JPH0452218A - 高靱性鋳鋼の製造方法 - Google Patents
高靱性鋳鋼の製造方法Info
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- JPH0452218A JPH0452218A JP2163387A JP16338790A JPH0452218A JP H0452218 A JPH0452218 A JP H0452218A JP 2163387 A JP2163387 A JP 2163387A JP 16338790 A JP16338790 A JP 16338790A JP H0452218 A JPH0452218 A JP H0452218A
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (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】
［産業上の利用分野］
本発明は高靭性鋳鋼の製造方法に関する。
［従来の技術］
鋳゛鋼には、フェライト系、パーライト系、ベイナイト
系、マルテンサイト系がある。しかしながら、−船釣に
鋳鋼では高靭性を得ることが困難である。そこで、鋳鋼
を鋳造した後に、オーステンパー処理して、基地組織を
ベイナイト組織として高靭性を得ている。
系、マルテンサイト系がある。しかしながら、−船釣に
鋳鋼では高靭性を得ることが困難である。そこで、鋳鋼
を鋳造した後に、オーステンパー処理して、基地組織を
ベイナイト組織として高靭性を得ている。
例えば、カナダ特許第１１３０６１７号では、重量比で
Ｃ；Ｏ、ｓ〜１．２％、Ｓ ｉ；２．０〜２．６％、Ｍ
ｎ；０．３〜１．０％、ＣｒおよびＮｉ；１％以下、そ
の他にＮｂ、ＡＩ、Ｍｏ等を少量含有する鋼をオーステ
ンパー処理することにより、ベイナイト−オーステナイ
ト組織とし、高強度で高靭性の鋼を得ている。この発明
においては、高Ｓｉ含有量とすることにより、オーステ
ンパー処理におけるセメンタイトの析出を防止し、生成
するベイナイトのＣ含有量を低めるとともに、結果とし
て残留オーステナイトのＣ含有量を増加し、残留オース
テナイトが安定化して、高強度および高靭性が得られて
いる。
Ｃ；Ｏ、ｓ〜１．２％、Ｓ ｉ；２．０〜２．６％、Ｍ
ｎ；０．３〜１．０％、ＣｒおよびＮｉ；１％以下、そ
の他にＮｂ、ＡＩ、Ｍｏ等を少量含有する鋼をオーステ
ンパー処理することにより、ベイナイト−オーステナイ
ト組織とし、高強度で高靭性の鋼を得ている。この発明
においては、高Ｓｉ含有量とすることにより、オーステ
ンパー処理におけるセメンタイトの析出を防止し、生成
するベイナイトのＣ含有量を低めるとともに、結果とし
て残留オーステナイトのＣ含有量を増加し、残留オース
テナイトが安定化して、高強度および高靭性が得られて
いる。
また、特開昭６２−１１２７３５号公報においては、重
量比でＣ；０．３〜１．０％、Ｓ ｉ；２．０〜４．５
％、Ｍｎ；０．８％以下、Ｍｏ；０．０５〜１．０％、
Ｎ ｉ；２．０％以下を含有する鋳鋼を、オーステンパ
ー処理し、基地組織中のベイナイト量を４０％以上とし
、鋳放し状態ではパーライト基地組織中にフェライトお
よび黒鉛を多量に析出させて優れた被剛性を確保し、機
械加工後の所定のオーステンパー処理により、基地組織
を均一なベイナイト組織とすることによって、優れた強
度特性と高い縦弾性係数を得ている。
量比でＣ；０．３〜１．０％、Ｓ ｉ；２．０〜４．５
％、Ｍｎ；０．８％以下、Ｍｏ；０．０５〜１．０％、
Ｎ ｉ；２．０％以下を含有する鋳鋼を、オーステンパ
ー処理し、基地組織中のベイナイト量を４０％以上とし
、鋳放し状態ではパーライト基地組織中にフェライトお
よび黒鉛を多量に析出させて優れた被剛性を確保し、機
械加工後の所定のオーステンパー処理により、基地組織
を均一なベイナイト組織とすることによって、優れた強
度特性と高い縦弾性係数を得ている。
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、前記発明のおいては、ＣおよびＳｉ含有
量が高いため、鋳造時またはオーステンパー処理時に含
有されているＣが黒鉛化し易く、靭性の低下をきたす。
量が高いため、鋳造時またはオーステンパー処理時に含
有されているＣが黒鉛化し易く、靭性の低下をきたす。
さらに、−船釣な鋳造法では、均一微細な組織かえられ
に＜＜、かつＭＯ等を含有させると、遊離セメンタイト
が晶出し、さらに靭性を低下する。
に＜＜、かつＭＯ等を含有させると、遊離セメンタイト
