JPS6096750A - 加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼およびその製造方法 - Google Patents
加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼およびその製造方法Info
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- JPS6096750A JPS6096750A JP59212755A JP21275584A JPS6096750A JP S6096750 A JPS6096750 A JP S6096750A JP 59212755 A JP59212755 A JP 59212755A JP 21275584 A JP21275584 A JP 21275584A JP S6096750 A JPS6096750 A JP S6096750A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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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、破断点において１０ないし８０％の伸び率を
もつ加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼（ハツト
フィールド形）、およびその製造方法に関する。
もつ加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼（ハツト
フィールド形）、およびその製造方法に関する。
従来技術
加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼は、鋳物、鍛
造品および圧延刊料の形で広い応用範囲をもっている。
造品および圧延刊料の形で広い応用範囲をもっている。
この広範な使用は特にその高い固有延性および満足でき
る加工硬化性による。
る加工硬化性による。
使用は硬質材料破砕用鋳物から耐剥落性物体に及んでい
る。マンガン鋼の有効な性質は加工硬化性と延性との組
合わせにある。加工硬化は、例えば表面層にあるオース
テナイトを一部εマルテンサイトに変成する衝ネにより
機械的応力をマンガン鋼が受けるとき、常におこる。加
工硬化の測定からブリネル硬度の２００ないし５５０の
増大がわかる。こうして鋳物、鍛造品等は、使用中機械
的応力を受けると硬度を増大する。
る。マンガン鋼の有効な性質は加工硬化性と延性との組
合わせにある。加工硬化は、例えば表面層にあるオース
テナイトを一部εマルテンサイトに変成する衝ネにより
機械的応力をマンガン鋼が受けるとき、常におこる。加
工硬化の測定からブリネル硬度の２００ないし５５０の
増大がわかる。こうして鋳物、鍛造品等は、使用中機械
的応力を受けると硬度を増大する。
しかしこのような物体は摩耗も受けるので、表面層は不
断に除去されて、オーステナイトを表面に残す。このオ
ーステナイトは繰返される機械的応力により再び変成さ
れる。表面層の下にある合金は著しく延性があり、した
がってマンガン鋼は、物体がＭ肉である場合にも破断の
おそれなしに高い機械的衝撃に耐えることができる。
断に除去されて、オーステナイトを表面に残す。このオ
ーステナイトは繰返される機械的応力により再び変成さ
れる。表面層の下にある合金は著しく延性があり、した
がってマンガン鋼は、物体がＭ肉である場合にも破断の
おそれなしに高い機械的衝撃に耐えることができる。
物体がマンガン鋼から作られている場合、予備ｌ物また
は鋳塊がそれから作られる物体の性質を規定するために
製造されることが不可欠である。鋳物が過度に粗い組織
をもっていると、物体は低い延性をもつことになる。太
きい鋳物の場合粒度が断面にわたって異なっている。外
側にある比較的微粒のｌすい縁区域があり、それに柱状
結晶が続き、さらにｊｆ物の中心にある微小球状組織が
続く。鋼はその＋１わ１面にわたって大体オーステナイ
トで加工硬化可能であるが、これらの組織的な相違の結
果として、その機械的性質特にその延性において大きい
差が生ずる。
は鋳塊がそれから作られる物体の性質を規定するために
製造されることが不可欠である。鋳物が過度に粗い組織
をもっていると、物体は低い延性をもつことになる。太
きい鋳物の場合粒度が断面にわたって異なっている。外
側にある比較的微粒のｌすい縁区域があり、それに柱状
結晶が続き、さらにｊｆ物の中心にある微小球状組織が
続く。鋼はその＋１わ１面にわたって大体オーステナイ
トで加工硬化可能であるが、これらの組織的な相違の結
果として、その機械的性質特にその延性において大きい
差が生ずる。
断面全体にわたって可能な最も均一な延性を得るために
、増大する過冷却が核の数を増大させて微小粒度を生ず
ることを考慮して、鋳造温度をできるだけ低く例えば１
４１０°Ｃにすることが既に提案されている。しかしこ
の低い鋳造温度は主要な製造上の問題を生ずる。例えば
鋳物にふさがりがおこり、溶融金属が、鋳型の特に隅を
もはや精確に満たさないような流動性をもつ。
、増大する過冷却が核の数を増大させて微小粒度を生ず
ることを考慮して、鋳造温度をできるだけ低く例えば１
４１０°Ｃにすることが既に提案されている。しかしこ
の低い鋳造温度は主要な製造上の問題を生ずる。例えば
鋳物にふさがりがおこり、溶融金属が、鋳型の特に隅を
もはや精確に満たさないような流動性をもつ。
