JP2018204048A

JP2018204048A - マルエージング鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2018204048A
Application number: JP2017106959A
Authority: JP
Inventors: 勝彦大石; Katsuhiko Oishi
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2017-05-30
Filing date: 2017-05-30
Publication date: 2018-12-27
Anticipated expiration: 2037-05-30
Also published as: JP6860822B2

Abstract

【課題】Ａｌを含有し、Ｔｉを無添加とするフリーのマルエージング鋼において、疲労起点となるＡｌＮを微細分散化するマルエージング鋼の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で０．１〜２．０％のＡｌを含有し、Ｔｉを無添加とするマルエージング鋼の素材を１２００℃以上でソーキングを行った後、Ｍｓ点未満に冷却を行ってソーキング材とするソーキング工程と、前記ソーキング材を５００〜９００℃でＡｌＮ析出処理をするＡｌＮ析出処理工程と、を含むマルエージング鋼の製造方法。【選択図】なし

Description

本発明は、マルエージング鋼の製造方法に関するものである。

マルエージング鋼は、一般に２０００ＭＰａ前後の非常に高い引張強さを具備し、疲労強度に優れるため、高強度が要求される部材、例えば、ロケット用部品、遠心分離機部品、航空機用部品、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型等種々の用途に使用されている。
従来、これらの素材は、使用される用途と求められる鋼塊清浄度により複数の製造工程が存在するが、例えば自動車や航空機用の部材として使用される場合、所定の成分組成を有した溶湯を真空溶解により鋼塊を製造し、これに少なくとも１回以上の再溶解、例えば真空アーク再溶解（以下「ＶＡＲ」という。）やエレクトロスラグ再溶解（以下「ＥＳＲ」という。）を施した後、熱間加工或いは熱間加工と冷間加工を行い製造されている。

ところで、マルエージング鋼の製造方法において、求められる機械的特性、特に疲労強度を得るために疲労起点となる介在物を制御するための各種の手法が例えば特許文献１〜３などに開示されている。上記の特許文献に開示されている介在物の制御方法は主にＴｉを含むマルエージング鋼に適用され、疲労起点となるＴｉＮあるいはＴｉ（Ｃ、Ｎ）を微細化することにより無害化しており、優れた疲労強度特性が期待できるものである。

特開２００４−２５６９０９国際公開第２００５／０３５７９８号国際公開第２０１４／１５６９４２号

上述した特許文献に開示されている製造方法は、Ｔｉを含有するマルエージング鋼において溶製時の冷却工程で液相または固液相から生成するＴｉＮもしくはＴｉ（Ｃ、Ｎ）に限定した介在物制御法であり、近年その開発が盛んに行われているＴｉを無添加とするマルエージング鋼（以下、Ｔｉフリーマルエージング鋼と記す）では適用できないといった問題があった。Ｔｉフリーマルエージング鋼は強化元素であるＴｉの代替元素としてＴｉと同じく時効析出時に微細な金属間化合物を形成することが可能なＡｌを添加することが多い。そのため、Ｔｉの代替元素としてＡｌを含むＴｉフリーマルエージング鋼は溶製時あるいはその後の製造工程中に粗大なＡｌＮを形成するといった新たな問題が生じた。このＡｌを含有するＴｉフリーマルエージング鋼において、ＡｌＮを微細化しようとする試みもなされていないのが現状である。
一般にＡｌＮはＴｉＮあるいはＴｉ（Ｃ、Ｎ）と異なり、自動車あるいは航空機用の素材製造時に適用される再溶解により実現される低Ｎ水準下（０〜５０ｐｐｍ）において、固相域から生成する。そのため、溶製時の冷却工程以外に、その後の熱間工程や熱処理によりその形態は大きく変化し、制御することが困難であった。
本発明の目的はＡｌを含むＴｉフリーのマルエージング鋼において、疲労起点となるＡｌＮを微細分散化するマルエージング鋼の製造方法を提供することである。

