JP2003306741A - 高張力鋳鋼およびその製造方法 - Google Patents
高張力鋳鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2003306741A JP2003306741A JP2002112770A JP2002112770A JP2003306741A JP 2003306741 A JP2003306741 A JP 2003306741A JP 2002112770 A JP2002112770 A JP 2002112770A JP 2002112770 A JP2002112770 A JP 2002112770A JP 2003306741 A JP2003306741 A JP 2003306741A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast steel
- toughness
- tensile strength
- mpa
- austempering
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 衝撃破壊に対する優れた特性を有する鋳鋼の
開発。 【構成】 重量％で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；１．
０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３〜
１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ≦０．１、Ｓ≦０．
０７、 Ｎｉ≦１．０，Ｃｒ≦１．０、Ｖ≦１．０を含
有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなり、オーステ
ンパ処理による残留オーステナイトを２〜３０体積％含
んだベイナイト組織であり、引張強度が１１００〜１９
００ＭＰａで、動的破壊靱性が８０〜１１０ＭＰａ・ｍ
１／２ であることを特徴とする高張力・高靱性鋳鋼。
溶湯を鋳造して鋳物素材とし、該鋳物素材を８５０℃〜
１０００℃で、３０分から３時間オーステナイト化処理
し、２５０℃〜４５０℃で、１０分から２時間恒温変態
処理する。
開発。 【構成】 重量％で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；１．
０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３〜
１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ≦０．１、Ｓ≦０．
０７、 Ｎｉ≦１．０，Ｃｒ≦１．０、Ｖ≦１．０を含
有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなり、オーステ
ンパ処理による残留オーステナイトを２〜３０体積％含
んだベイナイト組織であり、引張強度が１１００〜１９
００ＭＰａで、動的破壊靱性が８０〜１１０ＭＰａ・ｍ
１／２ であることを特徴とする高張力・高靱性鋳鋼。
溶湯を鋳造して鋳物素材とし、該鋳物素材を８５０℃〜
１０００℃で、３０分から３時間オーステナイト化処理
し、２５０℃〜４５０℃で、１０分から２時間恒温変態
処理する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、動的破壊靱性に優
れた高張力・高靱性鋳鋼およびその製造方法に関する。
れた高張力・高靱性鋳鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】特許第２８０３３３１号（特開平４−５
２２１８号）公報には、重量比で、C;0.3〜0.7％、Si;
1.8〜3.0％、Mn;0.8％以下、P;0.1％以下、S;0.07％以
下、さらにMo;0.7％以下、Cu;1％以下、V;1％以下、Ni;
1％以下、Al;0.1％以下のうち１種または２種以上を含
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
の発明が開示されている。
２２１８号）公報には、重量比で、C;0.3〜0.7％、Si;
1.8〜3.0％、Mn;0.8％以下、P;0.1％以下、S;0.07％以
下、さらにMo;0.7％以下、Cu;1％以下、V;1％以下、Ni;
1％以下、Al;0.1％以下のうち１種または２種以上を含
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
の発明が開示されている。
【０００３】この特許第２８０３３３１号公報記載の発
明は、銅水冷鋳型を使用して鋳造し、未変態オーステナ
イト量が０．６％以下と少なく、引張強度８５２〜１３
１４ＭＰａ、衝撃値５１〜９６ＭＰａの特性を示すもの
である。
明は、銅水冷鋳型を使用して鋳造し、未変態オーステナ
イト量が０．６％以下と少なく、引張強度８５２〜１３
１４ＭＰａ、衝撃値５１〜９６ＭＰａの特性を示すもの
である。
【０００４】さらに、上記の発明の明細書には、従来技
術として、カナダ特許第1130617号明細書（特開昭５５
−９４４６１号公報）に開示されている高炭素、高シリ
コン鋳鋼が紹介されているが、この鋳鋼は、重量比でC;
0.8〜1.2％、Si;2.0〜2.6％、Mn;0.3〜1.0％、Crおよび
Ni;1％以下、その他にNb、Al、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（３０〜４０体積％）組織とし、高強度で高