さらに鋳造中溶融金属が取鍋の内彊り上に凝固して取鍋
スカルまたは表皮を生じ、これらスカルまたは表皮を除
去して再処理せねばならない。
スカルまたは表皮を生じ、これらスカルまたは表皮を除
去して再処理せねばならない。
実際の鋳造中栓が出口で励かなくなり、それにより注出
を中断せねばならない。前述したことから容易に推定さ
れるように、結晶粒の再現不可能な微細化のために生ず
る経済的不利益は大きく、シたがってこの低温鋳造過程
は受容できなかった。
を中断せねばならない。前述したことから容易に推定さ
れるように、結晶粒の再現不可能な微細化のために生ず
る経済的不利益は大きく、シたがってこの低温鋳造過程
は受容できなかった。
結晶粒を微細化する他の方法は特殊な熱処理を含み、鋳
物が５００ないし６００″Ｃの温度で８ないし１２時間
焼鈍され、それにより大部分のオーステナイトがパーラ
イトに変成される。これに９７０ないし１１００６Ｇの
温度でのオーステナイト化焼鈍が続く。この二重組織変
化は微細な結晶を生ずるものと思われるが、それにより
製品が熱処理中きわめてもろくなるので、低い機械的応
力でも変形なしに破断する。他の主要な欠点は、処理に
かなりのエネルギーを必要とすることである。
物が５００ないし６００″Ｃの温度で８ないし１２時間
焼鈍され、それにより大部分のオーステナイトがパーラ
イトに変成される。これに９７０ないし１１００６Ｇの
温度でのオーステナイト化焼鈍が続く。この二重組織変
化は微細な結晶を生ずるものと思われるが、それにより
製品が熱処理中きわめてもろくなるので、低い機械的応
力でも変形なしに破断する。他の主要な欠点は、処理に
かなりのエネルギーを必要とすることである。
これらの運出のため、別の合金元紫例えばＣｒ。
Ｔｉ５ＺｒおよびＮを少なくとも０．１または０．２重
％の瓜で添加することによって、結晶粒微細化を行なう
試みが出願人によりなされた。これらの添加物は低い鋳
造温度でも結晶粒を微細化するが、それらは機械的性質
特に伸びと切欠き衝悠強さをかなり低下させる。
％の瓜で添加することによって、結晶粒微細化を行なう
試みが出願人によりなされた。これらの添加物は低い鋳
造温度でも結晶粒を微細化するが、それらは機械的性質
特に伸びと切欠き衝悠強さをかなり低下させる。
マンガン鋼（ハツトフィールド形）は０．７ないし１．
７重量％の炭素含裔負と、５ないし１８重量％のマンガ
ン含有量を通常もっている。マンガン鋼の性質を維持し
ようとすれば、１：４ないし１：１４のＣとＭｎとの比
も重要である。これより低い比ではオーステティｌ−鋼
はもはや存在せず、鋼はもはや加工硬化せず、粘り強さ
も低下する。これより向い比ではオーステナイトが安定
でありすぎて、再び加工硬化性がなく、所望の性質も得
られない。
７重量％の炭素含裔負と、５ないし１８重量％のマンガ
ン含有量を通常もっている。マンガン鋼の性質を維持し
ようとすれば、１：４ないし１：１４のＣとＭｎとの比
も重要である。これより低い比ではオーステティｌ−鋼
はもはや存在せず、鋼はもはや加工硬化せず、粘り強さ
も低下する。これより向い比ではオーステナイトが安定
でありすぎて、再び加工硬化性がなく、所望の性質も得
られない。
０．１重量％を越える燐含有侃は粘り強さをきわめて低
下するので、よく知られているように特に低い燐含裔昂
をめねばならない。
下するので、よく知られているように特に低い燐含裔昂
をめねばならない。
ＡＳＴＭＡ、１２８／６４は４つの異なる種類のマンガ
ン鋼を記載しており、その炭素含′＠′カ１は帆７ない
し１，４５重伜％に変化し、マンガン含有量は１１ない
し１４重世％に変化している。炭素含有示は加工硬化の
程度を変化するために変えられ、１．５ないし２．５重
量％の量のクロムを添加することによって加工硬化の程
度に影響を及ばすこともできる。２・５重加％までのモ
リブデンを添加することによって粗い析出炭化物を避け
ることができる。４．０ＮＷｋ％までのニッケルの添加
がオーステナイ１−を安定化するために行なわれ、こう
して厚ＩＮＮ物におけるパーライトの形成を防止する。
ン鋼を記載しており、その炭素含′＠′カ１は帆７ない
し１，４５重伜％に変化し、マンガン含有量は１１ない
し１４重世％に変化している。炭素含有示は加工硬化の
程度を変化するために変えられ、１．５ないし２．５重
量％の量のクロムを添加することによって加工硬化の程
度に影響を及ばすこともできる。２・５重加％までのモ
リブデンを添加することによって粗い析出炭化物を避け
ることができる。４．０ＮＷｋ％までのニッケルの添加
がオーステナイ１−を安定化するために行なわれ、こう
して厚ＩＮＮ物におけるパーライトの形成を防止する。
約５重量％のマンガンを含むマンガン鋼も公知である。
このような鋼は少しの粘り強さしかもたないが、高い耐
摩耗性をもっている。
摩耗性をもっている。
発明の目的
本発明の目的は、破断点で１０ないし８０％の伸び系と
、断面全体にわたってできるだけ均一な組織と、機械的
性質を低下させることなく特に微細な粒度とをもつ加工
硬化可能なオーステナイトマンガン鋼を提供することで
ある。
、断面全体にわたってできるだけ均一な組織と、機械的
性質を低下させることなく特に微細な粒度とをもつ加工
硬化可能なオーステナイトマンガン鋼を提供することで
ある。
目的を達するための手段
本発明による加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼
は、重量％で０．フないし１．７の０１５．０ないし１
８．０のＭｎ、０ないし３．０のＣｒ１０ないし４．０
のＮ１．０ないし２．５のＭｏ、０．１ないし０．９の
Ｓｉ、Ｏ−１までのＰを含み、ＣとＭｎとの比が１＝４
な・いし１：１４であり、微細化合金元素として重量％
で帆Ｏないし０．２場合によっては帆０５ないし０．０
９なるべく ０．０５ないし０．０８ （Ｄ Ｔｉ 、
０．０ないし０．２場合によっては０．０５ないし０．
０９なるべく帆０５ないし０．０８のＺｒ 。
は、重量％で０．フないし１．７の０１５．０ないし１
８．０のＭｎ、０ないし３．０のＣｒ１０ないし４．０
のＮ１．０ないし２．５のＭｏ、０．１ないし０．９の
Ｓｉ、Ｏ−１までのＰを含み、ＣとＭｎとの比が１＝４
な・いし１：１４であり、微細化合金元素として重量％
で帆Ｏないし０．２場合によっては帆０５ないし０．０
９なるべく ０．０５ないし０．０８ （Ｄ Ｔｉ 、
０．０ないし０．２場合によっては０．０５ないし０．
０９なるべく帆０５ないし０．０８のＺｒ 。
０．０ないし０．２場合によっては帆ｏ５ないし帆ｏ９
なるべく ０．０５ないし０．０８のＶを含み、総和Ｔ
ｌ十Ｚｒ十Ｖが重量％で０．００２ないし０．２場合に
よっては帆０５ないし０．０９なるべく ０．０５ない
し帆０８の範囲にあり、残部は鉄および溶融過程中に生
ずる不純物である。
なるべく ０．０５ないし０．０８のＶを含み、総和Ｔ
ｌ十Ｚｒ十Ｖが重量％で０．００２ないし０．２場合に
よっては帆０５ないし０．０９なるべく ０．０５ない
し帆０８の範囲にあり、残部は鉄および溶融過程中に生
ずる不純物である。
０．００２ないしｏ、ｏｏｓ重量％のほう素をマンガン
鋼に添加することによっても、さらに微細な粒度が得ら
れる。
鋼に添加することによっても、さらに微細な粒度が得ら
れる。
微細化合金元素として０．０１ないし帆０２５重量％の
チタンだけを使用することによって、特に満足できる結
晶粒微細化が行なわれる。
チタンだけを使用することによって、特に満足できる結
晶粒微細化が行なわれる。
マンガン鋼が帆０１ないし０．０５重量％のアルミニウ
ムを含んでいると、チタン含有量を特に精確に維持する
ことができる。゛ 電気炉内で装入物を溶融し、石灰を含有してスラグを形
成する添加剤を溶融金属に添加し、所望の分析値に調節
し、装入物を１４５０ないし１６００°Ｃの湯出し温度
に加熱し、酸素に対し現相性をもつ元素で脱砂し、取鍋
へ湯出しすることによる本発明によるマンガン鋼νＩ物
の製造は、主として微細化合金元素であるチタン、ジル
コンおよびバナジウムの含有量を取鍋において調節し、
溶湯を１４２０ないし１５２０’Ｃの温度で鋳込み、鋳
物を冷却し、９８０ないし１１５０°Ｃのオーステナイ
ト化温度に再び加熱し、それから急冷することにある。
ムを含んでいると、チタン含有量を特に精確に維持する
ことができる。゛ 電気炉内で装入物を溶融し、石灰を含有してスラグを形
成する添加剤を溶融金属に添加し、所望の分析値に調節
し、装入物を１４５０ないし１６００°Ｃの湯出し温度
に加熱し、酸素に対し現相性をもつ元素で脱砂し、取鍋
へ湯出しすることによる本発明によるマンガン鋼νＩ物
の製造は、主として微細化合金元素であるチタン、ジル
コンおよびバナジウムの含有量を取鍋において調節し、
溶湯を１４２０ないし１５２０’Ｃの温度で鋳込み、鋳
物を冷却し、９８０ないし１１５０°Ｃのオーステナイ
ト化温度に再び加熱し、それから急冷することにある。
微細化合金元素な取鍋において添加することによって、
これら元素の含有量を再現可能にすることができる。特
に高度の粘り強さは、鋳物を９８０ないし１１５０°Ｃ
のオーステナイト化温度に加熱し、それから急冷するこ
とによって得られる。
これら元素の含有量を再現可能にすることができる。特
に高度の粘り強さは、鋳物を９８０ないし１１５０°Ｃ
のオーステナイト化温度に加熱し、それから急冷するこ
とによって得られる。
鋳物を１０３０ないし１１５０８Ｃに加熱した後９８０
ないし１０００°Ｃの温度に冷却し、鋳物の温度が均等
になった後急冷すると、鋳物の亀裂を生ずる傾向がかな
り減少する。マンガン鋼は他の銅より低い熱伝導率（鉄
のわずか６分の１）をもち、したがって温度の均等化に
対１して特に注意を払わねばならない。
ないし１０００°Ｃの温度に冷却し、鋳物の温度が均等
になった後急冷すると、鋳物の亀裂を生ずる傾向がかな
り減少する。マンガン鋼は他の銅より低い熱伝導率（鉄
のわずか６分の１）をもち、したがって温度の均等化に
対１して特に注意を払わねばならない。
大きい断面の場合にも結晶粒界炭化物の確実な溶解は、
１０８０ないし１１００℃の温度において溶体化処理を
行ない、それから温度を９８０ないし１０００°Ｃに下
げて均等にすることによって、低いエネルギー消費で行
なうことができる。鋳物はそれから急冷される。
１０８０ないし１１００℃の温度において溶体化処理を
行ない、それから温度を９８０ないし１０００°Ｃに下
げて均等にすることによって、低いエネルギー消費で行
なうことができる。鋳物はそれから急冷される。
鋳物をオーステナイト化温度に加熱し、それから異なる
黙示４率の冷却剤にさらすことによって、特に低い内部
応力をもつ鋳物が得られる。
黙示４率の冷却剤にさらすことによって、特に低い内部
応力をもつ鋳物が得られる。
この目的に特に適した冷却剤は水および空気である。
鋳物を８００ないし１０００℃の温度でｇＪ型から除去
し、それから熱処理炉内で鋳物の温度を均等化し、それ
から直ちにオーステナイト化温度に上げると、特にエネ
ルギーを節約する過程が得られ、同時に鋳物内に高い応
力が生ずるのを防止され、パーライト化が回避される。
し、それから熱処理炉内で鋳物の温度を均等化し、それ