本発明者は、上述したＴｉフリーマルエージング鋼中に生成するＡｌＮについてその生成挙動について詳細に調査した。その結果、このＡｌＮは、１２００℃以上で加熱することにより固溶させることが可能であることを突き止めた。そして、このＡｌＮはマルテンサイト中あるいはオーステナイト中で一度析出することで、その後の熱間工程もしくは熱処理において成長もしくは粗大化しにくくなることを見出し、本発明に到達した。
すなわち本発明は、質量％で０．１〜２．０％のＡｌを含有するＴｉフリーマルエージング鋼の素材を１２００℃以上でソーキングを行った後、Ｍｓ点未満に冷却を行ってソーキング材とするソーキング工程と、前記ソーキング材を５００〜９００℃でＡｌＮ析出処理をするＡｌＮ析出処理工程と、を含むマルエージング鋼の製造方法である。
前記のマルエージング鋼のＡｌ以外の組成が、質量％でＣ：０．００８％以下（０％は含まない）、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：１６〜２２％、Ｃｏ：３．０〜７．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：０〜０．５％残部はＦｅと不純物でなることが好ましい。
前記マルエージング鋼の素材が鋼塊であることが更に好ましい。

本発明によれば、Ａｌを含有するＴｉフリーマルエージング鋼において、ＡｌＮを微細分散化することができる。これにより、Ａｌを含有するＴｉフリーマルエージング鋼の疲労特性の向上が期待できる。

＜マルエージング鋼の素材＞
質量％で０．１〜２．０％のＡｌを含有するマルエージング鋼の素材を準備する。
Ａｌ以外に含有する好ましい各元素とその含有量は後述する。また、本発明では、疲労強度低下に影響を及ぼすＡｌＮの微細化を目的とするものである。そのため、疲労強度低下に影響を及ぼす窒化物を形成する、Ａｌ以外の元素については、無添加とすることが好ましい。特にＴｉについては、質量％で０．０１％以下の無添加レベルとするＴｉフリーマルエージング鋼とする。
Ｔｉフリーマルエージング鋼に含有させるＡｌはＴｉフリーに伴う強度低下を補償するための元素である。本発明で、マルエージング鋼の素材中に含まれるＡｌを０．１〜２．０％としたのは、時効処理時にＮｉ_３ＡｌやＮｉＡｌといった微細な金属間化合物が析出することでＴｉ添加材にも劣らない高い強度レベルを実現させるためである。Ａｌ量が０．１％未満であると強度向上に寄与するための十分な金属間化合物量が得らない。一方、Ａｌが２．０％を超えると金属間化合物が多くなり、靭性や延性を大幅に低下させてしまう。そのため、Ａｌは０．１〜２．０％とする。好ましいＡｌの下限は０．６％であり、好ましい上限は１．８％である。
なお、本発明ではマルエージング鋼の素材にソーキング（均質化熱処理）を行うため、酸化スケールによる滅失を考慮し、鋼塊を用いるのが好ましい。ソーキングしたマルエージング鋼の素材は、その後に、鍛造や圧延等と言った熱間塑性加工を行うが、その熱間塑性加工後にソーキングを行うと、結晶粒が粗大化して所望の結晶粒度や機械的特性が得にくくなる問題が生じる場合もあり、ソーキングは鋼塊に対して行うのが効果的である。

＜ソーキング工程＞
上述したマルエージング鋼の素材を用いて、ソーキングを行う。
後述するＡｌＮ析出処理に先だって行われるソーキングは、マルエージング鋼の素材中に存在するＡｌＮを完全に固溶させることが目的である。疲労強度を高めるために窒化物系介在物を微細化するマルエージング鋼においては、窒化物を構成するＮ（窒素）含有量をＶＡＲ等の真空溶解を行って約０．００２％以下に低減している。本発明でソーキングの温度を１２００℃以上とするのは、含有するＮ水準からＡｌＮの固溶に必要な温度が１２００℃以上であるからである。ソーキングの温度が１２００℃未満ではＡｌＮが完全に固溶せず、未固溶ＡｌＮがその後の熱間加工や熱処理により成長もしくは粗大化してしまう。そのため本発明のソーキング温度は１２００℃以上とする。ソーキング温度の上限は１３２０℃で十分である。１３２０℃を超える温度でソーキングを行ってもＡｌＮを固溶する効果が飽和状態に近づくからである。なお、前述のＡｌＮを固溶させるために好ましいソーキングの時間は１０時間以上とすると良い。ソーキング時間の上限は３０時間で十分である。３０時間を超えてソーキングを行ってもＡｌＮの更なる固溶は生じにくく、生産性を悪化させるだけである。
そして、ソーキングの後、ＡｌＮを固溶させたマルエージング鋼の素材をＭｓ点未満の温度まで冷却を行う。Ｍｓ点未満まで冷却を行うのは、後述するＡｌＮ析出処理に備えて金属組織をマルテンサイト組織とするためである。なお、Ｍｓ点は組成によって変化し、おおよそ１００〜３００℃にある。そのため、冷却を行う場合は、予め素材のＭｓ点を測定し、Ｍｓ点を調べておく必要がある。

＜ＡｌＮ析出処理工程＞
ＡｌＮ析出処理工程は本発明において最も特徴的な処理であり、マルテンサイト温度域で一定時間保持しＡｌＮを析出させるものである。
このＡｌＮ析出処理で生ずるＡｌＮは通常のオーステナイト中で生成するＡｌＮとは異なり、微細分散化しやすい特徴を持つ。その理由は、マルテンサイト中から析出するＡｌＮは大きな過飽和度によりＡｌＮの核生成に必要な障壁エネルギーが低下するとともにＡｌＮ核の臨界半径が低下するため微細なＡｌＮが生じるためである。また基地のマルテンサイトはオーステナイトよりも高密度の転位を含むため、核生成サイトが豊富に存在する。すなわち、マルテンサイト中で生ずるＡｌＮは微細でかつ均一に分散しやすい。微細分散化したＡｌＮはその後の熱間加工や熱処理により化学的平衡に達するまで鋼中のＮを消費し成長するが、ＡｌＮが既に微細に分散しているため、１個当たりのＡｌＮが消費できるＮ量が少なくなるためＡｌＮは成長しにくく微細な状態を維持することが可能である。
ＡｌＮ析出処理はマルテンサイト組織としたソーキング材を用いて５００〜９００℃の範囲で行われる。５００℃よりも低くなると、上述した過飽和度は更に大きくなるも、ＡｌやＮの拡散が困難になりＡｌＮの析出に必要な保持が長時間化する。これは工業的に製造コストの大幅な増加を引起す。一方で、７００℃以上になると、マルテンサイトは熱的に不安定となりオーステナイトに変態するが、このオーステナイトはマルテンサイト変態時に導入された高密度の転位を含む逆変態オーステナイトである。この逆変態オーステナイト組織は、微細なＡｌＮの析出サイトを提供しマルテンサイト組織と同じくＡｌＮの微細分散化が可能である。しかし９００℃を超えると粒成長が顕著に生じ、ＡｌＮの微細分散化が実現できなくなる。そのため、本発明のＡｌＮ析出処理温度は５００〜９００℃の温度域で行われる。より好ましいＡｌＮ析出処理工程の温度の下限は６００℃であり、好ましい上限の温度は８００℃である。ＡｌＮ析出処理の時間は処理温度によっても変化するがおおよそ１〜１０時間であることが好ましい。なお、工業的にＡｌＮ析出処理を行う場合は、Ｍｓ点未満に冷却したソーキング材を熱間塑性加工温度に加熱する昇温中に行うのが合理的である。

＜組成＞
本発明のマルエージング鋼の製造方法において、Ａｌ以外の各元素の好ましい範囲を規定した理由を以下に示す。
Ｃ：０．００８％以下（０％は含まない）
ＣはＭｏやＣｒと炭化物を形成して、析出すべき金属間化合物や窒化物を減少させて強度を低下させるため、低く抑える必要がある。また、Ｃを過剰に添加すると、例えばＣＶＴ用の金属無端ベルトに使用した場合に必要とされる溶接性が低下する危険性が高くなる。
このような理由からＣは０．００８％以下とした。Ｃのより好ましい上限は０．００６％であり、さらに好ましい上限は０．００５％である。なお、Ｃについては、“鋼”である以上、０％を超えて含有する。Ｃの下限については、今現在の技術的な限界としては１０ｐｐｍとするのがせいぜいである。
Ｃｒ：０．５〜１．５％
Ｃｒは、準安定のＭ_２Ｃ炭化物を安定化する効果がある元素であるとともに、窒化を行う場合にＮとの親和力が強く、窒化深さを浅くし、窒化硬さを高めたり、窒化表面の圧縮残留応力を増加させたりする元素であるため、必須で添加する。しかし、０．５％より少ないと効果が少なく、一方、１．５％を越えて添加しても顕著な向上効果がみられず、また、窒化処理後の強度が低下することから、Ｃｒは０．５〜１．５％とした。好ましいＣｒの下限は０．８％であり、好ましい上限は１．２％である。

Ｎｉ：１６〜２２％
Ｎｉは、マルエージング鋼の基地組織である低Ｃマルテンサイト組織を安定して形成させる作用と、Ａｌと結びつき金属間化合物のＮｉ_３ＡｌやＮｉＡｌを形成して強度向上に寄与する作用とを有するため、１６％は必要である。しかし、２２％を超えるとオーステナイト組織が安定化し、マルテンサイト変態を起こし難くなることから、Ｎｉは１６〜２２％とした。Ｎｉの好ましい下限は１８％超であり、更に好ましくは１８．５％である。好ましい上限は２１％である。
Ｃｏ：３．０〜７．０％
Ｃｏは、マトリックスのマルテンサイト組織の安定性に大きく影響することなく、固溶化処理温度でＭｏ、Ａｌ等の時効析出物形成元素の固溶度を増加させ、時効析出温度域でのＭｏ、Ａｌの固溶度を低下させることによってＭｏ、Ａｌを含む微細な金属間化合物の析出を促進し、時効析出強化に寄与する重要な元素である。そのため、Ｃｏは強度面から添加することが必要である。Ｃｏが３．０％未満ではＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉを低減したマルエージング鋼では十分な強度が得られ難く、一方７．０％を超えて添加すると硬度上昇に伴う表面欠陥への感受性の増加から却って強度が低下してしまうことから３．０〜７．０％とした。より好ましいＣｏの下限は４．０％超であり、更に好ましくは４．５％である。好ましい上限は６．０％である。

Ｍｏ：３．０〜７．０％
Ｍｏは、時効処理時にＮｉ_３Ｍｏ、Ｆｅ_２Ｍｏ等の微細な金属間化合物を形成し、析出強化に寄与する重要な元素である。また、Ｍｏは窒化による表面の硬さ及び圧縮残留応力を大きくするために有効な元素である。このためのＭｏは、３．０％より少ないと引張強度が不十分であり、一方、７．０％より多いとＦｅ、Ｍｏを主要元素とする粗大な金属間化合物を形成しやすくなるため、Ｍｏは３．０〜７．０％とした。Ｍｏの好ましい下限は、４．０％超であり、更に好ましくは４．５％である。好ましい上限は６．０％である。
以上、説明する元素が本発明の好ましい成分範囲であり、残部はＦｅと不純物である。但し、更なる強度向上の効果を得ようとすると、Ｂ、Ｓｉ、Ｍｎの何れか１種以上の元素を含有することができる。なお、以下に示す各元素の上限を超えると強度が低下してしまうので、選択的に添加するのであれば、次の成分範囲に限定することが好ましい。
Ｂ：０〜０．００５％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：０〜０．５％

真空誘導溶解炉およびＶＡＲによる再溶解によりマルエージング鋼の６ｔｏｎインゴットを作製した。表１に溶製後のインゴットの分析から得られた化学組成を示す。なお、不純物Ｔｉは０．００４％、Ｎは６ｐｐｍであった。

得られたインゴット上部の中心位置から１５ｍｍ角のブロックサンプルを切り出し、表２に示す熱処理を施した。なお、ＡｌＮの挙動を調査するため、全ての処理の冷却を水冷とした。
熱処理は何れも１３００℃で２０ｈのソーキング処理を施し、鋼中のＡｌＮを完全に固溶させた。ソーキング処理温度からＭｓ点未満に冷却を行ってソーキング材とした。そして、ＡｌＮ析出処理を５００から９００℃の温度域で行い、熱間鍛造を想定した１１５０℃×８ｈの熱処理を施し、水冷した。ソーキングには（１）を、ＡｌＮ析出処理には（２）を、熱間鍛造を模擬した加熱条件を記したものには（３）を付して示しておいた。
また、ＡｌＮ析出処理の有効性を確認するために、この処理を含まない条件（Ｎｏ．６、比較例）として、ソーキング後、そのまま、熱間鍛造を想定した１１５０℃で８ｈ保持し、水冷した条件で熱処理したブロックサンプルを準備した。なお、ブロックサンプルは大気中からのＮの混入を避けるため、ステンレス管に封入した。熱処理後のサンプルは中心部より切断し、その切断面が観察面となるよう、機械研磨により鏡面状態にした後、ＡｌＮ粒子測定に供した。
ＡｌＮの粒子測定にはＪＥＯＬ製ＳＥＭ−ＥＤＸシステムに付属される自動粒子測定システムを使用した。これは指定した観察領域に存在する粒子の大きさと組成を自動的に測定するもので、ここでは測定領域として１５ｍｍブロックサンプルの中心部の５ｍｍ×５ｍｍとし、この中に存在するＡｌＮ粒子を測定した。ＡｌＮ粒子の識別はＡｌおよびＮの化学組成比から決定し、またそのサイズ分布は円相当径にして１μｍ超の粒子をカウントし、個数、平均粒子径、および、最大径を測定した。表２に各熱処理後に測定したＡｌＮ粒子のサイズ分布を示す。

表２に示すように、ＡｌＮの粒子径はＡｌＮ析出処理の有無により変化した。ＡｌＮ析出処理を施した本発明例のＮｏ．１〜５のＡｌＮ粒子においては平均粒径は１．３μｍ以下であり、最大粒径は３．０μｍ以下であった。本発明例のＮｏ．１〜５のＡｌＮ粒子はＡｌＮ析出処理を施さないＮｏ．６のＡｌＮ粒子よりも平均粒径、最大粒径ともに小さくなることが分かる。これはＡｌＮ析出処理がＡｌＮの微細分散化に有効であることを示すものである。なお、ＡｌＮ析出処理を行なうとＡｌＮの個数も減少しているが、これは１μｍ未満のＡｌＮを測定していないためであり、析出処理を施したＮｏ．１〜５は１μｍ未満の微細なＡｌＮが多いことが推察される。従って、ＡｌＮ粒子の微細分散化にはＡｌＮ粒子がマルテンサイト中あるいはオーステナイト中から生じる５００〜９００℃のＡｌＮ析出処理が有効であることが分かる。
以上の結果から、Ａｌを含むＴｉフリーのマルエージング鋼において、疲労起点となるＡｌＮを微細分散化することが可能となった。

本発明のマルエージング鋼の製造方法は、疲労強度特性が要求される航空機用部品や自動車用部品に対して適用できる。本発明のマルエージング鋼の製造方法を適用した鋼塊を用いて、熱間圧延と冷間圧延を行って、厚さが０．５ｍｍ以下のマルエージング鋼帯とすると疲労強度に優れる自動車用の変速機ベルトに好適である。

Claims

質量％で０．１〜２．０％のＡｌを含有し、Ｔｉを無添加とするマルエージング鋼の素材を１２００℃以上でソーキングを行った後、Ｍｓ点未満に冷却を行ってソーキング材とするソーキング工程と、前記ソーキング材を５００〜９００℃でＡｌＮ析出処理をするＡｌＮ析出処理工程と、を含むことを特徴とするマルエージング鋼の製造方法。
前記マルエージング鋼のＡｌ以外の組成が、質量％でＣ：０．００８％以下（０％は含まない）、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：１６〜２２％、Ｃｏ：３．０〜７．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：０〜０．５％残部はＦｅと不純物でなることを特徴とする請求項１に記載のマルエージング鋼の製造方法。
前記マルエージング鋼の素材が鋼塊であることを特徴とする請求項１または２に記載のマルエージング鋼の製造方法。