靭性の鋼を得ている。この鋳鋼においては、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。
術として、カナダ特許第1130617号明細書（特開昭５５
−９４４６１号公報）に開示されている高炭素、高シリ
コン鋳鋼が紹介されているが、この鋳鋼は、重量比でC;
0.8〜1.2％、Si;2.0〜2.6％、Mn;0.3〜1.0％、Crおよび
Ni;1％以下、その他にNb、Al、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（３０〜４０体積％）組織とし、高強度で高
靭性の鋼を得ている。この鋳鋼においては、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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】鋳鋼は、鋳造で複雑形
状のものが得られ、強度にも優れ、種々の機械部品など
に使用されるが、より高張力化（薄肉、軽量化）が求め
られている。
状のものが得られ、強度にも優れ、種々の機械部品など
に使用されるが、より高張力化（薄肉、軽量化）が求め
られている。
【０００６】オーステンパ球状黒鉛鋳鉄（ＡＤＩ）では
オーステンパ処理により機械的性質が大幅に改善してお
り、優れた強度と靱性を有している。しかしながら、１
０容積％程度の黒鉛が含まれているため、ヤング率が一
般的な鋼より約２０％も低く、薄肉化には不向きであ
る。
オーステンパ処理により機械的性質が大幅に改善してお
り、優れた強度と靱性を有している。しかしながら、１
０容積％程度の黒鉛が含まれているため、ヤング率が一
般的な鋼より約２０％も低く、薄肉化には不向きであ
る。
【０００７】一般的に、材料の強度が高くなるにつれて
靱性は低下する傾向がある。高強度材料において脆性破
壊を起こした事故が問題となっている。疲労により高強
度材料に多数の微細亀裂が生じ、亀裂を起点として急速
な破断が起こる。高強度材料については、こういった衝
撃破壊に対する優れた特性が求められる。
靱性は低下する傾向がある。高強度材料において脆性破
壊を起こした事故が問題となっている。疲労により高強
度材料に多数の微細亀裂が生じ、亀裂を起点として急速
な破断が起こる。高強度材料については、こういった衝
撃破壊に対する優れた特性が求められる。
【０００８】銅水冷鋳型を用いる上記特許第２８０３３
３１号公報記載の方法は、合金成分のＳｉ量が高くＭｎ
量が低いので、鋳造時の黒鉛晶出を抑えるために、金型
鋳造により鋳造時の冷却速度を４℃／秒以上にしなけれ
ばならないという制限がある。
３１号公報記載の方法は、合金成分のＳｉ量が高くＭｎ
量が低いので、鋳造時の黒鉛晶出を抑えるために、金型
鋳造により鋳造時の冷却速度を４℃／秒以上にしなけれ
ばならないという制限がある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者は、鋳鋼の組成
において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｍｏの含有量を調整
し、オーステンパ処理をすることによって、従来の最高
レベルの鋳鋼の性能を上回る動的破壊靱性に優れた高張
力・高靱性鋳鋼が得られることを見出した。すなわち、
本発明は、重量％で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；１．
０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３〜
１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ≦０．１、Ｓ≦０．
０７、Ｎｉ≦１．０、Ｃｒ≦１．０、Ｖ≦１．０を含有
し、残部がＦｅおよび不純物元素からなる組成を有し、
オーステンパ処理による残留オーステナイトを２〜３０
％含んだベイナイト組織であり、引張強度が１１００〜
１９００ＭＰａで、動的破壊靱性が８０〜１１０ＭＰａ
・ｍ１／２ であることを特徴とする高張力・高靱性鋳
鋼である。
において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｍｏの含有量を調整
し、オーステンパ処理をすることによって、従来の最高
レベルの鋳鋼の性能を上回る動的破壊靱性に優れた高張
力・高靱性鋳鋼が得られることを見出した。すなわち、
本発明は、重量％で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；１．
０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３〜
１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ≦０．１、Ｓ≦０．
０７、Ｎｉ≦１．０、Ｃｒ≦１．０、Ｖ≦１．０を含有
し、残部がＦｅおよび不純物元素からなる組成を有し、
オーステンパ処理による残留オーステナイトを２〜３０
％含んだベイナイト組織であり、引張強度が１１００〜
１９００ＭＰａで、動的破壊靱性が８０〜１１０ＭＰａ
・ｍ１／２ であることを特徴とする高張力・高靱性鋳
鋼である。
【００１０】また、本発明は、重量％で、Ｃ；０．３〜
０．７、Ｓｉ；１．０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．
０、Ｍｏ；０．３〜１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ
≦０．１、Ｓ≦０．０７、Ｎｉ≦１．０、Ｃｒ≦１．
０、Ｖ≦１．０を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素
からなる溶湯を鋳造して鋳物素材とし、該鋳物素材を８
５０℃〜１０００℃で、３０分から３時間オーステナイ
ト化処理し、２５０℃〜４５０℃で、１０分から２時間
恒温変態処理することを特徴とする上記の高張力・高靱
性鋳鋼の製造方法である。
０．７、Ｓｉ；１．０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．
０、Ｍｏ；０．３〜１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ
≦０．１、Ｓ≦０．０７、Ｎｉ≦１．０、Ｃｒ≦１．
０、Ｖ≦１．０を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素
からなる溶湯を鋳造して鋳物素材とし、該鋳物素材を８
５０℃〜１０００℃で、３０分から３時間オーステナイ
ト化処理し、２５０℃〜４５０℃で、１０分から２時間
恒温変態処理することを特徴とする上記の高張力・高靱
性鋳鋼の製造方法である。
【００１１】本発明の鋳鋼はオーステンパ処理による残
留オーステナイトを約２〜３０％、好ましくは約１０〜
２５％含んだベイナイト組織からなる。残留オーステナ
イトの量はＳｉ量が多くなれば増える。
留オーステナイトを約２〜３０％、好ましくは約１０〜
２５％含んだベイナイト組織からなる。残留オーステナ
イトの量はＳｉ量が多くなれば増える。
【００１２】実施例１に示す本発明の鋳鋼は、図２に示
す伸び（ε／％）と引張強度（σＴ Ｓ／ＭＰａ）の相関
図において、伸び１２％で引張強度１１００ＭＰａの点
と伸び２％で引張強度１７００ＭＰａの点とを結ぶ直線
より右斜め上の領域の伸びおよび引張強度を有し、伸び
３〜２０％で１１００〜１９００ＭＰａの高張力を有し
ており、さらに、動的破壊靱性値は８０〜１１０ＭＰａ
・ｍ１／２ の範囲にある。このように優れた引張強
度、伸び特性と動的破壊靱性値と有する本発明の鋳鋼は
自動車部品などの精密機械部品の薄肉・軽量化に特に好
適なものである。
す伸び（ε／％）と引張強度（σＴ Ｓ／ＭＰａ）の相関
図において、伸び１２％で引張強度１１００ＭＰａの点
と伸び２％で引張強度１７００ＭＰａの点とを結ぶ直線
より右斜め上の領域の伸びおよび引張強度を有し、伸び
３〜２０％で１１００〜１９００ＭＰａの高張力を有し
ており、さらに、動的破壊靱性値は８０〜１１０ＭＰａ
・ｍ１／２ の範囲にある。このように優れた引張強
度、伸び特性と動的破壊靱性値と有する本発明の鋳鋼は
自動車部品などの精密機械部品の薄肉・軽量化に特に好
適なものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明の鋳鋼の組成は、重量％
で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；１．０〜２．０、Ｍ
ｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３〜１．５、Ｃｕ；
０．３〜１．５を基本成分とする。
で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；１．０〜２．０、Ｍ
ｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３〜１．５、Ｃｕ；
０．３〜１．５を基本成分とする。
【００１４】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、靱性が
低下する。黒鉛が生成すると靱性が低下するので、黒鉛
の析出を防止するためには炭素量は０．７％以下に低く
する必要がある。
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、靱性が
低下する。黒鉛が生成すると靱性が低下するので、黒鉛
の析出を防止するためには炭素量は０．７％以下に低く
する必要がある。
【００１５】Ｓｉはオーステンパ処理後の残留オーステ
ナイト量を増加させる傾向が最も大きい合金元素であ
り、１．０％より少なすぎるとオーステナイトの安定化
を損なう。Ｓｉが２．０％を超えて多すぎると、黒鉛の
晶出、析出を招くと同時に恒温変態性を損ない、強度の
低下を招く。好ましくは、１．２〜１．８％とする。
ナイト量を増加させる傾向が最も大きい合金元素であ
り、１．０％より少なすぎるとオーステナイトの安定化
を損なう。Ｓｉが２．０％を超えて多すぎると、黒鉛の
晶出、析出を招くと同時に恒温変態性を損ない、強度の
低下を招く。好ましくは、１．２〜１．８％とする。
【００１６】Ｍｎは、ＭｏおよびＣｕとともに含有量を
調整することにより、残留オーステナイトを安定化して
靱性を付与する成分である。Ｍｎは、多くなると偏析に
より靱性を劣化させるとして従来の鋳鋼では約０．８％
程度以下に抑えられているが、本発明の鋳鋼において
は、ＭｏとＣｕをある程度含有させることに関係して、
０．８〜２．０％含有させる。Ｍｎが２．０％を超えて
多すぎると、凝固時に粗大な炭化物を晶出し、延性を著
しく損ない、０．８％より少なすぎると黒鉛の晶出、析
出を招くと同時に恒温変態性を損なう。好ましくは、
１．０〜１．５％とする。このように、Ｍｎ量を高くす
ることにより実用的な冷却速度で凝固時の黒鉛化が起こ
ることはないし、恒温変態時の黒鉛化も抑えられる。
調整することにより、残留オーステナイトを安定化して
靱性を付与する成分である。Ｍｎは、多くなると偏析に