が晶出し、さらに靭性を低下する。
ｔた、鋳鋼は一般に砂型に鋳造されるが、砂型で鋳造す
る場合は、溶湯の凝固速度が遅いため、Ｍｏ、Ｍｎ等が
偏析し、未変態オーステナイトが多量に残留する。この
未変態オーステナイトは非常に不安定であるため、マル
テンサイト変態しやすく、靭性が大きく低下する。この
ことは、未変態オーステナイト量と衝撃値の関係を示す
第２図から、未変態オーステナイトの増加により、衝撃
値が急激に低下することから明らかである。
る場合は、溶湯の凝固速度が遅いため、Ｍｏ、Ｍｎ等が
偏析し、未変態オーステナイトが多量に残留する。この
未変態オーステナイトは非常に不安定であるため、マル
テンサイト変態しやすく、靭性が大きく低下する。この
ことは、未変態オーステナイト量と衝撃値の関係を示す
第２図から、未変態オーステナイトの増加により、衝撃
値が急激に低下することから明らかである。
また、遊離セメンタイトが多量に残留するので、脆化す
るとともに、黒鉛が析出し易くなり、伸びが低下し脆く
なる。その上、凝固組織が粗大化しているため、オース
テンパー処理により得られるベイナイト組織は不均一て
、粗いものとなり靭性が低下する等の問題点がある。
るとともに、黒鉛が析出し易くなり、伸びが低下し脆く
なる。その上、凝固組織が粗大化しているため、オース
テンパー処理により得られるベイナイト組織は不均一て
、粗いものとなり靭性が低下する等の問題点がある。
本発明は鋳造後オーステンパー処理してベイナイト組織
を得て鋳鋼を強靭化する高靭性鋳鋼の製造方法における
前記のごとき問題点に鑑みてなされたものであって、未
変態オーステナイトが少なく、均一微細なベイナイト組
織が得られる高靭性鋳鋼の製造方法を提供することを目
的とする。
を得て鋳鋼を強靭化する高靭性鋳鋼の製造方法における
前記のごとき問題点に鑑みてなされたものであって、未
変態オーステナイトが少なく、均一微細なベイナイト組
織が得られる高靭性鋳鋼の製造方法を提供することを目
的とする。
［課題を解決するための手段］
本発明の高靭性鋳鋼の製造方法は、重量比で、Ｃ；０．
３〜０．７％、Ｓｉ；１．８〜３．０％を含有し、残部
がＦｅおよび不純物元素からなる溶湯を、４℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で鋳造した後、オーステンパー処理し均
一微細なベイナイトと安定な残留オーステナイトの混合
組織とすることを要旨とする。
３〜０．７％、Ｓｉ；１．８〜３．０％を含有し、残部
がＦｅおよび不純物元素からなる溶湯を、４℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で鋳造した後、オーステンパー処理し均
一微細なベイナイトと安定な残留オーステナイトの混合
組織とすることを要旨とする。
発明者は、第２図の未変態オーステナイト量と衝撃値の
関係に示すように、未変態オーステナイト量が５％を越
えると急激に衝撃値が低下することから、少なくとも未
変態オーステナイト量を５％以下にすべきであることを
認識した。そこで、溶湯の冷却速度と未変態オーステナ
イト量との関係を研究したところ、第１図に示すような
結果を得た。そして、発明者は第１図の結果より、未変
態オーステナイト量を５％未満に抑えるには、溶湯の冷
却速度を４℃／ｓｅｅ以上にすると良いということを新
たに知見した。
関係に示すように、未変態オーステナイト量が５％を越
えると急激に衝撃値が低下することから、少なくとも未
変態オーステナイト量を５％以下にすべきであることを
認識した。そこで、溶湯の冷却速度と未変態オーステナ
イト量との関係を研究したところ、第１図に示すような
結果を得た。そして、発明者は第１図の結果より、未変
態オーステナイト量を５％未満に抑えるには、溶湯の冷
却速度を４℃／ｓｅｅ以上にすると良いということを新
たに知見した。
また、オーステンパー処理によって、黒鉛が析出せず、
遊離セメンタイトの生成の少ない均一微細なベイナイト
組織を得るために、合金成分について鋭意検討を重ねた
。その結果、低Ｃ化により黒鉛の析出を抑制し、遊離セ
メンタイトの生成を防止する範囲にＳｉ量を規制して、
本発明を完成した。
遊離セメンタイトの生成の少ない均一微細なベイナイト
組織を得るために、合金成分について鋭意検討を重ねた
。その結果、低Ｃ化により黒鉛の析出を抑制し、遊離セ
メンタイトの生成を防止する範囲にＳｉ量を規制して、
本発明を完成した。
なお、Ｍｎは脱酸脱硫のために加えられ、オーステナイ
トを安定化して鋼に靭性をｆ１与するが、本発明におい
