JP2000273584A

JP2000273584A - 疲労特性に優れたマルエージング鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP2000273584A
Application number: JP11074807A
Authority: JP
Inventors: Masami Ueda; 雅巳植田
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1999-03-19
Filing date: 1999-03-19
Publication date: 2000-10-03
Anticipated expiration: 2019-03-19
Also published as: JP3110726B2

Abstract

(57)【要約】【課題】従来に比して優れた疲労特性を有するマルエ
ージング鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】本発明のマルエージング鋼は、化学組成
が重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎｉ：８〜１９％、
Ｃｏ：８〜２０％、Ｍｏ：２〜９％、Ｔｉ：０．１〜２
％、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００３％以下、
Ｏ：０．００１５％以下を含み残部実質的にＦe よりな
り、ＴｉおよびＭｏの成分偏析比が１．３以下とされた
ものである。本発明のマルエージング鋼は、前記成分を
有する鋼の鋳造片を鍛錬比４以上で熱間鍛造し、次いで
１１００〜１２８０℃の温度範囲で保持するソーキング
処理を１回または２回以上行い、ソーキング処理の合計
時間を１０〜１００ｈｒとすることにより製造される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は疲労特性に優れるマ
ルエージング鋼とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】マルエージング鋼は、極低炭素−Ｎｉあ
るいは極低炭素−Ｎｉ−Ｃｏからなる靱性に富んだマル
テンサイト母相に、ＴｉあるいはＭｏ等の金属間化合物
を析出させることにより強化を図った鋼で、靱性に富
み、高い強度を有する。しかも溶接性が良好で、熱処理
による寸法変化が小さいなど今までになかった種々の特
長を有する。このため、宇宙開発、海洋開発、原子力利
用分野、航空機関係、自動車関係等の先端的技術分野の
構造部材から、圧力容器、工具、押し出し用ラム、ダイ
ス等の多岐の分野にわたり広範な用途への適用が試みら
れている。

【０００３】しかしながら、マルエージング鋼はその高
強度と強化機構に起因して以下のような問題をかかえて
いる。すなわち高強度になると材料中の非金属介在物に
敏感になり、その応力集中によって疲労強度が低下し、
引いては耐久性が劣化する傾向がある。

【０００４】そこで、かかる問題を解決するため、Ｎや
Ｏを低減規制することにより非金属介在物清浄度を向上
させ、これによって疲労破壊の起点となる非金属介在物
の量を低減し、疲労特性の改善が図られている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上記の技術により、あ
る程度の耐久性の向上が図られたが、近年、機械や構造
物の使用条件が過酷になり、材料の強度特性に対する要
求が厳しくなってきており、機械機器や構造物の長期安
定性を保証するため、耐久性のより一層の向上を図るべ
く、優れた疲労特性を有するマルエージング鋼の開発が
要望されるに至っている。

【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもので
あり、従来に比して優れた疲労特性を有するマルエージ
ング鋼およびその製造方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者は、マルエージ
ング鋼の化学組成のうち、ＴｉとＭｏが偏析しやすいこ
とに着目し、鋳造の際に生じた成分偏析が熱間加工や熱
処理で除去されない場合、バンド組織が発生し、時効処
理後にバンド組織内外で強度が異なるようになるため、
成分偏析が疲労特性の向上を妨げているのではないかと
の着想を基に鋭意研究した結果、本発明を完成するに至
った。

【０００８】すなわち、請求項１に記載した本発明のマ
ルエージング鋼は、化学組成が重量％で、Ｃ：０．０１
％以下、Ｎｉ：８〜１９％、Ｃｏ：８〜２０％、Ｍｏ：
２〜９％、Ｔｉ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１５％以
下、Ｎ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１５％以下を
含み残部実質的にＦe よりなり、Ｔｉ成分偏析比および
Ｍｏ成分偏析比が各々１．３以下とされたものである。

【０００９】本発明のマルエージング鋼の成分限定理由
は以下のとおりである。Ｃ：０．０１％以下Ｃは炭化物を形成し、金属間化合物の析出量を減少させ
て疲労強度を低下させるため少ないほど好ましく、本発
明では０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下に
止める。

【００１０】Ｎｉ：８〜１９％Ｎｉは靱性の高い母相組織を形成させるためには不可欠
の元素であり、８％未満では過少で靱性が劣化する。一
方、過多に添加すると母相にマルテンサイト以外にオー
ステナイトが生じるようになり強度が低下する。このた
め、Ｎｉ含有範囲の下限を８％、好ましくは１２％、よ
り好ましくは１６％とし、その上限を１９％とする。