より靱性を劣化させるとして従来の鋳鋼では約０．８％
程度以下に抑えられているが、本発明の鋳鋼において
は、ＭｏとＣｕをある程度含有させることに関係して、
０．８〜２．０％含有させる。Ｍｎが２．０％を超えて
多すぎると、凝固時に粗大な炭化物を晶出し、延性を著
しく損ない、０．８％より少なすぎると黒鉛の晶出、析
出を招くと同時に恒温変態性を損なう。好ましくは、
１．０〜１．５％とする。このように、Ｍｎ量を高くす
ることにより実用的な冷却速度で凝固時の黒鉛化が起こ
ることはないし、恒温変態時の黒鉛化も抑えられる。
【００１７】Ｍｏは、ＭｎおよびＣｕとともに含有量を
調整することにより、残留オーステナイトを安定化する
元素であるが、多量に含有されると脆化するので１．５
％以下、好ましくは、０．３〜０．６とする。Ｍｏは、
Ｍｎと同様に、１．５％を超えて多すぎると、凝固時に
粗大な炭化物を晶出し、延性を著しく損ない、０．３％
より少なすぎると黒鉛の晶出、析出を招くと同時に恒温
変態性を損なう。
調整することにより、残留オーステナイトを安定化する
元素であるが、多量に含有されると脆化するので１．５
％以下、好ましくは、０．３〜０．６とする。Ｍｏは、
Ｍｎと同様に、１．５％を超えて多すぎると、凝固時に
粗大な炭化物を晶出し、延性を著しく損ない、０．３％
より少なすぎると黒鉛の晶出、析出を招くと同時に恒温
変態性を損なう。
【００１８】Ｃｕは、ＭｎおよびＣｕとともに含有量を
調整することにより、残留オーステナイトを安定化する
元素である。Ｃｕが１．５％を超えて多すぎると、一部
が溶解炉に蓄積し、結果的に安定した溶解操業に困難を
きたし、０．３％より少なすぎると恒温変態性を損な
う。好ましくは、０．７〜１．０％とする。
調整することにより、残留オーステナイトを安定化する
元素である。Ｃｕが１．５％を超えて多すぎると、一部
が溶解炉に蓄積し、結果的に安定した溶解操業に困難を
きたし、０．３％より少なすぎると恒温変態性を損な
う。好ましくは、０．７〜１．０％とする。
【００１９】Ｐ、Ｓはできるだけ少ない方が望ましく、
脆化を防止するためにはＰは０．１％以下、Ｓは０．０
７％以下に抑制する。
脆化を防止するためにはＰは０．１％以下、Ｓは０．０
７％以下に抑制する。
【００２０】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖなどの通常、鋳鋼において
使用され得るその他の合金元素が必要に応じ、少量添加
されてもよいが、多量に含有されると脆化するので１．
０％以下とする。Ａｌは合金元素として特別に添加する
ことはなく、不可避的に随伴されても０．１％以下であ
る。
使用され得るその他の合金元素が必要に応じ、少量添加
されてもよいが、多量に含有されると脆化するので１．
０％以下とする。Ａｌは合金元素として特別に添加する
ことはなく、不可避的に随伴されても０．１％以下であ
る。
【００２１】上記の合金組成において、鋳造した鋳物素
材を８５０℃〜１０００℃で、３０分から３時間オース
テナイト化処理し、２５０℃〜４５０℃で、１０分から
２時間恒温変態処理することにより、残留オーステナイ
トを２〜３０％含んだベイナイト組織が得られる。本発
明の鋳鋼を得るための鋳造法は、通常のアルカリ・フェ
ノール自硬性鋳型や砂型を用いる方法でよく、特に限定
されない。
材を８５０℃〜１０００℃で、３０分から３時間オース
テナイト化処理し、２５０℃〜４５０℃で、１０分から
２時間恒温変態処理することにより、残留オーステナイ
トを２〜３０％含んだベイナイト組織が得られる。本発
明の鋳鋼を得るための鋳造法は、通常のアルカリ・フェ
ノール自硬性鋳型や砂型を用いる方法でよく、特に限定
されない。
【００２２】オーステンパ処理は鋼の熱処理方法として
公知の方法であるが、本発明の方法においては、オース
テナイト化処理は８５０℃〜１０００℃で、３０分から
３時間鋳物素材を保持した後、恒温変態処理温度に保っ
たソルト浴などに浸漬して行う。オーステナイト化処理
の温度と時間に関しては、オーステナイト化温度が高い
場合は時間を短くし、オーステナイト化温度が低い場合
には時間は長くとる必要がある。オーステナイト化処理
温度が８５０℃未満では、均一、安定なオーステナイト
化が達成されないため、所望の強度靱性を得ることがで
きず、１０００℃を超えると結晶粒が粗大化し、靱性お
よび延性が低下する。オーステナイト化処理時間が３０
分未満では、所望のオーステナイト化が実現できず、他
方３時間であれば十分である。
公知の方法であるが、本発明の方法においては、オース
テナイト化処理は８５０℃〜１０００℃で、３０分から
３時間鋳物素材を保持した後、恒温変態処理温度に保っ
たソルト浴などに浸漬して行う。オーステナイト化処理
の温度と時間に関しては、オーステナイト化温度が高い
場合は時間を短くし、オーステナイト化温度が低い場合
には時間は長くとる必要がある。オーステナイト化処理
温度が８５０℃未満では、均一、安定なオーステナイト
化が達成されないため、所望の強度靱性を得ることがで
きず、１０００℃を超えると結晶粒が粗大化し、靱性お
よび延性が低下する。オーステナイト化処理時間が３０
分未満では、所望のオーステナイト化が実現できず、他
方３時間であれば十分である。
【００２３】次いで、オーステナイト化処理した鋳物素
材をソルト浴などに浸漬して２５０℃〜４５０℃で、１
０分から２時間恒温保持する。保持温度が高いと高靱性
に、低いと高強度低靱性となるが、２５０℃未満ではマ
ルテンサイトを多量に形成してしまい、所望の基地組織
を得ることができず、４５０℃を超えるとパーライト組
織が生じ、靱性が低下する。
材をソルト浴などに浸漬して２５０℃〜４５０℃で、１
０分から２時間恒温保持する。保持温度が高いと高靱性
に、低いと高強度低靱性となるが、２５０℃未満ではマ
ルテンサイトを多量に形成してしまい、所望の基地組織
を得ることができず、４５０℃を超えるとパーライト組
織が生じ、靱性が低下する。
【００２４】引張強度はオーステンパ時間が０．０３ｋ
ｓ、０．３ｋｓにおいて最も高く、他方時間が長くなる
につれて引張強度が減少する。伸びは、６０分付近まで
増加し、さらに長くなると減少する。また、オーステン
パ時間が１０分未満では、多量の不安定なオーステナイ
トが残留し、空冷の過程でマルテンサイとが生成し、靱
性が低下する。６０分までは動的破壊靱性値が増加する
が、さらに長くなると動的破壊靱性値は低下し、漸減す
る傾向となる。したがって、これらの特性を考慮してオ
ーステンパ時間は１０分から２時間とする。より好まし
くは３０分から１．５時間とする。
ｓ、０．３ｋｓにおいて最も高く、他方時間が長くなる
につれて引張強度が減少する。伸びは、６０分付近まで
増加し、さらに長くなると減少する。また、オーステン
パ時間が１０分未満では、多量の不安定なオーステナイ
トが残留し、空冷の過程でマルテンサイとが生成し、靱
性が低下する。６０分までは動的破壊靱性値が増加する
が、さらに長くなると動的破壊靱性値は低下し、漸減す
る傾向となる。したがって、これらの特性を考慮してオ
ーステンパ時間は１０分から２時間とする。より好まし
くは３０分から１．５時間とする。
【００２５】
【実施例】実施例１
表１に示す合金IIの組成になるように供試材を製造し
た。Ｓｉ添加量は１．４８％とした。原料をアーク炉に
より溶解させ、アルカリ・フェノール自硬性鋳型によっ
て鋳造し、焼鈍後に粗加工を施し鋳物素材とした。
た。Ｓｉ添加量は１．４８％とした。原料をアーク炉に
より溶解させ、アルカリ・フェノール自硬性鋳型によっ
て鋳造し、焼鈍後に粗加工を施し鋳物素材とした。
【００２６】
【表１】
【００２７】マッフル炉内においてオーステナイト域１
１７３Ｋで３．６ｋｓ保持をした後、さらに、ベイナイ
ト変態温度域に設定した塩浴炉中に素早く投入し、一定
時間保持した後、空冷することによりオーステンパ処理
を行行った。塩浴での保持温度は５２３Ｋ、５７３Ｋ、
６２３Ｋ、６７３Ｋの４種類とし、その時の保持時間は
０．０３ｋｓ、０．３ｋｓ、０．９ｋｓ、１．８ｋｓ、
３．６ｋｓ、７．２ｋｓ、１０．８ｋｓの７条件を設定
した。なお、本鋳鋼の合金元素添加量から計算したＭｓ
点は約６３０Ｋである。図１は、実施例１により得られ
た鋳鋼のオーステンパ処理時間と残留オーステナイト量
との関係を示すグラフである。
１７３Ｋで３．６ｋｓ保持をした後、さらに、ベイナイ
ト変態温度域に設定した塩浴炉中に素早く投入し、一定
時間保持した後、空冷することによりオーステンパ処理
を行行った。塩浴での保持温度は５２３Ｋ、５７３Ｋ、
６２３Ｋ、６７３Ｋの４種類とし、その時の保持時間は
０．０３ｋｓ、０．３ｋｓ、０．９ｋｓ、１．８ｋｓ、
３．６ｋｓ、７．２ｋｓ、１０．８ｋｓの７条件を設定
した。なお、本鋳鋼の合金元素添加量から計算したＭｓ
点は約６３０Ｋである。図１は、実施例１により得られ
た鋳鋼のオーステンパ処理時間と残留オーステナイト量
との関係を示すグラフである。
【００２８】比較例１
表１に示す合金Ｉの組成になるように鋳物素材を製造し
た。Ｓｉ添加量は０．５９％とした。鋳造、熱処理条件
は実施例１と同じとした。
た。Ｓｉ添加量は０．５９％とした。鋳造、熱処理条件
は実施例１と同じとした。
【００２９】引張り試験
鋳物素材から、機械加工によりφ４ｍｍ×１７ｍｍの平
行部をもつ丸棒試験片を作成した。いずれの試験も室
温、大気中において、初期ひずみ速度が５．０×１０
-４Ｓ-１の条件で行った。
行部をもつ丸棒試験片を作成した。いずれの試験も室
温、大気中において、初期ひずみ速度が５．０×１０
-４Ｓ-１の条件で行った。
【００３０】計装化シャルピー衝撃試験
室温にて、容量４９Ｎ・ｍの計装化シャルピー衝撃試験
機を用いて試験した。計装化により荷重−変位曲線が得
られ、これらの積分値から衝撃エネルギーが求められ
る。本実施例では、１０ｍｍ×１０ｍｍの断面をもつ角
材に熱処理後、まず、深さ２ｍｍ、幅約０．３ｍｍの切
欠きを導入した。その後、クラックメーカーを用いて、
さらに切欠き底部に疲労き裂を発生させたものを試験片
とした。得られた最大荷重から動的破壊靭性値の値を得
た。
機を用いて試験した。計装化により荷重−変位曲線が得
られ、これらの積分値から衝撃エネルギーが求められ
る。本実施例では、１０ｍｍ×１０ｍｍの断面をもつ角
材に熱処理後、まず、深さ２ｍｍ、幅約０．３ｍｍの切
欠きを導入した。その後、クラックメーカーを用いて、
さらに切欠き底部に疲労き裂を発生させたものを試験片
とした。得られた最大荷重から動的破壊靭性値の値を得
た。
【００３１】各オーステンパ処理温度と処理時間に対応
する引張強度、伸び、動的破壊靭性の値を表２に示す。
する引張強度、伸び、動的破壊靭性の値を表２に示す。
【表２】
【００３２】図２に、引張強度と伸びの相関を示す。比
較のために高強度・高靭性材料として知られるＡＤＩに
ついても、文献から参照し、記した。図２中に記入した
数値は計装化シャルピー試験の結果から計算された合金
IIの５７３Ｋと６７３Ｋにおける動的破壊靭性値であ
り、単位は（ＭＰａ・ｍ１／２ ）である。合金IIの動的
破壊靭性値は８０〜１１０ＭＰａ・ｍ１／２ の間の大
きな値であった。
較のために高強度・高靭性材料として知られるＡＤＩに
ついても、文献から参照し、記した。図２中に記入した
数値は計装化シャルピー試験の結果から計算された合金
IIの５７３Ｋと６７３Ｋにおける動的破壊靭性値であ
り、単位は（ＭＰａ・ｍ１／２ ）である。合金IIの動的
破壊靭性値は８０〜１１０ＭＰａ・ｍ１／２ の間の大
きな値であった。
【００３３】図２から、引張強度１１００〜１９００Ｍ
Ｐａの範囲で合金Ｉでは２〜１０％の伸びであるのに対
して、合金IIでは４〜１８％もの大きな伸びを示す。オ
ーステンパ処理温度が高いほど伸びが大きく引張強度は
小さくなる。合金Ｉの最高の引張強度は合金IIの最高値
より高い値を示すが、最も良好な伸びでも、８％程度で
あり、全体的に十分な伸びが得られなかった。図２にお
いて、伸びおよび引張強度が高くなる右斜め上の矢印の
方向に向かうほど、強靭であるということができる。合
金IIは、ＡＤＩと同程度の伸びの得られるところで、引
張強度は約２００ＭＰａ高い値となっている。合金Ｉと
比べても、強靭化がされていることが分かる。
Ｐａの範囲で合金Ｉでは２〜１０％の伸びであるのに対
して、合金IIでは４〜１８％もの大きな伸びを示す。オ
ーステンパ処理温度が高いほど伸びが大きく引張強度は
小さくなる。合金Ｉの最高の引張強度は合金IIの最高値
より高い値を示すが、最も良好な伸びでも、８％程度で
あり、全体的に十分な伸びが得られなかった。図２にお
いて、伸びおよび引張強度が高くなる右斜め上の矢印の
方向に向かうほど、強靭であるということができる。合
金IIは、ＡＤＩと同程度の伸びの得られるところで、引
張強度は約２００ＭＰａ高い値となっている。合金Ｉと
比べても、強靭化がされていることが分かる。
【００３４】図３に、合金IIにおいて、オーステンパ温
度５２３Ｋでオーステンパ時間３．６ｋｓの条件におい
て熱処理した鋳鋼の顕微鏡写真を示す。この条件により
得られた鋳鋼は、引張強度が１６００ＭＰａ、伸びが１
０％および動的破壊靱性は１１０ＭＰａ・ｍ１／２ の
値であった。このように合金IIの優れた機械的特性の発
現は、主にＳｉ添加量の増加により、安定な残留オース
テナイトの生成が促されたためと推測される。
度５２３Ｋでオーステンパ時間３．６ｋｓの条件におい
て熱処理した鋳鋼の顕微鏡写真を示す。この条件により
得られた鋳鋼は、引張強度が１６００ＭＰａ、伸びが１
０％および動的破壊靱性は１１０ＭＰａ・ｍ１／２ の
値であった。このように合金IIの優れた機械的特性の発
現は、主にＳｉ添加量の増加により、安定な残留オース
テナイトの生成が促されたためと推測される。
【００３５】
【発明の効果】本発明の鋳鋼は、上記のように、動的破
壊靱性に優れ、かつ高張力・高靱性のものであり、機械
部品の薄肉化、軽量化に有用であり、特に、自動車部品
のような、精密、小型鋳造部品などに好適である。
壊靱性に優れ、かつ高張力・高靱性のものであり、機械
部品の薄肉化、軽量化に有用であり、特に、自動車部品
のような、精密、小型鋳造部品などに好適である。
【図１】実施例１により得られた鋳鋼のオーステンパ処
理時間と残留オーステナイト量との関係を示すグラフで
ある。
理時間と残留オーステナイト量との関係を示すグラフで
ある。
【図２】実施例１により得られた鋳鋼の伸びと引張強度
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図３】実施例１において、オーステンパ温度５２３Ｋ
でオーステンパ時間３．６ｋｓの条件において得られた
鋳鋼の組織を示す図面代用顕微鏡写真である。
でオーステンパ時間３．６ｋｓの条件において得られた
鋳鋼の組織を示す図面代用顕微鏡写真である。
フロントページの続き
(72)発明者 松田 泰幸
岡山県都窪郡早島町早島1916−２
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；
１．０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３
〜１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ≦０．１、Ｓ≦
０．０７、Ｎｉ≦１．０、Ｃｒ≦１．０、Ｖ≦１．０を
含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなる組成を有
し、オーステンパ処理による残留オーステナイトを２〜
３０体積％含んだベイナイト組織であり、引張強度が１
１００〜１９００ＭＰａで、動的破壊靱性が８０〜１１
０ＭＰａ・ｍ１／２ であることを特徴とする高張力・
高靱性鋳鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ；０．３〜０．７、Ｓｉ；
１．０〜２．０、Ｍｎ；０．８〜２．０、Ｍｏ；０．３
〜１．５、Ｃｕ；０．３〜１．５、Ｐ≦０．１、Ｓ≦
０．０７、Ｎｉ≦１．０、Ｃｒ≦１．０、Ｖ≦１．０を
含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなる溶湯を鋳
造して鋳物素材とし、該鋳物素材を８５０℃〜１０００
℃で、３０分から３時間オーステナイト化処理し、２５
０℃〜４５０℃で、１０分から２時間恒温変態処理する
ことを特徴とする請求項１記載の高張力・高靱性鋳鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002112770A JP3633907B2 (ja) | 2002-04-16 | 2002-04-16 | 高張力鋳鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002112770A JP3633907B2 (ja) | 2002-04-16 | 2002-04-16 | 高張力鋳鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003306741A true JP2003306741A (ja) | 2003-10-31 |
| JP3633907B2 JP3633907B2 (ja) | 2005-03-30 |
Family
ID=29395142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002112770A Expired - Fee Related JP3633907B2 (ja) | 2002-04-16 | 2002-04-16 | 高張力鋳鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3633907B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110114233A1 (en) * | 2007-12-26 | 2011-05-19 | Wayne State University | Development of a high strength high toughness bainitic steel |
| 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 |
| CN109112432A (zh) * | 2017-06-26 | 2019-01-01 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低成本贝氏体耐磨铸钢及其生产方法 |
| CN111647809A (zh) * | 2020-05-27 | 2020-09-11 | 宁夏天地奔牛实业集团有限公司 | 新型中部槽材料及其铸件的制备方法 |
| WO2022237263A1 (zh) * | 2021-05-12 | 2022-11-17 | 江西耐普矿机股份有限公司 | 一种半自磨机用铸造贝氏体钢、其制备方法及半自磨机铸造贝氏体钢衬板 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111101078A (zh) * | 2019-12-18 | 2020-05-05 | 河北中科智源新材料技术有限公司 | 一种无镍高强度矿用圆环链钢及其生产方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63199847A (ja) * | 1987-02-12 | 1988-08-18 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | 高強度、高靭性、耐磨耗性機械部品 |
| JPH0452218A (ja) * | 1990-06-21 | 1992-02-20 | Toyota Motor Corp | 高靱性鋳鋼の製造方法 |
| JPH11230346A (ja) * | 1998-02-20 | 1999-08-27 | Kubota Corp | 大型ディーゼルエンジンライナー |
| JP2002194499A (ja) * | 2000-12-22 | 2002-07-10 | Nippon Steel Corp | 耐表面損傷性および耐摩耗性に優れたベイナイト系レールおよびその製造法 |
-
2002
- 2002-04-16 JP JP2002112770A patent/JP3633907B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63199847A (ja) * | 1987-02-12 | 1988-08-18 | Mitsubishi Steel Mfg Co Ltd | 高強度、高靭性、耐磨耗性機械部品 |
| JPH0452218A (ja) * | 1990-06-21 | 1992-02-20 | Toyota Motor Corp | 高靱性鋳鋼の製造方法 |
| JPH11230346A (ja) * | 1998-02-20 | 1999-08-27 | Kubota Corp | 大型ディーゼルエンジンライナー |
| JP2002194499A (ja) * | 2000-12-22 | 2002-07-10 | Nippon Steel Corp | 耐表面損傷性および耐摩耗性に優れたベイナイト系レールおよびその製造法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110114233A1 (en) * | 2007-12-26 | 2011-05-19 | Wayne State University | Development of a high strength high toughness bainitic steel |
| 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 |
| CN109112432A (zh) * | 2017-06-26 | 2019-01-01 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低成本贝氏体耐磨铸钢及其生产方法 |
| CN111647809A (zh) * | 2020-05-27 | 2020-09-11 | 宁夏天地奔牛实业集团有限公司 | 新型中部槽材料及其铸件的制备方法 |
| WO2022237263A1 (zh) * | 2021-05-12 | 2022-11-17 | 江西耐普矿机股份有限公司 | 一种半自磨机用铸造贝氏体钢、其制备方法及半自磨机铸造贝氏体钢衬板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3633907B2 (ja) | 2005-03-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20180142317A1 (en) | Hot mold steel for long life cycle die casting having high thermal conductivity and method for preparing the same | |
| JP3257649B2 (ja) | 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 | |
| KR100740414B1 (ko) | 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한비조질 강 및 그의 제조 방법 | |
| EP0637636B1 (en) | Graphite structural steel having good free-cutting and good cold-forging properties and process of making this steel | |
| JP4739105B2 (ja) | 高靱性熱間工具鋼およびその製造方法 | |
| JP2004263201A (ja) | 疲労強度に優れた高強度鋼材およびその製造方法 | |
| CN109790602B (zh) | 钢 | |
| JP3932995B2 (ja) | 高周波焼もどし用鋼およびその製造方法 | |
| JP6620490B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| EP3272896B1 (en) | Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel | |
| JPH11343543A (ja) | 高靱性超耐摩耗鋳鋼及びその製造方法 | |
| JP5189959B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP3633907B2 (ja) | 高張力鋳鋼およびその製造方法 | |
| US20060057419A1 (en) | High-strength steel product excelling in fatigue strength and process for producing the same | |
| JP4344126B2 (ja) | ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼 | |
| JP3255612B2 (ja) | 超快削鋼棒線材の製造方法及びそれによる超快削鋼棒線材 | |
| JPH11131187A (ja) | 迅速黒鉛化鋼および迅速黒鉛化鋼の製造方法 | |
| JP2001032044A (ja) | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法 | |
| JP2803331B2 (ja) | 高靱性鋳鋼の製造方法 | |
| JP4975261B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法 | |
| JP3256184B2 (ja) | 超快削鋼棒線材及び部品の製造方法並びにそれらによる超快削鋼棒線材及び部品 | |
| JP4121416B2 (ja) | 機械構造用非調質型熱間鍛造部品およびその製造方法 | |
| JPH07116550B2 (ja) | 低合金高速度工具鋼およびその製造方法 | |
| JPH08225845A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法 | |
| JP4016449B2 (ja) | 熱間加工性を改善した高速度工具鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20031031 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20040129 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040310 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041209 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20041214 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20041221 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090107 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100107 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110107 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |