JP2757118B2 - 熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金及びその製造方法 - Google Patents
熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、例えばバイメタルの
材料として好適なＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ合金に係り、特に、
熱間加工性を向上させ、連続鋳造スラブの熱間圧延時に
おける表面割れ等の表面欠陥を防止することができるＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｍｎ合金及びその製造方法に関する。
材料として好適なＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ合金に係り、特に、
熱間加工性を向上させ、連続鋳造スラブの熱間圧延時に
おける表面割れ等の表面欠陥を防止することができるＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｍｎ合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金は熱膨
張係数が非常に大きいため、この合金材料と４２Ｎｉ合
金や３６Ｎｉ合金等の低熱膨張材とを結合することによ
り作動量の大きなバイメタルを構成することができる。
このようなＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金としては、Ｎｉを２
０ｗｔ％，Ｍｎを６％含有する合金が知られている。
張係数が非常に大きいため、この合金材料と４２Ｎｉ合
金や３６Ｎｉ合金等の低熱膨張材とを結合することによ
り作動量の大きなバイメタルを構成することができる。
このようなＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金としては、Ｎｉを２
０ｗｔ％，Ｍｎを６％含有する合金が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｆｅ−
Ｎｉ−Ｍｎ合金は、鋳造状態における高温での結晶粒界
が脆弱であり、しかもＭｎの優先酸化が生じ易いため、
深い粒界酸化層を形成して熱間加工時に割れが発生し易
くなる。たとえば、連続鋳造により製造したスラブを熱
間圧延する場合や、普通造塊後に行われる分塊プレス加
工などの熱間加工時に、加工を受ける面への表面割れや
被加工材の側部への耳割れ等の表面欠陥が発生し易いと
いう問題があった。このような熱間加工性の低下は、粒
界に硫化物、燐化物、酸化物などが形成され易い１００
０°Ｃ付近において著しく、歩留りを低下させる原因と
なっていた。
Ｎｉ−Ｍｎ合金は、鋳造状態における高温での結晶粒界
が脆弱であり、しかもＭｎの優先酸化が生じ易いため、
深い粒界酸化層を形成して熱間加工時に割れが発生し易
くなる。たとえば、連続鋳造により製造したスラブを熱
間圧延する場合や、普通造塊後に行われる分塊プレス加
工などの熱間加工時に、加工を受ける面への表面割れや
被加工材の側部への耳割れ等の表面欠陥が発生し易いと
いう問題があった。このような熱間加工性の低下は、粒
界に硫化物、燐化物、酸化物などが形成され易い１００
０°Ｃ付近において著しく、歩留りを低下させる原因と
なっていた。
【０００４】本発明は上記問題点を解決するためになさ
れたもので、熱間加工時における耳割れや表面割れの発
生を防止することができ、よって歩留りを向上させるこ
とができるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金を提供することを目
的としている。
れたもので、熱間加工時における耳割れや表面割れの発
生を防止することができ、よって歩留りを向上させるこ
とができるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金を提供することを目
的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】一般に、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍ
ｎ系合金では、高温でのＭｎの優先酸化が著しく、その
ため、熱間加工時に結晶粒界の酸化部からの割れが発生
し易い。また、合金中に含まれるＳは、硫化物として結
晶粒界に膜状となって分布し、高温脆性を引き起こす元
素として知られている。したがって、合金の熱間加工性
を改善するには、Ｍｎの酸化と結晶粒界へのＳの偏析を
抑制することが必須となる。本発明者等は、このような
観点から種々の実験を重ねたところ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ
系合金に微量のＴｉ，Ｂを所定の割合で複合して添加す
ることにより、次のような効果が生じることを見いだし
た。
ｎ系合金では、高温でのＭｎの優先酸化が著しく、その
ため、熱間加工時に結晶粒界の酸化部からの割れが発生
し易い。また、合金中に含まれるＳは、硫化物として結
晶粒界に膜状となって分布し、高温脆性を引き起こす元
素として知られている。したがって、合金の熱間加工性
を改善するには、Ｍｎの酸化と結晶粒界へのＳの偏析を
抑制することが必須となる。本発明者等は、このような
観点から種々の実験を重ねたところ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ
系合金に微量のＴｉ，Ｂを所定の割合で複合して添加す
ることにより、次のような効果が生じることを見いだし
た。
【０００６】すなわち、Ｂは、酸素と結合し易く、しか
も結晶粒界へ拡散し易いため、結晶粒界にＢの酸化物を
形成してＭｎの酸化反応を抑制する。また、Ｂの結晶粒
界への拡散は、熱間加工温度９００〜１１００゜Ｃの範
囲でＳよりも早く生じるので、Ｓの結晶粒界への偏析を
防止するとともに、Ｓとホウ化物を形成して結晶組織中
に固定し、その悪影響を少なくする。このように、Ｂ
は、熱間加工温度においてＳの結晶粒界での濃度を低下
させるので、Ｂの添加により上記した熱間脆性の発生を
防止することができる。さらに、Ｂは自ら結晶粒界や他
の内部欠陥部で優先的に凝集して結晶の核となり、結晶
粒を微細化して結晶粒界を強化する。
も結晶粒界へ拡散し易いため、結晶粒界にＢの酸化物を
形成してＭｎの酸化反応を抑制する。また、Ｂの結晶粒
界への拡散は、熱間加工温度９００〜１１００゜Ｃの範
囲でＳよりも早く生じるので、Ｓの結晶粒界への偏析を
防止するとともに、Ｓとホウ化物を形成して結晶組織中
に固定し、その悪影響を少なくする。このように、Ｂ
は、熱間加工温度においてＳの結晶粒界での濃度を低下
させるので、Ｂの添加により上記した熱間脆性の発生を
防止することができる。さらに、Ｂは自ら結晶粒界や他
の内部欠陥部で優先的に凝集して結晶の核となり、結晶
粒を微細化して結晶粒界を強化する。
【０００７】以上のように、本発明者等は、Ｂを添加す
ることにより、結晶粒界でのＭｎの酸化を抑制するとと
もにＳの濃度を低下させ、さらに、結晶粒界の強度を高
めるので、熱間圧延を行った際に結晶粒界に亀裂が生じ
難くなり、熱間加工性を大幅に向上させることができる
という知見を得た。さらに本発明者等は、Ｔｉを複合添
加することにより上記のような効果を一層高めることが
できるとの知見も得た。すなわち、Ｔｉは合金の酸化を
抑制する働きがあるため、Ｍｎの結晶粒界での酸化を抑
制することが判った。よって、Ｔｉを添加することによ
り結晶粒界の酸化抑制のために消費されるＢの量が少な
くて済み、より多くのＢをＳの粒界偏析の抑制のために
使用することができる。さらに、Ｔｉは、Ｂと同様に結
晶粒界に凝集して結晶粒を微細化する作用があり、Ｔｉ
を添加することにより結晶粒界が一層強化されることも
判った。そして、本発明者等は、以上のような知見のも
とに、以下の成分組成を有するＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金
を開発するに至った。
ることにより、結晶粒界でのＭｎの酸化を抑制するとと
もにＳの濃度を低下させ、さらに、結晶粒界の強度を高
めるので、熱間圧延を行った際に結晶粒界に亀裂が生じ
難くなり、熱間加工性を大幅に向上させることができる
という知見を得た。さらに本発明者等は、Ｔｉを複合添
加することにより上記のような効果を一層高めることが
できるとの知見も得た。すなわち、Ｔｉは合金の酸化を
抑制する働きがあるため、Ｍｎの結晶粒界での酸化を抑
制することが判った。よって、Ｔｉを添加することによ
り結晶粒界の酸化抑制のために消費されるＢの量が少な
くて済み、より多くのＢをＳの粒界偏析の抑制のために
使用することができる。さらに、Ｔｉは、Ｂと同様に結
晶粒界に凝集して結晶粒を微細化する作用があり、Ｔｉ
を添加することにより結晶粒界が一層強化されることも
判った。そして、本発明者等は、以上のような知見のも
とに、以下の成分組成を有するＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金
を開発するに至った。
【０００８】すなわち、請求項１に記載のＦｅ−Ｎｉ−
Ｍｎ系合金は、Ｃ：０．０３ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５
ｗｔ％以下、Ｍｎ：４〜２０ｗｔ％、Ｐ：０．０５ｗｔ
％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１０〜４０
ｗｔ％、Ａｌ：０．１ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５ｗｔ
％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、残部は実質的
にＦｅ及び不可避不純物よりなる合金であって、Ｂ：
０．００３〜０．０３ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．３
ｗｔ％を含有していることを特徴としている。
Ｍｎ系合金は、Ｃ：０．０３ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５
ｗｔ％以下、Ｍｎ：４〜２０ｗｔ％、Ｐ：０．０５ｗｔ
％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１０〜４０
ｗｔ％、Ａｌ：０．１ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５ｗｔ
％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、残部は実質的
にＦｅ及び不可避不純物よりなる合金であって、Ｂ：
０．００３〜０．０３ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．３
ｗｔ％を含有していることを特徴としている。
【０００９】また、請求項２に記載のＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ
系合金は、上記Ｂ及びＴｉを、それぞれ次式；０．１２
≧２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧０．０２
を満足するように含有していることを特徴としている。
系合金は、上記Ｂ及びＴｉを、それぞれ次式；０．１２
≧２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧０．０２
を満足するように含有していることを特徴としている。
【００１０】また、請求項３に記載したＦｅ−Ｎｉ−Ｍ
ｎ系合金の製造方法は、請求項１または２に記載の合金
を１１００〜１３５０゜Ｃの温度範囲で３０分以上均熱
処理を行った後に熱間加工を行うことを特徴としてい
る。
ｎ系合金の製造方法は、請求項１または２に記載の合金
を１１００〜１３５０゜Ｃの温度範囲で３０分以上均熱
処理を行った後に熱間加工を行うことを特徴としてい
る。
【００１１】次に、この発明のＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金
における成分組成について、その作用とともに数値限定
の理由を詳細に説明する。
における成分組成について、その作用とともに数値限定
の理由を詳細に説明する。
【００１２】Ｃ：Ｃは、その含有量が０．０３ｗｔ％
（以下、「％」と略称する）を上回ると、１０００゜Ｃ
以下の温度で炭化物を形成し易くなって熱間加工性を低
下させるので、０．０３％以下とした。熱間加工性を向
上させるためには、Ｃの含有量はできるだけ低くするこ
とが望ましく、０．０１％以下であることが好ましい。
（以下、「％」と略称する）を上回ると、１０００゜Ｃ
以下の温度で炭化物を形成し易くなって熱間加工性を低
下させるので、０．０３％以下とした。熱間加工性を向
上させるためには、Ｃの含有量はできるだけ低くするこ
とが望ましく、０．０１％以下であることが好ましい。
【００１３】Ｓｉ：Ｓｉの含有量を低くするほど合金の
熱間加工性は良好となる。しかしながら、０．５％まで
の添加は許容できることが確認されているため、Ｓｉの
含有量は０．５％以下とした。好ましくは０．１％以下
が良い。
熱間加工性は良好となる。しかしながら、０．５％まで
の添加は許容できることが確認されているため、Ｓｉの
含有量は０．５％以下とした。好ましくは０．１％以下
が良い。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎは、Ｎｉと同様熱膨張係数を決
定する成分であり、４％未満では充分な熱膨張係数が得
られない。一方、Ｍｎの含有量が２０％を上回ると磁気
変態点が低下してしまう結果、熱膨張係数にばらつきが