ては０８％を越えて含有されると、偏析により靭性が劣
化するので、Ｍｎ含有量は０゜８％以下とすることが望
ましい、また、ＰおよびＳは有害元素であり、出来るだ
け少ない方が望ましいが、本発明においては脆化を防止
するためには、Ｐは０．１％以下の含有量に、Ｓは０．
０７％以下の含有量にすることが望ましい。
トを安定化して鋼に靭性をｆ１与するが、本発明におい
ては０８％を越えて含有されると、偏析により靭性が劣
化するので、Ｍｎ含有量は０゜８％以下とすることが望
ましい、また、ＰおよびＳは有害元素であり、出来るだ
け少ない方が望ましいが、本発明においては脆化を防止
するためには、Ｐは０．１％以下の含有量に、Ｓは０．
０７％以下の含有量にすることが望ましい。
さらに、本発明においては、オーステナイトを安定化し
結晶粒度を微細化するため、ＭＯ５Ｃｕ、Ｖ、Ｎｉ、Ａ
Ｉ等の合金元素のうちの１種または２種以上を少量含有
せしめることは差し支えない。
結晶粒度を微細化するため、ＭＯ５Ｃｕ、Ｖ、Ｎｉ、Ａ
Ｉ等の合金元素のうちの１種または２種以上を少量含有
せしめることは差し支えない。
しかし、ＭＯは０．７％を越えて含有されると、遊離セ
メンタイトが晶出し脆化するので、上限を０７％とする
ことが望ましい、また、その他の合金元素も多量に含有
されると脆化するので、Ｃｕ、■、Ｎｉにあっては１％
を、Ａ１にあっては０．１％を上限とすることが望まし
い。
メンタイトが晶出し脆化するので、上限を０７％とする
ことが望ましい、また、その他の合金元素も多量に含有
されると脆化するので、Ｃｕ、■、Ｎｉにあっては１％
を、Ａ１にあっては０．１％を上限とすることが望まし
い。
［作用］
本発明方法においては、溶湯の冷却速度を４℃／ｓｅｃ
以上として鋳造するので、未変態オーステナイト量を５
％未満にすることができ、衝撃値が著しく改善される。
以上として鋳造するので、未変態オーステナイト量を５
％未満にすることができ、衝撃値が著しく改善される。
また、オーステンパー処理をしても、低Ｃにより黒鉛の
析出しないベイナイト組織が得られるため、黒鉛による
局部応力集中、脆化が低減し、強度、靭性が向上する。
析出しないベイナイト組織が得られるため、黒鉛による
局部応力集中、脆化が低減し、強度、靭性が向上する。
さらに、低Ｃと急速凝固を組み合わせることにより、黒
鉛、未変態の塊状オーステナイト、遊離セメンタイト等
の少ない、均一微細なベイニティックフェライトと残留
オーステナイトの混合組織が得られる。また、低Ｃのた
め延性に富んだ組織となる。これにより、優れた強度と
靭性が得られる。
鉛、未変態の塊状オーステナイト、遊離セメンタイト等
の少ない、均一微細なベイニティックフェライトと残留
オーステナイトの混合組織が得られる。また、低Ｃのた
め延性に富んだ組織となる。これにより、優れた強度と
靭性が得られる。
次に、本発明において合金元素の組成範囲を限定した理
由について説明する。
由について説明する。
Ｃ；０．３〜０７％
Ｃは鋳鋼の強度を確保し安定なオーステナイトを残留さ
せるために必要な元素である。０．３％未満であると、
安定なオーステナイトが残留せず、靭性が低下するので
、下限を０．３％とした。しかし、０ 、７ ％を越え
て含有されると、黒鉛が生成し靭性が低下するので、上
限を０ 、７ ％とした。
せるために必要な元素である。０．３％未満であると、
安定なオーステナイトが残留せず、靭性が低下するので
、下限を０．３％とした。しかし、０ 、７ ％を越え
て含有されると、黒鉛が生成し靭性が低下するので、上
限を０ 、７ ％とした。
Ｓｉ；１．８〜３．０％
Ｓｉは炭化物特に遊離セメンタイトの生成を抑制する元
素である。１．８％未満の含有量であると、炭化物の形
成が起こり易くなり、安定なオーステナイトが多量に残
留しなくなるので、１．８％以上含有させる必要がある
。しかし、３ 、０ ％を越えて含有させると、フェラ
イトを脆くして靭性を劣化するので、上限を３．０％と
した。
素である。１．８％未満の含有量であると、炭化物の形
成が起こり易くなり、安定なオーステナイトが多量に残
留しなくなるので、１．８％以上含有させる必要がある
。しかし、３ 、０ ％を越えて含有させると、フェラ
イトを脆くして靭性を劣化するので、上限を３．０％と
した。
また、本発明において、溶湯の冷却速度を４℃／ｓｅｃ
以上としたのは、４℃／ｓｅｅ未満であると、未変態オ
ーステナイト量が５％以上となり、衝撃値が急激に劣化
するからである。
以上としたのは、４℃／ｓｅｅ未満であると、未変態オ
ーステナイト量が５％以上となり、衝撃値が急激に劣化
するからである。
［実施例］
本発明の実施例について比較例とともに説明し、本発明
の効果を明らかにする。
の効果を明らかにする。
（実施例１）
０．５％Ｃ２２，５％Ｓｉ、０．３％Ｍｎ、０．０１５
％Ｐ、ｏ、ｏｏｓ％Ｓ、０．３％Ｍｏ、０．３％Ｎｉ、
０．０５％ＡＩを含有し、残部が実質的にＦｅである溶
湯を、調水冷型を有する金型を用いて鋳造を行った９な
お、溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅｃであった。未変態
オーステナイト量を測定した後、オーステンパー処理（
オーステナイト化：９００℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイト化：
４００℃Ｘ ｌ ｈｒ）を施した。
％Ｐ、ｏ、ｏｏｓ％Ｓ、０．３％Ｍｏ、０．３％Ｎｉ、
０．０５％ＡＩを含有し、残部が実質的にＦｅである溶
湯を、調水冷型を有する金型を用いて鋳造を行った９な
お、溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅｃであった。未変態
オーステナイト量を測定した後、オーステンパー処理（
オーステナイト化：９００℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイト化：
４００℃Ｘ ｌ ｈｒ）を施した。
次いで、所定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃
値を測定した。
値を測定した。
（実施例２）
実施例１で用いたと同じ成分組成の溶湯を、調水冷型を
有する金型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速
度は１５℃／ ！ＩＩ ｅ ｅであった。未変態オース
テナイト量を測定した後、オーステンパー処理（オース
テナイト化：９００℃×１ｈ「、ベイナイト化：３７０
℃Ｘ１ｈｒ）を施した０次いで、所定の試験片を調製し
て、引張強さおよび衝撃値を測定した。
有する金型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速
度は１５℃／ ！ＩＩ ｅ ｅであった。未変態オース
テナイト量を測定した後、オーステンパー処理（オース
テナイト化：９００℃×１ｈ「、ベイナイト化：３７０
℃Ｘ１ｈｒ）を施した０次いで、所定の試験片を調製し
て、引張強さおよび衝撃値を測定した。
（実施例３）
実施例１と同じ成分組成の溶湯を、調水冷型を有する金
型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は１５
℃／ｓｅｅであった。未変態オーステナイト量を測定し
ｆＳ後、オーステンパー処理（オーステナイト化：９０
０℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイト化＝３３０℃Ｘ２ｈｒ）を施
した。次いで、所定の試験片を調製して、引張強さおよ
び衝撃値を測定した。
型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は１５
℃／ｓｅｅであった。未変態オーステナイト量を測定し
ｆＳ後、オーステンパー処理（オーステナイト化：９０
０℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイト化＝３３０℃Ｘ２ｈｒ）を施
した。次いで、所定の試験片を調製して、引張強さおよ
び衝撃値を測定した。
（実施例４）
実施例１と同じ成分組成の溶湯を、調水冷型を有する金
型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は１５
℃／ｓｅｅであった。未変態オーステナイト量を測定し
た後、オーステンパー処理（オーステナイト化：９００
℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイト化：２８５℃Ｘ２ｈｒ）を施し
た。次いで、所定の試験片を調製して、引張強さおよび
衝撃値を測定した。
型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は１５
℃／ｓｅｅであった。未変態オーステナイト量を測定し
た後、オーステンパー処理（オーステナイト化：９００
℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイト化：２８５℃Ｘ２ｈｒ）を施し