から直ちにオーステナイト化温度に上げると、特にエネ
ルギーを節約する過程が得られ、同時に鋳物内に高い応
力が生ずるのを防止され、パーライト化が回避される。
実施例
以下の例を参照して本発明をさらに詳細に説明する。
！Ｌ二
次の組成のマンガン！ｌｌ １５ｔをアーク炉で溶融し
た。１．．２１重」８％の炭紫、１２．３重量％のマン
ガン、Ｑｌ、４７重量％のけい素、０・０２３重世％の
燐、０．４５重１％のクロム、ニッケルおよびモリブデ
ンの痕跡。溶湯を９０重量％の石灰石と１０重量％のぶ
つ化カルシウムからなるスラグで覆い、それから浴湯を
１５２０’（の湯出し温度に調節した。脱酸後溶湯を取
鍋へ湯出しし、そこで測った温度はｌ ４６０’Ｃであ
った。溶湯を厄ｉＸ ？ｊ（ＶＪ：砂鋳型（マグネサイ
ト）へ鋳込んだ。得られ１こ鋳物は１４ｔの総和蚤と］
、］１の正味型（１ｔをもつタンブラで、６０ないし１
８．０ｍｍの厚さの壁をもっていた。鋳物を室温まで放
冷し、鋳型から除去し、それから徐々に１０５０°Ｃま
で加熱しｌこ。４１１η間の医持期間後タンブラを水中
で急冷シラ１こ。こうして得られた鋳物は、同じ形式の
材料で溶接することによって閉じねばならない亀裂をも
っていた。金相学的検査から極端な微結晶粒間区域とそ
れに＠接する微／ＪＸ球体区域が認められた。
た。１．．２１重」８％の炭紫、１２．３重量％のマン
ガン、Ｑｌ、４７重量％のけい素、０・０２３重世％の
燐、０．４５重１％のクロム、ニッケルおよびモリブデ
ンの痕跡。溶湯を９０重量％の石灰石と１０重量％のぶ
つ化カルシウムからなるスラグで覆い、それから浴湯を
１５２０’（の湯出し温度に調節した。脱酸後溶湯を取
鍋へ湯出しし、そこで測った温度はｌ ４６０’Ｃであ
った。溶湯を厄ｉＸ ？ｊ（ＶＪ：砂鋳型（マグネサイ
ト）へ鋳込んだ。得られ１こ鋳物は１４ｔの総和蚤と］
、］１の正味型（１ｔをもつタンブラで、６０ないし１
８．０ｍｍの厚さの壁をもっていた。鋳物を室温まで放
冷し、鋳型から除去し、それから徐々に１０５０°Ｃま
で加熱しｌこ。４１１η間の医持期間後タンブラを水中
で急冷シラ１こ。こうして得られた鋳物は、同じ形式の
材料で溶接することによって閉じねばならない亀裂をも
っていた。金相学的検査から極端な微結晶粒間区域とそ
れに＠接する微／ＪＸ球体区域が認められた。
微ＩＪＸ球体区域からの試験片は、’Ｌ：］Ｃ１ｄによ
り測定して８．４％の伸び率を示した。引張り強さは６
２３Ｎ／ｍｍ２であった。
り測定して８．４％の伸び率を示した。引張り強さは６
２３Ｎ／ｍｍ２であった。
例２
手順は例１と同じで、フェロチタンの形のチタンな取鍋
内で添加した。取鍋を鋳型の所へ移動し、＋４６０’ｃ
で鋳込みを行なった。鋳物を冷却し、それから１１００
６Ｇに熱し、４時間この温度に保った。それから炉の温
度を１０００８Ｃに下げた。
内で添加した。取鍋を鋳型の所へ移動し、＋４６０’ｃ
で鋳込みを行なった。鋳物を冷却し、それから１１００
６Ｇに熱し、４時間この温度に保った。それから炉の温
度を１０００８Ｃに下げた。
鋳物の温度の均等化は１時間後に達せられ、それから水
浴へ交互に浸すことにより鋳物を冷却した。こうして得
られたタンブラは亀裂がなかった。金相学的検査の結果
、微小結晶である縁区域を除いて完全に均一な微細結晶
組織であることがわかった。ｕＪｌｌＪの平均チタン含
有凰は０．０２重量％であった。鋳物の中心および縁か
ら取られた試料はほとんど同じ機械的性質を示し、引張
り強さはそれぞれ８２０および８３０ Ｎ７ｍ ｍ ２
で、伸び系はそれぞれ４０および４３％であった。
浴へ交互に浸すことにより鋳物を冷却した。こうして得
られたタンブラは亀裂がなかった。金相学的検査の結果
、微小結晶である縁区域を除いて完全に均一な微細結晶
組織であることがわかった。ｕＪｌｌＪの平均チタン含
有凰は０．０２重量％であった。鋳物の中心および縁か
ら取られた試料はほとんど同じ機械的性質を示し、引張
り強さはそれぞれ８２０および８３０ Ｎ７ｍ ｍ ２
で、伸び系はそれぞれ４０および４３％であった。
例３
岩石破砕ミル用のトラニオンをもつ１８０ｋｇの落し鍛
凸訂悠ハンマを製のするために、例２に類似な鋳塊を鋳
造した。この刀塊を分割し、それらの部分を１０５０°
ＣのＸ２造温度で打ρ８ハンマに形成した。トラニオン
の近くでこれらのハンマは完全に微細な組織を示し、こ
の組織は溶体化熱処理および急冷後も維持された。例１
による合金で製置されたハンマはトラニオンの近くに粗
粒結晶を示し、いくつかの微小亀裂を生した。
凸訂悠ハンマを製のするために、例２に類似な鋳塊を鋳
造した。この刀塊を分割し、それらの部分を１０５０°
ＣのＸ２造温度で打ρ８ハンマに形成した。トラニオン
の近くでこれらのハンマは完全に微細な組織を示し、こ
の組織は溶体化熱処理および急冷後も維持された。例１
による合金で製置されたハンマはトラニオンの近くに粗
粒結晶を示し、いくつかの微小亀裂を生した。
例４
次の組成のマンガン鋼１０ｔをアーク炉で浴融した。す
なわち１．０重量％の炭葉、５．２重ｉ？１％のマンガ
ン、０．４重量％のけい素、１．７Ｍ量％のクロム、１
．０重世％のモリブデンおよび０．０３重量％の燐。溶
湯を９０重量％の石灰石と１０重量％のぶつ化カルシウ
ムからなるスラグで覆い、溶湯を１４９０°Ｃの瘍出し
温度に調節した。それから金属アルミニウムにより最終
脱酸を行なった。
なわち１．０重量％の炭葉、５．２重ｉ？１％のマンガ
ン、０．４重量％のけい素、１．７Ｍ量％のクロム、１
．０重世％のモリブデンおよび０．０３重量％の燐。溶
湯を９０重量％の石灰石と１０重量％のぶつ化カルシウ
ムからなるスラグで覆い、溶湯を１４９０°Ｃの瘍出し
温度に調節した。それから金属アルミニウムにより最終
脱酸を行なった。
脱酸後溶湯を取鍋へ湯出しし、そこで測った温度は１４
３０６Ｃであった。フェロチタンとジルコン−バナジウ
ム合金を取鍋中の溶湯に添加した。
３０６Ｃであった。フェロチタンとジルコン−バナジウ
ム合金を取鍋中の溶湯に添加した。
ボールミル用の板を鋳造する間１４３０’Ｃの温度を維
持した。得られた板は８０ｍｍの厚さをもっていた。こ
れらの温度を８５０６Ｇの温度にある鋳型から除去し、
８５０’（：の温度に調節された熱処理炉に２時間、温
度が均等化するまで保持した。
持した。得られた板は８０ｍｍの厚さをもっていた。こ
れらの温度を８５０６Ｇの温度にある鋳型から除去し、
８５０’（：の温度に調節された熱処理炉に２時間、温
度が均等化するまで保持した。
その後板を１１００’Ｃに加熱し、それから冷却した。
金相学的検査の結果、微／ＪＸ結晶である縁区域を除い
て完全に均一な微細結晶粒の組織であることがわかった
。チタン、バナジウムおよびジルコンの平均含有量は０
．０３］ｉｆｉ％であった。縁および中心から取られた
試料の機械的性質はほとんど同じで、引張り強さはそれ
ぞれ８５０および８３５Ｎ／ｍｍ” 、伸び率はそれぞ
れ４５および４８％であった。
て完全に均一な微細結晶粒の組織であることがわかった
。チタン、バナジウムおよびジルコンの平均含有量は０
．０３］ｉｆｉ％であった。縁および中心から取られた
試料の機械的性質はほとんど同じで、引張り強さはそれ
ぞれ８５０および８３５Ｎ／ｍｍ” 、伸び率はそれぞ
れ４５および４８％であった。
例５
手順は例２と同様であったが、はう素およびチタンを取
鍋シこおいて添加した。温度パターンは例２と同様であ
った。鋳物は０．０２重量％の平均チタン含有量と帆０
０５重量％の平均はう素含有量とをもっていた。同様な
個所から取った試料の顕微鏡写真では、試料中の５０個
の結晶粒がチタンのみを含み、試料中の平均６０個の結
晶粒がほう素を含み、平均粒度の減少は０．０２ｍｍか
ら０．０１７ｍｍであった。
鍋シこおいて添加した。温度パターンは例２と同様であ
った。鋳物は０．０２重量％の平均チタン含有量と帆０
０５重量％の平均はう素含有量とをもっていた。同様な
個所から取った試料の顕微鏡写真では、試料中の５０個
の結晶粒がチタンのみを含み、試料中の平均６０個の結
晶粒がほう素を含み、平均粒度の減少は０．０２ｍｍか
ら０．０１７ｍｍであった。
例６
次の組成のマンガン鋼５００ｋｇを誘導炉で溶融した。
すなわち１．３５ｍｍ％の炭素、１７．２重量％のマン
ガン、ニッケルおよびクロムの痕跡、０．０２重１％の
燐。溶湯を９０ｍｍ％の石灰石と１０重量％のぶつ化カ
ルシウムからなるスラグで覆い、１６００’Ｃの腸出し
温度に調節した。金属アルミニウムで最終脱酸を行ない
、その後溶湯を取鍋へ湯出しして、チタンを添加した。
ガン、ニッケルおよびクロムの痕跡、０．０２重１％の
燐。溶湯を９０ｍｍ％の石灰石と１０重量％のぶつ化カ
ルシウムからなるスラグで覆い、１６００’Ｃの腸出し
温度に調節した。金属アルミニウムで最終脱酸を行ない
、その後溶湯を取鍋へ湯出しして、チタンを添加した。
それから直径１１０ｍｍの丸棒を１５２０℃で鋳造し１
こ。冷却すると棒を鋳型から除去してＩ ０３０６Ｃに
加熱し、５時間この温度に保った。炉の温度をそれから
９８０６Ｇに下げ、この温度に１．５時間保持した。
こ。冷却すると棒を鋳型から除去してＩ ０３０６Ｃに
加熱し、５時間この温度に保った。炉の温度をそれから
９８０６Ｇに下げ、この温度に１．５時間保持した。
それから棒を水浴で急冷した。
溶融が異なるチタン含有量で繰返され、次表に示される
機械的値は中心および縁区域から取られた試験片におい
て測定されたものである。
機械的値は中心および縁区域から取られた試験片におい
て測定されたものである。
中心の試験片 中縁の試験片
−６５０１２７１０２２
０，２’ ５５０． ７．８ ７１０ ２２０．１ ’
５８０ ９．２ ７０５ ２１０．０４． ７９０ ４
２ ８＋０ ４５０．０２ ８１２ ５０ ８２５ ５
５０．０１ ８１５ ５２ ８３０ ５８引張り強さと
破断点における伸び率はＤＩＮ ５Ｄ１４５／１９７５
に従って決定した。
５８０ ９．２ ７０５ ２１０．０４． ７９０ ４
２ ８＋０ ４５０．０２ ８１２ ５０ ８２５ ５
５０．０１ ８１５ ５２ ８３０ ５８引張り強さと
破断点における伸び率はＤＩＮ ５Ｄ１４５／１９７５
に従って決定した。
例７
次の組成のマンガン鋼５００ｋｇを誘導炉で溶融した。
すなわちｌ・３５重量％の炭素、１７．２重量％のマン
ガン、ニッケルおよびクロムの痕跡、および０．０２重
量％の燐。溶湯をスラグで覆った。清湯の温度は１４８
０°Ｃの温度に上昇した。最終脱酸のため金属アルミニ
ウムを添加し、それから溶湯を取鍋へ湯出しし、０．２
重重％のチタンを添加した。それから直径１１０ｍｍの
丸棒を１４４０℃で鋳造した。冷却すると棒の鋳型から
除去し、１０３０℃に加熱し、５時間この温度に保った
。炉の温度をそれから９８０６Ｃに下げ、１時間半保持
した。続いて棒を水浴で急冷した。
ガン、ニッケルおよびクロムの痕跡、および０．０２重
量％の燐。溶湯をスラグで覆った。清湯の温度は１４８
０°Ｃの温度に上昇した。最終脱酸のため金属アルミニ
ウムを添加し、それから溶湯を取鍋へ湯出しし、０．２
重重％のチタンを添加した。それから直径１１０ｍｍの
丸棒を１４４０℃で鋳造した。冷却すると棒の鋳型から
除去し、１０３０℃に加熱し、５時間この温度に保った
。炉の温度をそれから９８０６Ｃに下げ、１時間半保持