生じてしまい好ましくない。よって、Ｍｎの含有量は、
４〜２０％とした。
定する成分であり、４％未満では充分な熱膨張係数が得
られない。一方、Ｍｎの含有量が２０％を上回ると磁気
変態点が低下してしまう結果、熱膨張係数にばらつきが
生じてしまい好ましくない。よって、Ｍｎの含有量は、
４〜２０％とした。
【００１５】Ｐ：Ｐの含有量が高くなると結晶粒界に低
融点の燐化物を形成して凝固割れが生じ易くなり、熱間
加工性を低下させる。これについては、Ｐの含有量が
０．０５％を上回ると熱間加工性の低下が顕著になるこ
とが実験で確認されている。よって、Ｐの含有量は０．
０５％以下とした。好ましくは０．０２％以下が良い。
融点の燐化物を形成して凝固割れが生じ易くなり、熱間
加工性を低下させる。これについては、Ｐの含有量が
０．０５％を上回ると熱間加工性の低下が顕著になるこ
とが実験で確認されている。よって、Ｐの含有量は０．
０５％以下とした。好ましくは０．０２％以下が良い。
【００１６】Ｓ：Ｓの含有量が０．００５％を上回ると
結晶粒界に低融点の硫化物や酸化物を形成し、熱間加工
性を低下させる。よって、Ｓの含有量は０．００５％以
下とした。好ましくは０．００２％以下が良い。
結晶粒界に低融点の硫化物や酸化物を形成し、熱間加工
性を低下させる。よって、Ｓの含有量は０．００５％以
下とした。好ましくは０．００２％以下が良い。
【００１７】Ｎｉ：Ｎｉは、その含有量が１０ｗｔ％
（以下、「％」と略称する）未満であるとマルテンサイ
トが形成されて熱間加工性が低下するだけでなく、充分
な熱膨張係数を得ることができない。一方、Ｎｉの含有
量が４０％を上回ると、合金の磁気変態点が低下してし
まう結果、熱膨張係数にばらつきが生じてしまい好まし
くない。よって、Ｎｉの含有量は、１０〜４０％とし
た。
（以下、「％」と略称する）未満であるとマルテンサイ
トが形成されて熱間加工性が低下するだけでなく、充分
な熱膨張係数を得ることができない。一方、Ｎｉの含有
量が４０％を上回ると、合金の磁気変態点が低下してし
まう結果、熱膨張係数にばらつきが生じてしまい好まし
くない。よって、Ｎｉの含有量は、１０〜４０％とし
た。
【００１８】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として使用される元素
であるが、０．１％を超えて含有すると非金属介在物が
増加するため、熱間加工性を悪化させる。よって、Ａｌ
の含有量は０．１％以下とした。好ましくは０．０５％
以下が良い。
であるが、０．１％を超えて含有すると非金属介在物が
増加するため、熱間加工性を悪化させる。よって、Ａｌ
の含有量は０．１％以下とした。好ましくは０．０５％
以下が良い。
【００１９】Ｎ：Ｎは０．００５％を超えて含有すると
窒化物が析出して熱間加工性を低下させるため、含有量
は０．００５％以下とした。
窒化物が析出して熱間加工性を低下させるため、含有量
は０．００５％以下とした。
【００２０】Ｏ：Ｏは０．００５％を超えて含有すると
酸化物が析出して熱間加工性を低下させるため、含有量
は０．００５％以下とした。
酸化物が析出して熱間加工性を低下させるため、含有量
は０．００５％以下とした。
【００２１】Ｂ：前述のように、Ｂは、結晶粒界でのＭ
ｎの酸化を抑制するとともにＳの濃度を低下させ、さら
に、結晶粒界の結晶粒を微細化して強度を高める働きが
あり、このような効果を得るには少なくとも０．００３
％含有している必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０
３％を上回ると、Ｏ，Ｎ，Ｓ，Ｐ，Ｃｒ等とＢとが結合
して低融点のホウ化物を形成し易くなる。このようなホ
ウ化物が結晶粒界に集まると、延性回復温度（Ｎｉｌ温
度：温度を上昇させていったときに脆化が生じる温度）
が大きく低下する。その結果、熱間加工の温度の上限が
制限され、実用的な熱間加工温度が狭くなってしまう。
さらに、上記のようなホウ化物は、１０００゜Ｃ以下で
割れの起点となる介在物を構成する。よって、Ｂの含有
量は０．００３〜０．０３％とした。
ｎの酸化を抑制するとともにＳの濃度を低下させ、さら
に、結晶粒界の結晶粒を微細化して強度を高める働きが
あり、このような効果を得るには少なくとも０．００３
％含有している必要がある。一方、Ｂの含有量が０．０
３％を上回ると、Ｏ，Ｎ，Ｓ，Ｐ，Ｃｒ等とＢとが結合
して低融点のホウ化物を形成し易くなる。このようなホ
ウ化物が結晶粒界に集まると、延性回復温度（Ｎｉｌ温
度：温度を上昇させていったときに脆化が生じる温度）
が大きく低下する。その結果、熱間加工の温度の上限が
制限され、実用的な熱間加工温度が狭くなってしまう。
さらに、上記のようなホウ化物は、１０００゜Ｃ以下で
割れの起点となる介在物を構成する。よって、Ｂの含有
量は０．００３〜０．０３％とした。
【００２２】Ｔｉ：ＴｉはＢとの複合添加により前述の
ようにＢの歩留まりを向上させるという効果があり、こ
の効果を得るためには少なくとも０．０１％含有する必
要がある。一方、０．３％を上回ると、Ｔｉの酸化物や
窒化物からなる介在物が形成され、表面欠陥の原因とな
る。よって、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．３％とし
た。
ようにＢの歩留まりを向上させるという効果があり、こ
の効果を得るためには少なくとも０．０１％含有する必
要がある。一方、０．３％を上回ると、Ｔｉの酸化物や
窒化物からなる介在物が形成され、表面欠陥の原因とな
る。よって、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．３％とし
た。
【００２３】次に、本発明者等の実験によれば、本発明
合金の必須の元素のうちＢ及びＴｉが次式；０．１２≧
２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧０．０２を
満足するように含有されている場合に合金の熱間加工性
が確実に向上されることが判った。すなわち、図３に示
すように、ＢおよびＴｉが上記範囲を逸脱する場合に
は、請求項１に記載の数値限定を満足する本発明合金で
あっても熱間圧延によって僅かな耳割れ（５ｍｍ以下、
但し、使用上問題はない）が発生する場合（図中「○」
で示す）があるが、上記範囲内の場合には耳割れや表面
割れは一切ない（図中「◎」で示す）ことが確認され
た。
合金の必須の元素のうちＢ及びＴｉが次式；０．１２≧
２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧０．０２を
満足するように含有されている場合に合金の熱間加工性
が確実に向上されることが判った。すなわち、図３に示
すように、ＢおよびＴｉが上記範囲を逸脱する場合に
は、請求項１に記載の数値限定を満足する本発明合金で
あっても熱間圧延によって僅かな耳割れ（５ｍｍ以下、
但し、使用上問題はない）が発生する場合（図中「○」
で示す）があるが、上記範囲内の場合には耳割れや表面
割れは一切ない（図中「◎」で示す）ことが確認され
た。
【００２４】次に、本発明者等は、請求項１または２に
記載の合金に均熱処理を施すと、Ｂが結晶粒界に充分拡
散し、結晶粒界中のＳの濃度をより一層低くすることが
できることを見いだした。そして、均熱処理の条件を求
めるために種々の実験を重ねた結果、均熱処理の温度が
１１００゜Ｃ未満あるいは均熱処理時間が３０分未満で
は、Ｂの結晶粒界への拡散が不十分となり、均熱処理の
所望の効果が得られないことが判った。一方、均熱処理
の温度が１３５０゜Ｃを上回ると、逆にＳの結晶粒界へ
の拡散が助長され、熱間加工性を悪化させることも判っ
た。よって、均熱処理は、１１００〜１３５０゜Ｃの温
度範囲で３０分以上行うこととした。
記載の合金に均熱処理を施すと、Ｂが結晶粒界に充分拡
散し、結晶粒界中のＳの濃度をより一層低くすることが
できることを見いだした。そして、均熱処理の条件を求
めるために種々の実験を重ねた結果、均熱処理の温度が
１１００゜Ｃ未満あるいは均熱処理時間が３０分未満で
は、Ｂの結晶粒界への拡散が不十分となり、均熱処理の
所望の効果が得られないことが判った。一方、均熱処理
の温度が１３５０゜Ｃを上回ると、逆にＳの結晶粒界へ
の拡散が助長され、熱間加工性を悪化させることも判っ
た。よって、均熱処理は、１１００〜１３５０゜Ｃの温
度範囲で３０分以上行うこととした。
【００２５】
【実施例】次に、この発明の実施例について説明する。
この発明の組成をもつＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金と、この
発明の組成を有しない比較合金との化学組成（重量％）
を表１に示した。また、それぞれの合金の中から均熱処
理を行ったものと均熱処理を行わなかったものについて
行った高温引張試験の結果を表２に示す。なお、均熱処
理の条件については表２に記載した。
この発明の組成をもつＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金と、この
発明の組成を有しない比較合金との化学組成（重量％）
を表１に示した。また、それぞれの合金の中から均熱処
理を行ったものと均熱処理を行わなかったものについて