た。次いで、所定の試験片を調製して、引張強さおよび
衝撃値を測定した。
（実施例５）
０．３％Ｃ，３％Ｓｉ、０．５％Ｍｎ、０．０１５％Ｐ
、０．０１％Ｓ、０．５％Ｃｕ、０．５％Ｖ、Ｏ。
、０．０１％Ｓ、０．５％Ｃｕ、０．５％Ｖ、Ｏ。
０８％Ａ１を含有し、残部が実質的にＦｅである溶湯を
、調水冷型を有する金型を用いて鋳造を行った。なお、
溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅｅであった。未変態オー
ステナイト量を測定した後、オ−ステンパー処理（オー
ステナイト化＝９００℃×１ｈｒ、ベイナイト化：３７
０℃Ｘ １ ｈｒ）を施した。次いで、所定の試験片を
調製して、引張強さおよび衝撃値を測定しな。
、調水冷型を有する金型を用いて鋳造を行った。なお、
溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅｅであった。未変態オー
ステナイト量を測定した後、オ−ステンパー処理（オー
ステナイト化＝９００℃×１ｈｒ、ベイナイト化：３７
０℃Ｘ １ ｈｒ）を施した。次いで、所定の試験片を
調製して、引張強さおよび衝撃値を測定しな。
（実施例６）
０．７％Ｃ２２，２％Ｓｉ、０．２％Ｍｎ、０．０２％
Ｐ、０．００４％Ｓ、０．２％Ｍｏを含有し、残部が実
質的にＦｅである溶湯を、調水冷型を有する金型を用い
て鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅ
ｅであった。未変態オーステナイト量を測定した後、オ
ーステンパー処理（オーステナイト化＝９３０℃Ｘ１ｈ
ｒ、ベイナイト化：３５０℃Ｘ２ｈｒ）を施した０次い
で、所定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を
測定した。
Ｐ、０．００４％Ｓ、０．２％Ｍｏを含有し、残部が実
質的にＦｅである溶湯を、調水冷型を有する金型を用い
て鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅ
ｅであった。未変態オーステナイト量を測定した後、オ
ーステンパー処理（オーステナイト化＝９３０℃Ｘ１ｈ
ｒ、ベイナイト化：３５０℃Ｘ２ｈｒ）を施した０次い
で、所定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を
測定した。
（比較例１）
１．０％Ｃ２２，４％Ｓｉ、０．５％Ｍｎ、０．３％Ｎ
ｉ、０．１％Ｍｏ、０，０５％ＡＩを含有し、残部が実
質的にＦｅである溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造
した。なお、溶湯の冷却速度は２．５”Ｃ／ｓｅｅであ
った。未変態オーステナイト量を測定した後、オーステ
ンパー処理（オーステナイト化＝９００℃×１ｈ「、ベ
イナイト化＝３７０℃×１ｈｒ）を施した。次いで、所
定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定し
た。
ｉ、０．１％Ｍｏ、０，０５％ＡＩを含有し、残部が実
質的にＦｅである溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造
した。なお、溶湯の冷却速度は２．５”Ｃ／ｓｅｅであ
った。未変態オーステナイト量を測定した後、オーステ
ンパー処理（オーステナイト化＝９００℃×１ｈ「、ベ
イナイト化＝３７０℃×１ｈｒ）を施した。次いで、所
定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定し
た。
（比較例２）
０．５％Ｃ５２，５％Ｓｉ、０．３％Ｍｎ、０．０１５
％Ｐ、ｏ 、ｏ ｏ ｓ％Ｓ、０．３％Ｍｏ、０．３％
Ｎｉ、０．０５％Ａ１を含有し、残部が実質的にＦｅで
ある溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造した。
％Ｐ、ｏ 、ｏ ｏ ｓ％Ｓ、０．３％Ｍｏ、０．３％
Ｎｉ、０．０５％Ａ１を含有し、残部が実質的にＦｅで
ある溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造した。
なお、溶湯の冷却速度は２，５℃／ｓｅｃであった。
未変態オーステナイト量を測定した後、オーステンパー
処理（オーステナイト化：９００℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイ
ト化二３７０℃Ｘ １ ｈｒ）を施した。次いで、所定
の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定した
。
処理（オーステナイト化：９００℃Ｘ１ｈｒ、ベイナイ
ト化二３７０℃Ｘ １ ｈｒ）を施した。次いで、所定
の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定した
。
（比較例３）
０．５％Ｃ１０，５％Ｓｉ、０．３％Ｍｎ、０．０１５
％Ｐ、０．００９％Ｓを含有し、残部が実質的にＦｅで
ある溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造した。なお、
溶湯の冷却速度は２．５℃／ｓｅｅであった。焼ならし
を施した後、所定の試験片を調製して、引張強さおよび
衝撃値を測定した。
％Ｐ、０．００９％Ｓを含有し、残部が実質的にＦｅで
ある溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造した。なお、
溶湯の冷却速度は２．５℃／ｓｅｅであった。焼ならし
を施した後、所定の試験片を調製して、引張強さおよび
衝撃値を測定した。
得られた結果を第１表に示す。また、第３図に実施例２
で得られた本発明材２の金属組織を表す顕微鏡写真を、
第４図に比較例１で得られ比較材１の金属組織を表す顕
微鏡写真を、第５図に比較例２で得られた比較材２につ
いての金属組織を表す顕微鏡写真をそれぞれ示す。
で得られた本発明材２の金属組織を表す顕微鏡写真を、
第４図に比較例１で得られ比較材１の金属組織を表す顕
微鏡写真を、第５図に比較例２で得られた比較材２につ
いての金属組織を表す顕微鏡写真をそれぞれ示す。
（以下余白）
第１表に示したように、比較例１〜３は溶湯の冷却速度
が２．５℃／’Ｓｅｃと遅いため、未変態オーステナイ
ト量が１２〜１７％と多い。これに対して、本発明例で
ある実施例１〜６は溶湯の冷却速度が１５℃／ｓｅｃと
速いため、未変態のオーステナイト量が０．２〜０．６
％と極めて少ない。
が２．５℃／’Ｓｅｃと遅いため、未変態オーステナイ
ト量が１２〜１７％と多い。これに対して、本発明例で
ある実施例１〜６は溶湯の冷却速度が１５℃／ｓｅｃと
速いため、未変態のオーステナイト量が０．２〜０．６
％と極めて少ない。
また、オーステンパー処理後の引張強さについては、比
較材１〜３が６８〜８９ｋｇｆ／′ｌｌｌｍ２であるの
に対し、本発明例の実施例１〜６は８７〜１３４ｋＨｆ
／ｍｍ’であって、優れた強度を有することが確認され
た。
較材１〜３が６８〜８９ｋｇｆ／′ｌｌｌｍ２であるの
に対し、本発明例の実施例１〜６は８７〜１３４ｋＨｆ
／ｍｍ’であって、優れた強度を有することが確認され
た。
オーステンパー処理後の室温における衝撃値については
、比較材１〜３が３．２〜３．８ ｋｇｆ／ ａｍ２で
あるのに対し、実施例１〜６の本発明材１〜６は、５．
２〜９ 、８ ｋｇｆ ／ ａｍ２であって、靭性にお
いても優れた特性を有することが判明した。
、比較材１〜３が３．２〜３．８ ｋｇｆ／ ａｍ２で
あるのに対し、実施例１〜６の本発明材１〜６は、５．
２〜９ 、８ ｋｇｆ ／ ａｍ２であって、靭性にお
いても優れた特性を有することが判明した。
さらに、第３図〜第５図の金属組織を表す顕微鏡写真か
ら明らかなように、第４図の比較材１および第５図の比
較材２の金属組織は、黒鉛または遊離セメンタイトが認
められ、粗くて不均一なベイナイト組織となっている。
ら明らかなように、第４図の比較材１および第５図の比
較材２の金属組織は、黒鉛または遊離セメンタイトが認
められ、粗くて不均一なベイナイト組織となっている。
これに対して第３図の本発明材の金属組織は、黒鉛およ
び遊離セメンタイトが全く認められず、均一微細なベイ
ナイト組織になっていることが確認された。
び遊離セメンタイトが全く認められず、均一微細なベイ
ナイト組織になっていることが確認された。
［発明の効果］
本発明の高靭性鋳鋼の製造方法は以上説明したように、
溶湯の冷却速度を４℃／ Ｓ ｅ ｅ以上として鋳造す
るので、未変態オーステナイト量を５％未満にすること
ができ、衝撃値が著しく改善される。
溶湯の冷却速度を４℃／ Ｓ ｅ ｅ以上として鋳造す
るので、未変態オーステナイト量を５％未満にすること
ができ、衝撃値が著しく改善される。
また、低Ｃ化とＳｉ含有量の規制により、オーステンパ
ー処理しても、黒鉛の析出しないベイナイト組織が得ら
れるため、黒鉛による局部応力集中、脆化が低減し、強
度、靭性が向上する。さらに、低Ｃと急速凝固を組み合