【００１１】Ｃｏ：８〜２０％Ｃo はＭｏを含む金属間化合物の析出を促進し、強度を
向上させる。８％未満では強度低下を生じ、一方２０％
を越えて添加すると靱性が低下する。このため、Ｃｏ含
有範囲の下限を８％とし、その上限を２０％、好ましく
は１５％とする。

【００１２】Ｍｏ：２〜９％Ｍｏは時効処理によってＦe₂Ｍo 、Ｎi₃Ｍo を析出し、
鋼の強化に有効な元素である。その含有量が２％未満で
は強化が不十分となり、一方９％を越えると鋼中のミク
ロ偏析が増大し、靱性を低下させる。したがってＭｏ含
有範囲の下限を２％、好ましくは３％とし、その上限を
９％、好ましくは６％とする。

【００１３】Ｔｉ：０．１〜２％Ｔｉは時効処理によってＮi₃Ｔi 、Ｎi Ｔi を析出し
て、Ｍｏと同様鋼の強化に有効な元素である。その含有
量が０．１％未満では強化が不十分となるため、Ｔｉ含
有範囲の下限を０．１％、好ましく０．３％とする。一
方、２％を超えると鋼中のミクロ偏析の増大が顕著とな
り、靱性と疲労強度を低下させる。しかもＴｉ( Ｃ,
Ｎ) 系非金属介在物が増加し、耐久性を劣化させる。し
たがって、Ｔｉ含有範囲の上限を２％、好ましくは１．
２％とする。

【００１４】Ａｌ：０．１５％以下Ａｌは脱酸に有効であるが、０．１５％を超えるとアル
ミナ系酸化物が多くなり、耐久性を低下させるので、上
限を０．１５％とする。

【００１５】Ｎ：０．００３％以下Ｎは疲労強度に悪影響を与える有害元素で、０．００３
％以下に低減することが重要である。０．００３％を超
えると、主にＴｉＮが急激に増加し、しかもこれが点列
状となるため、疲労強度は著しく低下する。疲労強度に
対してはＮが少ないほど有利であり、好ましくは０．０
０２％以下、より好ましくは０．００１％以下とするこ
とで耐久性がより一段と向上する。

【００１６】Ｏ：０．００１５％以下Ｏは酸化物系非金属介在物を形成し、０．００１５％以
下と低くすることが重要である。０．００１５％を超え
ると疲労強度が著しく低下する。疲労強度に対してはＯ
が少ないほど有利であり、好ましくは０．００１０％以
下とすることにより耐久性が更に改善される。

【００１７】なお、不純物であるＳｉ、Ｍｎはいずれも
ＳｉＯ₂、ＭｎＯ、ＭｎＳ等の非金属介在物を形成し、
疲労強度を低下させるので、少ない程好ましく、それぞ
れ０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下に止める
のがよい。また、Ｐ、Ｓについても、粒界脆化や非金属
介在物形成のために疲労強度を低下させるので、少ない
程好ましく、それぞれ０．０１％以下、好ましくは０．
００２％以下に止めるのがよい。

【００１８】本発明のマルエージング鋼は上記化学組成
を有し、その母相は実質的にマルテンサイト単相からな
るものであるが、さらに組織中のＴｉ成分偏析比および
Ｍｏ成分偏析比は各々１．３以下とされる。化学組成の
内、ＴｉとＭｏ、特にＴｉは偏析しやすく、鋳造の際に
生じた成分偏析が熱間加工や熱処理で除去されない場
合、バンド組織が発生し、時効処理後にバンド組織内外
で強度が大きく変動する。特に製品板厚がＯ．５ｍｍ以
下の薄板となるとバンド組織は顕著になり、その悪影響
が著しくなる。このためバンド組織の境界部が疲労破壊
の起点となり、疲労強度が低下する。この場合、後述の
実施例から明らかなとおり、Ｔｉ、Ｍｏの成分偏析比が
各々１．３を越えると急激に疲労強度が低下する。従っ
て、本発明ではＴｉ、Ｍｏの成分偏析比の各々の上限を
１．３、好ましくは１．２とする。この偏析比は小さい
ほど疲労強度が上昇する。本発明でいうＴｉ、Ｍｏの成
分偏析比とは、マルエージング鋼材の厚さ方向における
Ｔｉ、Ｍｏの最小濃度に対する最大濃度の比（最大濃度
／最小濃度）を意味する。具体的には、鋼材の形態とし
て、板、管など種々の形態があるが、それらの鋼材の厚
さ方向におけるＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を意味する。な
お、Ｔｉ、Ｍｏ以外の成分も偏析するが、顕著な成分偏
析が生じるＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を所定の値に抑える
ことで、Ｃｏ等の他の成分も問題のない範囲に止まるた
め、本発明ではＴｉ、Ｍｏの成分偏析比のみを規定して
いる。

【００１９】本発明のマルエージング鋼の製造方法は、
請求項２に記載したとおり、前記化学成分を有する鋼の
鋳造片を鍛錬比４以上で熱間鍛造し、次いで１１００〜
１２８０℃の温度範囲で保持するソーキング処理を１回
または２回以上行い、ソーキング処理の合計時間を１０
〜１００ｈｒとするものである。

【００２０】後述の実施例から明らかなように、前記熱
間鍛造の鍛練比( 鍛造前断面積/ 鍛造後断面積) を４以
上とするのは、適切なソーキング条件の下でも鍛練比が
４未満ではＴｉ、Ｍｏの偏析ピーク間の距離が大きく、
拡散によって十分に平滑化できないようになるため、Ｔ
ｉ、Ｍｏの成分偏析比を１．３以下にすることが困難に
なるからである。また、ソーキング温度が１１００℃未
満あるいはソーキング時間の合計が１０ｈｒ未満では適
切な鍛練比の下でも所定のＴｉ、Ｍｏの成分偏析比が得
られないようになる。一方、ソーキング温度が１２８０
℃超あるいはソーキング時間の合計が１００ｈｒ超にな
ると、結晶の粗大化が著しく、結晶粒度番号が８未満に
なり、疲労強度が著しく低下するようになる。これよ
り、ソーキング温度の下限を１１００℃、好ましくは１
１８０℃とし、その上限を１２８０℃、好ましくは１２
５０℃とする。また、ソーキング処理の合計時間の下限
を１０ｈｒ、好ましくは２０ｈｒとし、その上限を１０
０ｈｒ、好ましくは７２ｈｒとする。

【００２１】この製造方法によると、特殊な設備を用い
ることなく、鍛造設備、焼鈍炉等の通常の設備により、
所定の鍛練比、ソーキング条件の下で熱間鍛造、ソーキ
ングを実施することにより、１．３以下のＴｉ、Ｍｏの
成分偏析比を有するマルエージング鋼を容易に製造する
ことができる。なお、鋳造片を熱間鍛造し、ソーキング
した後の鋼片は、適宜、熱間圧延や冷間圧延が施されて
製品板厚に加工される。

【００２２】

【実施例】下記表１の化学成分の鋼を溶製し、その鋳造
片（１０００kgf ）を表２および表３の製造条件に従っ
て熱間鍛造し、さらに必要に応じてソーキングした後、
熱間圧延および冷間圧延を施して板厚０．３mmの薄板に
加工した。この薄板から圧延方向に沿って長さ１００m
m、幅１０mmの試験片を採取し、８２０℃×１ｈｒの溶
体化処理を行い、４８０℃×４ｈｒの時効処理を施した
後、４５０℃×６ｈｒのＮＨ₃ガス窒化処理を施した。

【００２３】こうして得られた試料を用いて、Ｔｉ、Ｍ
ｏの成分偏析比を調べた。成分偏析比は、各試料の板厚
方向にＥＰＭＡで線分析することによりＴｉ、Ｍｏ濃度
の最大値と最小値とを測定し、その比（最大値／最小
値）を算出した。なお、板厚表層３０μm は窒化層が存
在するので、その部分を除いてＸ線を走査させた。

【００２４】また、各試料に対し、圧延方向（長さ方
向）に沿った断面を光学顕微鏡観察（４００倍）し、Ｊ
ＩＳＧ０５１１鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法に
従って結晶粒度番号を測定した。

【００２５】また、各試料を用いて疲労特性を評価し
た。疲労特性の評価は、繰り返し応力３０kgf ／mm²一
定のもとで片振り試験を行い、試験片が破壊するまでの
繰り返し回数( Ｎ) を求め、これによって評価した。こ
れらの調査結果を表２および表３に併せて示す。なお、
Ｔｉ成分偏析比を算出するに際して用いた試料のＥＰＭ
Ａ分析結果の一例を図７、図８に示す。図７は発明例
（試料No. ２７）であり、図８は比較例（試料No. ２
１）である。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】

【表３】

【００２９】表２および表３より、発明例は、すべて繰
り返し回数が１×１０⁹回以上であり、優れた疲労特性
を有していることがわかる。試料No. ２１〜２７につい
て、Ｔｉ成分偏析比と疲労試験の繰り返し回数との関係
を整理したグラフを図１に示すが、これよりＴｉ成分偏
析比が１．３以下で、疲労特性が急速に向上することが
わかる。Ｍｏについても同様の傾向が認められる。

【００３０】また、発明成分である鋼種Ａを用い、熱間
鍛造後に１１００℃で１０ｈｒのソーキングを施した試
料No. １〜５につき、鍛練比とＴｉ成分偏析比との関係
を整理したグラフを図２に示す。これより、Ｔｉ成分偏
析比は鍛錬比の増大に伴い減少し、鍛錬比を４以上にす
ることで、Ｔｉ成分偏析比が１．３以下になることがわ
かる。Ｍｏについても同様である。

【００３１】また、発明成分である鋼種Ｃを用い、鍛練
比４で熱間鍛造後に保持時間を２０ｈｒとして種々のソ
ーキング温度条件でソーキングを施した試料No. １１〜
１８について、ソーキング温度とＴｉ成分偏析比との関
係を整理したグラフを図３に示す。これより、Ｔｉ成分
偏析比はソーキング温度の増大に伴い減少し、ソーキン
グ温度を１１００℃以上にすることで、Ｔｉ成分偏析比
が１．３以下になることがわかる。Ｍｏについても同様
である。

【００３２】同様に、発明成分である鋼種Ｅを用い、鍛
錬比を４、ソーキング時間を７２ｈｒとして種々のソー
キング温度でソーキングを施した試料No. ２１〜２８に
ついて、ソーキング温度と結晶粒度番号の関係を整理し
たグラフを図４に示す。これより、結晶粒度番号はソー
キング温度の増大に伴い減少( すなわち結晶は粗大化)
し、ソーキング温度が１２８０℃を超えると結晶粒度番
号は８未満になることがわかる。試料No. ２８から明ら
かなように、結晶粒度番号が８未満になると疲労強度が
著しく低下する。なお、試料No. ２１、２２は、結晶粒
度は良好であるが、ソーキング温度が低いために、適正
なＴｉ成分偏析比が得られていない。

【００３３】また、発明成分である鋼種Ｇを用い、鍛練
比４で熱間鍛造後にソーキング温度を１１００℃として
種々のソーキング時間でソーキングを施した試料No. ３
１〜３６について、ソーキング時間とＴｉ成分偏析比と
の関係を整理したグラフを図５に示す。これより、Ｔｉ
成分偏析比はソーキング時間の増大に伴い減少し、ソー
キング時間を１０ｈｒ以上にすることで、Ｔｉ成分偏析
比が１．３以下になることがわかる。Ｍｏについても同
様である。

【００３４】同様に、発明成分である鋼種Ｉを用い、鍛
錬比を４、ソーキング温度を１２８０℃として種々のソ
ーキング時間でソーキングを施した試料No. ４１〜４７
について、ソーキング時間と結晶粒度番号の関係を整理
したグラフを図６に示す。これより、結晶粒度番号はソ
ーキング時間の増大に伴い減少し、ソーキング時間が１
００ｈｒを超えると結晶粒度番号は８未満になり、試料
No. ４７から明らかなように疲労強度が著しく低下する
ことがわかる。

【００３５】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明のマルエー
ジング鋼によれば、化学成分をＮおよびＯが規制された
所定成分とし、かつＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を各々１．
３以下に規制したので、非金属介在物清浄度が向上する
とともに成分偏析も抑制され、疲労破壊の起点となる非
金属介在物やミクロ的な強度差の発生が抑制、防止され
るため優れた疲労特性を備えたものとなる。また、本発
明の製造方法によれば、上記マルエージング鋼を通常の
設備を用いて容易に製造することができ、生産性に優れ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例におけるＴｉ成分偏析比と疲労特性（繰
り返し回数）との関係を示すグラフである。

【図２】実施例における鍛練比とＴｉ成分偏析比との関
係を示すグラフである。

【図３】実施例におけるソーキング温度とＴｉ成分偏析
比との関係を示すグラフである。

【図４】実施例におけるソーキング温度と結晶粒度番号
との関係を示すグラフである。

【図５】実施例におけるソーキング時間とＴｉ成分偏析
比との関係を示すグラフである。

【図６】実施例におけるソーキング時間と結晶粒度番号
との関係を示すグラフである。

【図７】発明例における板厚方向のＴｉ濃度分布の一例
を示すグラフである。

【図８】比較例における板厚方向のＴｉ濃度分布の一例
を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】化学組成が重量％で、Ｃ：０．０１％以
下、Ｎｉ：８〜１９％、Ｃｏ：８〜２０％、Ｍｏ：２〜
９％、Ｔｉ：０．１〜２％、Ａｌ：０．１５％以下、
Ｎ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含み
残部実質的にＦe よりなり、Ｔｉ成分偏析比およびＭｏ
成分偏析比が各々１．３以下である疲労特性に優れたマ
ルエージング鋼。
【請求項２】請求項１に記載した成分を有する鋼の鋳
造片を鍛錬比４以上で熱間鍛造し、次いで１１００〜１
２８０℃の温度範囲で保持するソーキング処理を１回ま
たは２回以上行い、ソーキング処理の合計時間を１０〜
１００ｈｒとする疲労特性に優れたマルエージング鋼の
製造方法。