行った高温引張試験の結果を表２に示す。なお、均熱処
理の条件については表２に記載した。
【００２６】各合金は大気誘導炉により溶解して１０Ｋ
ｇの角型鋼塊とした。この鋼塊から、その柱状晶に対し
て直角になるように試験片（直径５ｍｍ，長さ５０ｍ
ｍ）を採取し、高温状態で引張試験を行った。引張試験
は、１２５０゜Ｃで３０秒間加熱した後、種々の試験温
度まで降温させ、その温度で６０秒間保持した後に引張
試験を行った。引張試験においては、各試験片が引張破
断した後の破断面の断面収縮率（絞り値）を測定すると
ともに、実際に熱間加工を行って試験片の表面状態を評
価した。
ｇの角型鋼塊とした。この鋼塊から、その柱状晶に対し
て直角になるように試験片（直径５ｍｍ，長さ５０ｍ
ｍ）を採取し、高温状態で引張試験を行った。引張試験
は、１２５０゜Ｃで３０秒間加熱した後、種々の試験温
度まで降温させ、その温度で６０秒間保持した後に引張
試験を行った。引張試験においては、各試験片が引張破
断した後の破断面の断面収縮率（絞り値）を測定すると
ともに、実際に熱間加工を行って試験片の表面状態を評
価した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】表２から明らかなように、本発明の組成を
有する合金（Ｎｏ．１〜５）では、耳割れが存在する場
合であっても、その深さは５ｍｍ以下であり使用上何ら
問題がないことが確認された。特に、ＢとＴｉが次式； ０．１２≧２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧
０．０２ を満足するように含有されている合金（Ｎｏ．７〜１
１）については、図３に示すように、耳割れ、面割れが
一切存在せず極めて良好な結果が得られた。さらに、鋼
塊段階で均熱処理を施した本発明合金については、Ｂお
よびＴｉが前記関係式を満足する合金（Ｎｏ．１２）は
勿論のこと、前記関係式を満たさない合金（Ｎｏ．６）
であっても、耳割れ、面割れが一切存在せず極めて良好
な熱間圧延性が得られた。
有する合金（Ｎｏ．１〜５）では、耳割れが存在する場
合であっても、その深さは５ｍｍ以下であり使用上何ら
問題がないことが確認された。特に、ＢとＴｉが次式； ０．１２≧２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧
０．０２ を満足するように含有されている合金（Ｎｏ．７〜１
１）については、図３に示すように、耳割れ、面割れが
一切存在せず極めて良好な結果が得られた。さらに、鋼
塊段階で均熱処理を施した本発明合金については、Ｂお
よびＴｉが前記関係式を満足する合金（Ｎｏ．１２）は
勿論のこと、前記関係式を満たさない合金（Ｎｏ．６）
であっても、耳割れ、面割れが一切存在せず極めて良好
な熱間圧延性が得られた。
【００３０】一方、本発明の組成を有しない比較合金で
は、均熱処理の有無に拘わらずその殆どに深さが最大５
０ｍｍの耳割れが発生するとともに、表面割れも発生し
て不良品となることが確認された。また、不良品となら
ない合金においても深さが最大１０ｍｍの耳割れが存在
し、歩留りが悪く製造上かなりの問題があることが確認
された。
は、均熱処理の有無に拘わらずその殆どに深さが最大５
０ｍｍの耳割れが発生するとともに、表面割れも発生し
て不良品となることが確認された。また、不良品となら
ない合金においても深さが最大１０ｍｍの耳割れが存在
し、歩留りが悪く製造上かなりの問題があることが確認
された。
【００３１】次に、図１は、均熱処理を行わなかった鋼
塊から採取した試験片について、９５０゜Ｃから１２５
０゜Ｃまでの５０゜Ｃきざみの温度で引張試験を行った
ときの試験温度と絞り値との関係を示すものである。図
１に示すように、本発明合金ではどの試験温度でも絞り
値が６５％以上となっており、必要な熱間加工性を得る
には充分である。特に、ＢとＴｉとが前記関係式を満足
するように含有されている合金（Ｎｏ．７）について
は、どの試験温度でも絞り値が９０％以上であり、熱間
加工性が極めて良好である。
塊から採取した試験片について、９５０゜Ｃから１２５
０゜Ｃまでの５０゜Ｃきざみの温度で引張試験を行った
ときの試験温度と絞り値との関係を示すものである。図
１に示すように、本発明合金ではどの試験温度でも絞り
値が６５％以上となっており、必要な熱間加工性を得る
には充分である。特に、ＢとＴｉとが前記関係式を満足
するように含有されている合金（Ｎｏ．７）について
は、どの試験温度でも絞り値が９０％以上であり、熱間
加工性が極めて良好である。
【００３２】一方、ＢおよびＴｉを含有しない比較合金
（Ｎｏ．１３）においては、試験温度１０００゜Ｃで結
晶粒界に硫化物、燐化物、酸化物等が形成されるため、
絞り値が極端に低下している。さらに、比較合金では、
試験温度１２００゜ＣでＳの結晶粒界への偏析が顕著と
なるため、この場合も絞り値が極端に低下している。こ
のように、比較合金では絞り値が低いため、必要な熱間
加工性を得ることができないことが確認された。
（Ｎｏ．１３）においては、試験温度１０００゜Ｃで結
晶粒界に硫化物、燐化物、酸化物等が形成されるため、
絞り値が極端に低下している。さらに、比較合金では、
試験温度１２００゜ＣでＳの結晶粒界への偏析が顕著と
なるため、この場合も絞り値が極端に低下している。こ
のように、比較合金では絞り値が低いため、必要な熱間
加工性を得ることができないことが確認された。
【００３３】次に、図２は、均熱処理を行なった鋼塊か
ら採取した試験片について、９５０゜Ｃから１２５０゜
Ｃまでの５０゜Ｃきざみの温度で引張試験を行ったとき
の試験温度と絞り値との関係を示す。図２に示すよう
に、均熱処理を施した本発明合金では、ＢとＴｉとが前
記関係式を満たすように含有されている合金（Ｎｏ．１
２）では、絞り値が９５〜１００％の間でばらつきなく
安定している。また、本発明の成分組成を有する合金
（Ｎｏ．６）では、ＢとＴｉの含有量が前記関係式を満
たさない場合であっても、均熱処理を行うことにより絞
り値が８０％以上に向上され、この場合も熱間加工性は
極めて良好である。
ら採取した試験片について、９５０゜Ｃから１２５０゜
Ｃまでの５０゜Ｃきざみの温度で引張試験を行ったとき
の試験温度と絞り値との関係を示す。図２に示すよう
に、均熱処理を施した本発明合金では、ＢとＴｉとが前
記関係式を満たすように含有されている合金（Ｎｏ．１
２）では、絞り値が９５〜１００％の間でばらつきなく
安定している。また、本発明の成分組成を有する合金
（Ｎｏ．６）では、ＢとＴｉの含有量が前記関係式を満
たさない場合であっても、均熱処理を行うことにより絞
り値が８０％以上に向上され、この場合も熱間加工性は
極めて良好である。
【００３４】一方、Ｂの含有量が本発明の範囲を上回る
比較合金（Ｎｏ．１７）においては、ＢがＯ，Ｎ，Ｓ，
Ｐ，Ｃｒ等と結合して割れの起点となるホウ化物が形成
されるため、１０００゜Ｃ以下の試験温度範囲で絞り値
が極端に低下している。また、比較合金では、試験温度
が１２００゜Ｃに近づくにつれて絞り値が低下してお
り、低融点のホウ化物の存在による脆性（Ｎｉｌ脆性）
が生じていることが判る。このように、比較合金では均
熱処理の効果が全く見られず、いずれにしても必要な熱
間加工性を得ることができないことが確認された。
比較合金（Ｎｏ．１７）においては、ＢがＯ，Ｎ，Ｓ，
Ｐ，Ｃｒ等と結合して割れの起点となるホウ化物が形成
されるため、１０００゜Ｃ以下の試験温度範囲で絞り値
が極端に低下している。また、比較合金では、試験温度
が１２００゜Ｃに近づくにつれて絞り値が低下してお
り、低融点のホウ化物の存在による脆性（Ｎｉｌ脆性）
が生じていることが判る。このように、比較合金では均
熱処理の効果が全く見られず、いずれにしても必要な熱
間加工性を得ることができないことが確認された。
【００３５】以上のように、本発明の成分組成を有する
合金では、絞り値が高く熱間加工性が良好である。ま
た、ＢおよびＴｉを前記関係式を満たすように含有し、
あるいは均熱処理を行うことにより、高い絞り値を安定
して維持することができ、極めて良好な熱間加工性を得
ることができる。
合金では、絞り値が高く熱間加工性が良好である。ま
た、ＢおよびＴｉを前記関係式を満たすように含有し、
あるいは均熱処理を行うことにより、高い絞り値を安定
して維持することができ、極めて良好な熱間加工性を得
ることができる。
【発明の効果】以上説明したように本発明のＦｅ−Ｎｉ
−Ｍｎ系合金では、熱間加工温度での延性に優れ、熱間
加工時における耳割れや表面割れの発生を防止すること
ができ、よって歩留まりを向上させることができる。ま
た、本発明の製造方法によれば、１１００〜１３５０゜
Ｃの温度範囲で３０分以上均熱処理を行った後に熱間加
工を行うから、耳割れや表面割れの発生をより確実に防
止することができる。
−Ｍｎ系合金では、熱間加工温度での延性に優れ、熱間
加工時における耳割れや表面割れの発生を防止すること
ができ、よって歩留まりを向上させることができる。ま
た、本発明の製造方法によれば、１１００〜１３５０゜
Ｃの温度範囲で３０分以上均熱処理を行った後に熱間加
工を行うから、耳割れや表面割れの発生をより確実に防
止することができる。
【図１】本発明合金と比較合金において均熱処理を行わ
なかった場合の引張試験温度と絞り値との関係を示す線
図である。
なかった場合の引張試験温度と絞り値との関係を示す線
図である。
【図２】本発明合金と比較合金において均熱処理を行な
った場合の引張試験温度と絞り値との関係を示す線図で
ある。
った場合の引張試験温度と絞り値との関係を示す線図で
ある。
【図３】本発明合金において、ＢおよびＴｉの含有量と
熱間加工性との関係を示す線図である。
熱間加工性との関係を示す線図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−93381（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−110757（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 6/00 - 6/04 C21D 8/00 - 8/10
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０３ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５
ｗｔ％以下、Ｍｎ：４〜２０ｗｔ％、Ｐ：０．０５ｗｔ
％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１０〜４０
ｗｔ％、Ａｌ：０．１ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５ｗｔ
％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、残部は実質的
にＦｅ及び不可避不純物よりなる合金であって、Ｂ：
０．００３〜０．０３ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．３
ｗｔ％を含有していることを特徴とする熱間加工性に優
れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金。 - 【請求項２】 前記Ｂ及びＴｉは、それぞれ次式； ０．１２≧２０×（Ｂ（ｗｔ％））−Ｔｉ（ｗｔ％）≧
０．０２ を満足するように含有されていることを特徴とする請求
項１に記載の熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合
金。 - 【請求項３】 請求項１または２のいずれかに記載され
た合金を、１１００〜１３５０゜Ｃの温度範囲で３０分
以上均熱処理を行った後に熱間加工を行うことを特徴と
するＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11764794A JP2757118B2 (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11764794A JP2757118B2 (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07305145A JPH07305145A (ja) | 1995-11-21 |
| JP2757118B2 true JP2757118B2 (ja) | 1998-05-25 |
Family
ID=14716863
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11764794A Expired - Lifetime JP2757118B2 (ja) | 1994-05-06 | 1994-05-06 | 熱間加工性に優れるＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ系合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2757118B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024111595A1 (ja) * | 2022-11-24 | 2024-05-30 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材、ソリッドワイヤ、及び鋼製外皮 |
-
1994
- 1994-05-06 JP JP11764794A patent/JP2757118B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07305145A (ja) | 1995-11-21 |
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