わせることにより、黒鉛、未変態の塊状オーステナイト
、遊離セメンタイト等の少ない、均一微細なベイニティ
ックフェライトと残留オーステナイトの混合組織が得ら
れるので、強度と靭性ともに優れた鋳鋼が得られる。
ー処理しても、黒鉛の析出しないベイナイト組織が得ら
れるため、黒鉛による局部応力集中、脆化が低減し、強
度、靭性が向上する。さらに、低Ｃと急速凝固を組み合
わせることにより、黒鉛、未変態の塊状オーステナイト
、遊離セメンタイト等の少ない、均一微細なベイニティ
ックフェライトと残留オーステナイトの混合組織が得ら
れるので、強度と靭性ともに優れた鋳鋼が得られる。
第１図は溶湯の冷却速度と未変態オーステナイト量の関
係を示すＩａ１２Ｉ、第２図は未変態オーステナイト量
と衝撃値との関係を示す線図、第３図は本発明例の金属
組織を表す顕微鏡写真、第４図および第５図は比較例の
金属組織を表す顕微鏡写真である。 第１図 冷却速度と未変態オーステナイト量の関係特許出願人
トヨタ自動車株式会社 代 理 人 弁理士 大 川 宏 第２図 未変態オーステナイト量と衝撃値の関係未変態オーステ
ナイト量（％）
係を示すＩａ１２Ｉ、第２図は未変態オーステナイト量
と衝撃値との関係を示す線図、第３図は本発明例の金属
組織を表す顕微鏡写真、第４図および第５図は比較例の
金属組織を表す顕微鏡写真である。 第１図 冷却速度と未変態オーステナイト量の関係特許出願人
トヨタ自動車株式会社 代 理 人 弁理士 大 川 宏 第２図 未変態オーステナイト量と衝撃値の関係未変態オーステ
ナイト量（％）
Claims (1)
- （１）重量比で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ；１．８
〜３．０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素から
なる溶湯を、４℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋳造した後
、オーステンパー処理し均一微細なベイナイトと安定な
残留オーステナイトの混合組織とすることを特徴とする
高靭性鋳鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16338790A JP2803331B2 (ja) | 1990-06-21 | 1990-06-21 | 高靱性鋳鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16338790A JP2803331B2 (ja) | 1990-06-21 | 1990-06-21 | 高靱性鋳鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0452218A true JPH0452218A (ja) | 1992-02-20 |
| JP2803331B2 JP2803331B2 (ja) | 1998-09-24 |
Family
ID=15772925
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16338790A Expired - Fee Related JP2803331B2 (ja) | 1990-06-21 | 1990-06-21 | 高靱性鋳鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2803331B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003306741A (ja) * | 2002-04-16 | 2003-10-31 | Japan Science & Technology Corp | 高張力鋳鋼およびその製造方法 |
| WO2009086461A3 (en) * | 2007-12-26 | 2009-09-24 | Wayne State University | Development of a high strength high toughness bainitic steel |
| CN102747199A (zh) * | 2012-07-16 | 2012-10-24 | 鑫光热处理工业(昆山)有限公司 | 50#钢工件的连续等温淬火法 |
| JP2016130352A (ja) * | 2015-01-15 | 2016-07-21 | トヨタ自動車株式会社 | 鋼材の熱処理方法 |
| JP2020509195A (ja) * | 2016-12-21 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01108342A (ja) * | 1987-10-21 | 1989-04-25 | Mazda Motor Corp | 高強度、高剛性、高靱性を有する鉄系鋳物およびその製造法 |
-
1990
- 1990-06-21 JP JP16338790A patent/JP2803331B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01108342A (ja) * | 1987-10-21 | 1989-04-25 | Mazda Motor Corp | 高強度、高剛性、高靱性を有する鉄系鋳物およびその製造法 |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003306741A (ja) * | 2002-04-16 | 2003-10-31 | Japan Science & Technology Corp | 高張力鋳鋼およびその製造方法 |
| WO2009086461A3 (en) * | 2007-12-26 | 2009-09-24 | Wayne State University | Development of a high strength high toughness bainitic steel |
| US20110114233A1 (en) * | 2007-12-26 | 2011-05-19 | Wayne State University | Development of a high strength high toughness bainitic steel |
| US8657972B2 (en) | 2007-12-26 | 2014-02-25 | Wayne State University | Development of a high strength high toughness steel |
| CN102747199A (zh) * | 2012-07-16 | 2012-10-24 | 鑫光热处理工业(昆山)有限公司 | 50#钢工件的连续等温淬火法 |
| JP2016130352A (ja) * | 2015-01-15 | 2016-07-21 | トヨタ自動車株式会社 | 鋼材の熱処理方法 |
| CN105803161A (zh) * | 2015-01-15 | 2016-07-27 | 丰田自动车株式会社 | 钢材的热处理方法 |
| US10301694B2 (en) | 2015-01-15 | 2019-05-28 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Heat treatment method for steel material |
| JP2020509195A (ja) * | 2016-12-21 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 成形性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
| US11591664B2 (en) | 2016-12-21 | 2023-02-28 | Posco Co., Ltd | Hot rolled steel sheet having excellent formability and fatigue properties and manufacturing method therefor |
| US11970749B2 (en) | 2016-12-21 | 2024-04-30 | Posco Co., Ltd | Hot rolled steel sheet having excellent formability and fatigue properties and manufacturing method therefor |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2803331B2 (ja) | 1998-09-24 |
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| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |