋳型の周囲を加熱して上記冷却速度大幅に低下させ硫化
物等の凝固中に晶出する介在物の粗大化を図った。
造で90φの丸棒に成型後一旦室温まで冷却して介在物
調査用サンプルを採取した。その後90φの丸棒を12
50℃に再度加熱して熱間鍛造することにより50φの
丸棒に成型した。鍛造終了後の1100℃から室温まで
は空冷にて冷却した。そのようにして得られた50φの
丸棒より切削加工にてJIS4号引張り試験片やJIS
3号衝撃試験片を採取し、室温で引張り試験やシャルピ
ー試験を実施、強度と低温靭性を評価した。各試験の結
果を表1に示す。尚、介在物径や介在物のアスペクト比
(長さ/幅)の測定では、光学顕微鏡を用いて90φの
丸棒縦断面に存在する介在物を400倍の倍率で20視
野ほど写真観察し、その写真中の介在物全てを対象に画
像解析装置で解析して、介在物の円相当径とアスペクト
比(長さ/幅)の平均値を求めた。
いて熱間鍛造後空冷したものは、比較鋼を用いて熱間鍛
造し、その後空冷したものに比べ、強度、低温靭性共に
高い傾向を示した。逆にSnやRem、Caの含有量、
(Rem+Ca)/Sの比が本発明の請求項1で規定し
た範囲を逸脱したり、成分系が規定範囲を満足していて
も介在物の平均円相当径や平均アスペクト比が規定範囲
を外れると強度や靭性が本発明鋼に比べ劣化するのが分
かる。
った比較鋼No.9と10と本発明鋼のNo.1〜6を
比較すると、比較鋼No.9では介在物の平均円相当径
と平均アスペクト比が、No.10では介在物の平均円
相当径が本発明鋼より増大しており、そのことに起因し
て強度や衝撃値が低下していることが分かる。比較鋼N
o.12では(Rem+Ca)/Sの比が請求項1の範
囲を満足しておらず、そのため介在物の平均アスペクト
比が大きく、強度や衝撃値も発明鋼に比べかなり低下し
ている。
高炉、転炉法で溶製し、220mm角のブルーム鋳片に
鋳造後、分塊圧延、棒鋼圧延で90φの丸棒に成型し
た。
0℃に加熱後熱間鍛造し、50φの丸棒に成型した後、
鍛造終了後1100℃から室温まで空冷した。そのよう
にして得られた材料より、実施例1と同様、JIS4号
引張り試験片やJIS3号衝撃試験片を切削加工により
採取して室温にて引張り試験やシャルピー試験を実施し
た。各試験の結果を表2に併記した。
スペクト比の平均値は実施例1と同様の画像解析装置を
用いる方法で90φの丸棒の縦断面で計測した。
2、4、10、11の発明鋼であり、No.12、1
3、15、21、22、23はその比較鋼である。ま
た、請求項2に該当する発明鋼はNo.8、9の発明鋼
であり、No.19、20はその比較鋼である。No.
3、5、6、9の鋼材は請求項3に該当する発明鋼であ
り、その比較鋼がNo.14、16、17、20の鋼材
である。更に、請求項4及び請求項5に該当する発明鋼
はそれぞれNo.7とNo.5、6であり、それらに対
応する比較鋼はそれぞれNo.18とNo.16、17
である。
発明鋼を用いて熱間鍛造した場合は、各発明鋼に対応す
る比較鋼を用いた場合に比べ、室温での引張り強度や靭
性は高い値が得られており、本発明鋼が優れた熱間鍛造
用非調質鋼であることが本実施例でも確認された。
いても成分系が各請求鋼の範囲を満足していなかった
り、成分系は規定範囲を満足しても、それ以外の介在物
の平均円相当径や平均アスペクト比が規定範囲を外れる
と本発明鋼に比較して強度や靭性がかなり低下している
のが分かる。
質処理を施さなくても高い強度や靭性値が得られると共
に、調質処理の省略によって大幅なエネルギーや製造コ
ストの削減が可能となる。
Claims (5)
- 【請求項1】 質量%で、C:0.1〜0.6%、S
i:0.01〜2.0%、Mn:0.2〜2.0%、
S:0.005〜0.5%、Cr:0.1〜2.0%、
Ti:0.005〜0.1%、N:0.003〜0.0
2%、Al:0.07%以下(0%含む)、Sn:0.
001〜0.1%、更にRem(Ce、La、Nd等の
稀土類金属の1種以上):0.005〜0.1%、C
a:0.0005〜0.005%の1種又は2種を含
み、且つ、 (Rem%+Ca%)/(S%)≧0.05 の関係を満たし、残部Fe及び不可避的不純物からな
り、介在物の平均円相当径が20μm以下であり、介在
物の平均アスペクト比(長さ/幅)が10以下であるこ
とを特徴とする熱間鍛造用高靭性非調質鋼。 - 【請求項2】 更に、質量%で、Zr:0.007〜
0.1%、Mg:0.0005〜0.01%の2種のう
ちの1種又は2種を含み、且つ、 (Rem%+Ca%+2×Zr%+Mg%)/(S%)
≧0.05 を関係を満たすことを特徴とする請求項1記載の熱間鍛
造用高靭性非調質鋼。 - 【請求項3】 更に、質量%で、V:0.01〜0.5
%、Nb:0.01〜0.3%、及びB:0.0003
〜0.005%の3種のうちの少なくとも1種以上を含
有することを特徴とする請求項1又は2記載の熱間鍛造
用高靭性非調質鋼。 - 【請求項4】 更に、質量%で、Ni:0.01〜2.
0%、Mo:0.01〜1.0%の2種のうちの1種又
は2種を含有することを特徴とする請求項1乃至3のい
ずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。 - 【請求項5】 更に、質量%で、Pb:0.01〜0.
3%、Bi:0.01〜0.3%、及びTe:0.00
05〜0.3%の3種のうちの少なくとも1種以上を含
有するを特徴とする請求項1乃至4のいずれかに記載の
熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
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