した。続いて棒を水浴で急冷した。
例８
次の組成のマンガン鋼５００ｋｇを誘導炉で溶融した。
すなわち１．２４重量％の炭素、０．５２ｍｍ％のけい
素、１２．５７重歇％のマンガン、０．１３重量％のニ
ッケル、０．４２重量％のクロム、０．０２７重量％の
燐およびｏ、 ｏｏｓ重量％の硫認。溶湯をスラグで覆
って、１４７０℃の門出し温度に製置ｉした。最終脱酸
のため金属アルミニウムを添Ｕｎし、その後７！ｌＩＳ
を取鍋へ湯出しして、０．０５重量％のチタンを添加し
た。それから直径１１０＋＋＋ｍの丸棒を１４４０℃で
鋳造した。冷却すると棒を鏡型から除去して、１０３０
０（：に加熱し、５時間この温度に保った。それから炉
の温度を９８０６Ｃに下げ、１時間半それを保持した。
素、１２．５７重歇％のマンガン、０．１３重量％のニ
ッケル、０．４２重量％のクロム、０．０２７重量％の
燐およびｏ、 ｏｏｓ重量％の硫認。溶湯をスラグで覆
って、１４７０℃の門出し温度に製置ｉした。最終脱酸
のため金属アルミニウムを添Ｕｎし、その後７！ｌＩＳ
を取鍋へ湯出しして、０．０５重量％のチタンを添加し
た。それから直径１１０＋＋＋ｍの丸棒を１４４０℃で
鋳造した。冷却すると棒を鏡型から除去して、１０３０
０（：に加熱し、５時間この温度に保った。それから炉
の温度を９８０６Ｃに下げ、１時間半それを保持した。
それから棒を水浴で急冷した。
例９
マンガン＃１５００ｋｇを誘導炉で溶融した。手順は例
８におけるのと基本的には同じであるが、０．１０重量
％のチタンを取鍋内へ添加した。
８におけるのと基本的には同じであるが、０．１０重量
％のチタンを取鍋内へ添加した。
例１０
マンガン鋼５００ｋｇを誘導炉で溶融した。手順は例８
におけるのと基本的に同じであるが、０．１８重浬％の
チタンを取鍋内へ添加した。
におけるのと基本的に同じであるが、０．１８重浬％の
チタンを取鍋内へ添加した。
例１１
例１Ｏにおけるのと同じ組成のマンガン鋼５００ｋｇを
誘導炉で溶融し、取鍋から１４６０’にの鋳造温度で鋳
造した。
誘導炉で溶融し、取鍋から１４６０’にの鋳造温度で鋳
造した。
例１２
例９におけるのと同じ組成のマンガン鋼５００１ｃｇを
誘導炉で浴融し、１５５０’（：の揚出し温度で取鍋へ
湯出しした。
誘導炉で浴融し、１５５０’（：の揚出し温度で取鍋へ
湯出しした。
例１３
次の組成のマンガン鋼５００ｋｇを誘導炉で溶融した。
すなわち１．２４重指％の炭素、０．５２重ｆｌＬ％の
けい紫、１２．５７重量％のマンガン、０．１３重量％
のニッケル、０．４２重重量のクロム、０゜０２７重皿
％の燐および帆００８重量％の硫性。溶湯をスラグで覆
い、１５５０°Ｃの湯出し温度に調節した。最罫脱酸の
ため金属アルミニウムを添加し、それから０．０５重量
％のバナジウムを添加した。続いて溶湯を取鍋へ湯出し
し、０．１０重量％のチタンを添加した。溶湯温度を常
に１４９０℃以下に保った。それから直径１１０ｍｍの
丸棒を１４４０°Ｃで鋳造した。冷却すると棒をν１型
から除去し、１０３０°Ｃに加熱し、５時間この温度に
保った。炉の温度をそれから９８０°Ｃに下げ、１時間
半それに保った。それから棒を水浴中で急冷した。
けい紫、１２．５７重量％のマンガン、０．１３重量％
のニッケル、０．４２重重量のクロム、０゜０２７重皿
％の燐および帆００８重量％の硫性。溶湯をスラグで覆
い、１５５０°Ｃの湯出し温度に調節した。最罫脱酸の
ため金属アルミニウムを添加し、それから０．０５重量
％のバナジウムを添加した。続いて溶湯を取鍋へ湯出し
し、０．１０重量％のチタンを添加した。溶湯温度を常
に１４９０℃以下に保った。それから直径１１０ｍｍの
丸棒を１４４０°Ｃで鋳造した。冷却すると棒をν１型
から除去し、１０３０°Ｃに加熱し、５時間この温度に
保った。炉の温度をそれから９８０°Ｃに下げ、１時間
半それに保った。それから棒を水浴中で急冷した。
例１４
例１３におけるのと同じ組成をもつマンガン！ ５００
ｋｇを誘導炉で溶融し、炉の門出しふ４度を１５２０″
Ｃに調節することを除いて手順は例１３におけるのと同
じであった。
ｋｇを誘導炉で溶融し、炉の門出しふ４度を１５２０″
Ｃに調節することを除いて手順は例１３におけるのと同
じであった。
例１５
例１３におけるのと同じ組成をもつマンガン鋼５００ｋ
ｇを誘導炉で溶融し、炉の湯出し温度を１５２０６Ｃに
調節しさらに棒を１４７５°Ｃの鋳造温度で鋳造するこ
とを除いて、手順は例１３におけるのと同じであった。
ｇを誘導炉で溶融し、炉の湯出し温度を１５２０６Ｃに
調節しさらに棒を１４７５°Ｃの鋳造温度で鋳造するこ
とを除いて、手順は例１３におけるのと同じであった。
例１６
溶湯の最高湿度を１５００’Ｃとし、０．０３５重景ｍ
０バナジウムを炉内で添加し、０．０８重量％のチタン
を取鍋において添加することを除いて、マンガン１１１
１５００ｋｇを誘導炉において例８におけるように溶融
した。
０バナジウムを炉内で添加し、０．０８重量％のチタン
を取鍋において添加することを除いて、マンガン１１１
１５００ｋｇを誘導炉において例８におけるように溶融
した。
例１７
次の組成のマンガン＠ ５００ｋｇを誘導炉で溶融した
。すなわち１．２４重型彫の炭素、０．５２重量％（７
１ｔい素、１２．５７重量％のマンガン、０．１３重量
％のニッケル、０．４２重量％のクロム、０．０２７重
量％の燐および０．００８重蚤％の・１しまず所要マン
ガン含有量の９０重量％だけを炉において添加し、溶菌
を１６２０℃の温度に加熱した。それからアルゴン吹付
けにより溶湯を１５２０°Ｃの温度に冷却し、全マンガ
ン含有量の残り１０重世％を添加した。溶湯をスラグで
覆い、Ｉ４７０°Ｃの易出し温度に調節した。最終脱酸
のため金属でルミニウムを添加し、それから０．０３５
重量％のバナジウムを添加した。溶湯をそれから取鍋へ
湯出し−Ｌ／、ｏ、ｏｓ重量％のチタンを添」した。
。すなわち１．２４重型彫の炭素、０．５２重量％（７
１ｔい素、１２．５７重量％のマンガン、０．１３重量
％のニッケル、０．４２重量％のクロム、０．０２７重
量％の燐および０．００８重蚤％の・１しまず所要マン
ガン含有量の９０重量％だけを炉において添加し、溶菌
を１６２０℃の温度に加熱した。それからアルゴン吹付
けにより溶湯を１５２０°Ｃの温度に冷却し、全マンガ
ン含有量の残り１０重世％を添加した。溶湯をスラグで
覆い、Ｉ４７０°Ｃの易出し温度に調節した。最終脱酸
のため金属でルミニウムを添加し、それから０．０３５
重量％のバナジウムを添加した。溶湯をそれから取鍋へ
湯出し−Ｌ／、ｏ、ｏｓ重量％のチタンを添」した。
溶湯温度を常に１４９００Ｃ以下に保った。直径１１０
ｍｍの丸棒を１４６０°Ｃの鋳造温度で鋳造した。冷却
すると棒を鋳型から除去し、１０３０°Ｃに加熱し、５
時間この温度に保った。それから炉の温度を９８０℃に
下げ、１時間半それを保った。それから棒を水浴中で急
冷した。
ｍｍの丸棒を１４６０°Ｃの鋳造温度で鋳造した。冷却
すると棒を鋳型から除去し、１０３０°Ｃに加熱し、５
時間この温度に保った。それから炉の温度を９８０℃に
下げ、１時間半それを保った。それから棒を水浴中で急
冷した。
例１８
バナジウムを誘導炉ではなく取鍋へ添加することを除い
て、例１７におけるような組成のマンガン鋼５００ｋｇ
を例１７におけるのと同じ手順で溶融した。バナジウム
の粒度は１／８ないし１／４インチ（０，３２〜０．６
４ｍｍ）であった。
て、例１７におけるような組成のマンガン鋼５００ｋｇ
を例１７におけるのと同じ手順で溶融した。バナジウム
の粒度は１／８ないし１／４インチ（０，３２〜０．６
４ｍｍ）であった。
例１９
チタンに加えて帆０２重坦％のジルコンを添加したこと
を除いて、例９におけるような組成のマンガン１８５０
０ｋｇを例９におけるのと同じ手順′Ｃ誘導炉において
溶融した。
を除いて、例９におけるような組成のマンガン１８５０
０ｋｇを例９におけるのと同じ手順′Ｃ誘導炉において
溶融した。
次の表には例７〜１９の例による中心試験片と縁試験片
について、破断点における引扉り強さおよび伸び率が示
されている。
について、破断点における引扉り強さおよび伸び率が示
されている。
例 中心試験片 縁試＠オ
フ ７７０ ４１ ７８３ ４３
８ ８０５ ４５ ８］５ ４７
９ ８００ ４４ ８１３ ４９
１０ ８０１ ４３ ８］２ ４８
ＩＩ ８０５ ４＋ ８］１ ４６
１２ ６５０ １２ ．６９０ ２０
１３ ６４１３ １２ ６９５ ２０
１４ ８］０ ．４２ ８］５ ４４
１５ ８０５ ４０ ８１２ ４４
１６ ８１３ ４４ ８２０ ４６
１７ ７９５ ４２ ８０３ ４５
１８ ７９４ ４３ ８０４ ４５
１９ ８０５ ４５ ８］０ ４８
この表かられかるように、効力増進効果はチタン含有量
と温度プロクラムまたは溶湯の運動に関して生ずるので
、チタンおよびバナジウム含有量の顕著な値および異な
る温度の顕著な値が認められるとき、性質の改良が達せ
られる。
と温度プロクラムまたは溶湯の運動に関して生ずるので
、チタンおよびバナジウム含有量の顕著な値および異な
る温度の顕著な値が認められるとき、性質の改良が達せ
られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ］ Ｌ＝５ｄまたはＬ＝＝ １０ｄに従って測定して破
断点においてＩＯないし８０％の伸び率をもち、重量％
で０．フないし１．７のＣ，５，０ないし１８．０のＭ
ｎ、０ないし３．０のＣｒ、Ｏないし４．０のＮ１．０
ないし２．５のＭｏ、０．１ないし０．９のＳｉ 、０
．１までのＰを含み、ＣとＭｎとの比が１：４ないし１
：１４であり、微細化合金元素として型組％で０．０な
いし０．２場合によっては０．０５ないし０．０９なる
べく０．０５ないし帆０８のＴｉ 、Ｏ−０ないし０．
２場合によっては０．０５ないし０．０９なるべ（０，
０５ないし０．０８のＺ”＋Ｏ−０ないし帆２錫合によ
っては０．０５ないし０．０９なるべく ０．０５ない
し０．０８のＶを含み、総和Ｔｉ 十Ｚｒ 十Ｖが重量
％で０．００２ないし０．２場合によっては０．０５な
いし０．０９なるべ（０，０５ないし０．０８の範囲に
あり、残部は鉄および＠融過程中に生ずる不純物である
ことを特徴とする、加工硬化可能なオーステナイトマン
ガン鋼。 ２ 重量％で０．００２ないし０．００８の範囲にある
Ｂを含んでいることを特徴とする特許請求の範囲第１項
に記載のオーステナイトマンガン鋼。 ３ 重量％で０．Ｏｌないし０，０５の範囲のＡｌを含
んでいることを特徴とする、φ、＋ｆγＦ 請求の範囲
第１項に記載のオーステナイトマンガン鋼。 Ｊ Ｔｉがただ１つの微細化合金元素であり、重量％で
帆０５ないし０．０９の範囲なるべく： ０．０５ない
し０．０８の範囲で存在することを特徴とする特許請求
の範囲第１項に記載のオーステナイトマンカン鋼。 ５ ｖをＮｉＴ１：％テ帆０１ ナイシ（ＬＯ５１７）
ｆａ Ｕ ナルべく ０．０２含んでいることを特徴
とする特許請求の範囲第１項に記載のオーステナイトマ
ンガン鋼。 ６ 微細化合金元素が重量％でｏ、ｏｏｓないし０．２
のＴｉ 、０．０ないし０．０５のＺｒ、０．０ないし
０．０５のＶの範囲で存在し、ただし総和Ｔｉ十Ｚｒ十
Ｖが重■％ｒ ｏ、ｏｏｓないし０．２５の範囲にあり
、残部が鉄および溶融過程中に生ずる不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲第１項に記載のオーステナ
イトマンガン鋼。 ７ 装入物を電気炉で溶融して溶湯を形成し、スラグ形
成添加剤なるべく石灰を含む添加剤を溶湯に添加し、こ
の溶湯を分析のため重量％で０．７ないし１．７のＣ，
５，０ないし１８．０のＭｎ、０．０ないし３．０のＣ
ｒ 、 ０．０ないし４．０のＮｉ 、 ０．０ないし
２．５のＭＯ５０，１ないし０．９のＳｔ、０−１まで
のＰ１残部は鉄および溶融過程中に生ずる不純物、ただ
しＣとＭｎとの比を１：４ないし１：１４の範囲に調節
し、溶湯を１４５０ないし１６００℃の湯出し温度に加
熱し、酸素に対し親和力をもつ元素を使用して溶湯を脱
酸し、溶湯を取鍋へ湯出しし、取鍋内の溶湯へ微細化合
金元素を重量％て０，０ないし０．２場合によっては０
，０５ないし０．０９なるべ（０，０５ないし０．０８
のＴｉ 、 ０．０ないし０．２場合によっては０．０
５ないし帆０９なるべく帆０５ないし０．０８のＺｒ、
０．０ないし０．２場合によっては０．０５ないし０．
０９なるべく ０．０５ないし帆０８のＶを添加し、こ
れら微細化合金元素の含有量の和を重量％で帆００２な
いし帆２場合によっては０．０５ないし帆０９なるべく
０゜０５ないし帆０８にし、＠陽を１４２０ないし１６
００℃なるべ（１４２０ないし１４９０°Ｃの範囲にあ
る温度で鋳型へ注入し、この鋳型内で溶湯を冷却して鋳
物または鋳塊を形成し、このＩＩ物または鋳塊を９８０
ないし１１５０°Ｃの範囲なるべく １０３０ないし１
１５０°Ｃの範囲にあるオーステナイト化温度になるべ
く再加熱し、再加熱された鋳物または鋳塊を急冷するこ
とを特徴とする、加工硬化可能なオーステナイトマンガ
ンｆｌＩｊ鋳物または鋳塊の製造方法。 ８ 再加熱された鋳物または鋳塊を９８０ないし１００
０℃の範囲にある温度に冷却し、鋳物または鋳塊の温度
を均等にすることを特徴とする特許請求の範囲第７項に
記載の方法。 ９ 鋳物または鋳塊を交互に異なる熱伝導率の冷却剤に
さらすことによって急冷することを特徴とする特許請求
の範囲第７項に記載の方法。 １０ 交互に使用される冷却剤を水および空気とするこ
とを特徴とする特許請求の範囲第９項に記載の方法。 ＩＩ Ｈ物または鋳塊を鋳型内で８００ないし１０００
０Ｃの範囲にある温度に冷却し、熱−欠理炉に入れて温
度を均等にすることを特徴とする特許請求の範囲第７項
に記載の方法。 １２ 付加的に重量％で０．００２ないし０．００８の
範囲に相当する量のＢを取鍋内の溶湯に添加することを
特徴とする特許請求の範囲第７項に記載の方法。 １３ ＡＡを重量％で０．０１ないし０．０５の範囲に
相当する量で溶湯に添加することを特徴とする特許請求
の範囲第７項に記載の方法。 １４Ｔ１を重量％で０．０ないし０．２場合によっては
０，０５ないし０．９なるべ（０，０５ないし０゜０８
の範囲に相当する１１１で取鍋内の？８陽に添加するこ
とを特徴とする特許請求の範囲第７項に記載の方法。 １５ 溶湯を１４５０ないし１５２５°Ｃの範囲にある
腸出し温度に加熱することを特徴とする特許請求の範囲
第７項に記載の方法。 １６ 重■ｔ％で２ないしｌＯの範囲にある最終含有量
のマンガンを溶湯の１５２５°Ｃの最高温度において電
気炉の溶湯に添加し、それから溶湯を１５２５℃以下の
温度に保つことを特徴とする特許請求の範囲第７項に記
載の方法。 １７ 溶湯を脱酸した後Ｍｎを添加する前または添加す
る間または添加した後にＷＪ湯が１４９０°Ｃを越えた
とき、■を溶湯に添加することを特徴とする特許請求の
範囲第７項に記載の方法。 １８ １４９０ないし１５２５°Ｃの範囲にある％ａの
温度で取鍋内の溶湯にＶを添加することを特徴とする特
許請求の範囲第７項に記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CA439018 | 1983-10-14 | ||
| CA000439018A CA1221560A (en) | 1983-10-14 | 1983-10-14 | Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6096750A true JPS6096750A (ja) | 1985-05-30 |
Family
ID=4126274
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59212755A Pending JPS6096750A (ja) | 1983-10-14 | 1984-10-12 | 加工硬化可能なオーステナイトマンガン鋼およびその製造方法 |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0141804B1 (ja) |
| JP (1) | JPS6096750A (ja) |
| KR (1) | KR850003907A (ja) |
| AU (1) | AU575344B2 (ja) |
| CA (1) | CA1221560A (ja) |
| ES (1) | ES8506361A1 (ja) |
| NO (1) | NO163289C (ja) |
| PH (1) | PH21553A (ja) |
| ZA (1) | ZA847371B (ja) |
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