JP2803331B2

JP2803331B2 - 高靱性鋳鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2803331B2
Application number: JP16338790A
Authority: JP
Inventors: 慎也水野
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1990-06-21
Filing date: 1990-06-21
Publication date: 1998-09-24
Anticipated expiration: 2013-09-24
Also published as: JPH0452218A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は高靭性鋳鋼の製造方法に関する。

［従来の技術］鋳鋼には、フェライト系、ペーライト系、ベイナイト
系、マルテンサイト系がある。しかしながら、一般的に
鋳鋼では高靭性を得ることが困難である。そこで、鋳鋼
を鋳造した後に、オーステンパー処理して、基地組織を
ベイナイト組織として高靭性を得ている。

例えば、カナダ特許第1130617号では、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
テナイト組織とし、高強度で高靭性の鋼を得ている。こ
の発明においては、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
ーステナイオが安定化して、高強度および高靭性が得ら
れている。

また、特開昭62−112735号公報においては、重量比で
C;0.3〜1.0％、Si;2.0〜4.5％、Mn;0.8％以下、Mn;0.05
〜1.0％、Ni;2.0％以下を含有する鋳鋼を、オーステン
パー処理し、基地組織中のベイナイト量を40％以上と
し、鋳放し状態ではパーライト基地組織中にフェライト
および黒鉛を多量に析出させて優れた被削性を確保し、
機械加工後の所定のオーステンパー処理により、基地組
織を均一なベイナイト組織とすることによって、優れた
強度特性と高い縦弾性係数を得ている。

［発明が解決しようとする課題］しかしながら、前記発明のおいては、ＣおよびSi含有
量が高いため、鋳造時またはオーステンパー処理時に含
有されているＣが黒鉛化し易く、靭性の低下をきたす。
さらに、一般的な鋳造法では、均一微細な組織がえられ
にくく、かつMo等を含有させると、遊離セメンタイトが
晶出し、さらに靭性を低下する。

また、鋳鋼は一般に砂型に鋳造されるが、砂型で鋳造
する場合には、溶湯の凝固速度が遅いため、Mo、Mn等が
偏析し、未変態オーステナイトが多量に残留する。この
未変態オーステナイトは非常に不安定であるため、マル
テンサイト変態しやすく、靭性が大きく低下する。この
ことは、未変態オーステナイト量と衝撃値の関係を示す
第２図から、未変態オーステナイトの増加により、衝撃
値が急激に低下することから明らかである。

また、遊離セメンタイトが多量に残留するので、脆化
するとともに、黒鉛が析出し易くなり、伸びが低下し脆
くなる。その上、凝固組織が粗大化しているため、オー
ステンパー処理により得られるベイナイト組織は不均一
で、粗いものとなり靭性が低下する等の問題点がある。

本発明は鋳造後オーステンパー処理してベイナイト組
織を得て鋳鋼を強靭化する高靭性鋳鋼の製造方法におけ
る前記のごとき問題点に鑑みてなされたものであって、
未変態オーステナイトが少なく、均一微細なベイナイト
組織が得られる高靭性鋳鋼の製造方法を提供することを
目的とする。

［課題を解決するための手段］本発明の高靭性鋳鋼の製造方法は、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要旨とする。

発明者は、第２図の未変態オーステナイト量と衝撃値
の関係に示すように、未変態オーステナイト量が５％を
越えると急激に衝撃値が低下することから、少なくとも
未変態オーステナイト量を５％以下にすべきであること
を確認した。そこで、溶湯の冷却速度と未変態オーステ
ナイト量との関係を研究したところ、第１図に示すよう
な結果を得た。そして、発明者は第１図の結果より、未
変態オーステナイト量を５％未満に抑えるには、溶湯の
冷却速度を４℃/sec以上にすると良いということを新た
に知見した。

また、オーステンパー処理によって、黒鉛が析出せ
ず、遊離セメンタイトの生成の少ない均一微細なベイナ
イト組織を得るために、合金成分について鋭意検討を重
ねた。その結果、低Ｃ化により黒鉛の析出を抑制し、遊
離セメンタイトの生成を防止する範囲にSi量を規制し
て、本発明を完成した。

なお、Mnは脱酸硫酸のために加えられ、オーステナイ
トを安定化して鋼に靭性を付与するが、本発明において
は0.8％を越えて含有されると、偏析により靭性が劣化
するので、Mn含有量は0.8％以下とすることが必要であ
る。また、ＰおよびＳは含有元素であり、出来るだけ少
ない方が望ましいが、本発明においては脆化を防止する
ためには、Ｐは0.1％以下の含有量に、Ｓは0.07％以下
の含有量にすることが必要である。

さらに、本発明においては、オーステナイトを安定化
し結晶粒度を微細化するため、Mo、Cu、Ｖ、Ni、Al等の
合金元素のうちの１種または２種以上を少量含有せしめ
ることは差し支えない。しかし、Moは0.7％を越えて含
有されると、遊離セメンタイトが晶出し脆化するので、
上限を0.7％とすることが必要である。また、その他の
合金元素も多量に含有されると脆化するので、Cu、Ｖ、
Niにあっては１％を、Alにあっては0.1％を上限とする
ことが必要である。

［作用］本発明方法においては、溶湯の冷却速度を４℃/sec以
上として鋳造するので、未変態オーステナイト量を５％
未満にすることができ、衝撃値が著しく改善される。

また、オーステンパー処理をしても、低Ｃにより黒鉛
の析出しないベイナイト組織が得られるため、黒鉛によ
る局部応力集中、脆化が低減し、強度、靭性が向上す
る。

さらに、低Ｃと急速凝固を組み合わせることにより、
黒鉛、未変態の塊状オーステナイト、遊離セメンタイト
等の少ない、均一微細なベイニティックフェライトと残
留オーステナイトの混合組織が得られる。また、低Ｃの
ため延性に富んだ組織となる。これにより、優れた強度
と靭性が得られる。

次に、本発明において合金元素の組成範囲を限定した
理由について説明する。

C;0.3〜0.7％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、靭性が低下するの
で、下限を0.3％とした。しかし、0.7％を越えて含有さ
れると、黒鉛が生成し靭性が低下するので、上限を0.7
％とした。

Si;1.8〜3.0％ Siは炭化物特に遊離セメンタイトの生成を抑制する元
素である。1.8％未満の含有量であると、炭化物の形成
が起こり易くなり、安定なオーステナイトが多量があ残
留しなくなるので、1.8％以上含有させる必要がある。
しかし、3.0％を越えて含有させると、フェライトを脆
くして靭性を劣化するので、上限を3.0％とした。

また、本発明において、溶湯の冷却速度を４℃/sec以
上としたのは、４℃/sec未満であると、未変態オーステ
ナイト量が５％以上となり、衝撃値が急激に劣化するか
らである。

［実施例］本発明の実施例について比較例とともに説明し、本発
明の効果を明らかにする。

（実施例１） 0.5％Ｃ、2.5％Si、0.3％Mn、0.015％Ｐ、0.008％
Ｓ、0.3％Mo、0.3％Ni、0.05％Alを含有し、残部が実質
的にFeである溶湯を、銅水冷型を有する金型を用いて鋳
造を行った。なお、溶湯の冷却速度は15℃/secであっ
た。未変態オーステナイト量を測定した後、オーステン
パー処理（オーステナイト化:900℃×1hr、ベイナイト
化:400℃×1hr）を施した。次いで、所定の試験片を調
製して、引張強さおよび衝撃値を測定した。

（実施例２）実施例１で用いたと同じ成分組成の溶湯を、銅水冷型
を有する金型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却
速度は15℃/secであった。未変態オーステナイト量を測
定した後、オーステンパー処理（オーステナイト化:900
℃×1hr、ベイナイト化:370℃×1hr）を施した。次い
で、所定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を
測定した。

（実施例３）実施例１と同じ成分組成の溶湯を、銅水冷型を有する
金型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は15
℃/secであった。未変態オーステナイト量を測定した
後、オーステンパー処理（オーステナイト化:900℃×1h
r、ベイナイト化:330℃×2hr）を施した。次いで、所定
の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定し
た。

（実施例４）実施例１と同じ成分組成の溶湯を、銅水冷型を有する
金型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯の冷却速度は15
℃/secであった。未変態オーステナイト量を測定した
後、オーステンパー処理（オーステナイト化:900℃×1h
r、ベイナイト化:285℃×2hr）を施した。次いで、所定
の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定し
た。

（実施例５） 0.3％Ｃ、３％Si、0.5％Mn、0.015％Ｐ、0.01％Ｓ、
0.5％Cu、0.5％Ｖ、0.08％Alを含有し、残部が実質的に
Feである溶湯を、銅水冷型を有する金型を用いて鋳造を
行った。なお、溶湯の冷却速度は15℃/secであった。未
変態オーステナイト量を測定した後、オーステンパー処
理（オーステナイト化:900℃×1hr、ベイナイト化:370
℃×1hr）を施した。次いで、所定の試験片を調製し
て、引張強さおよび衝撃値を測定した。

（実施例６） 0.7％Ｃ、2.2％Si、0.2％Mn、0.02％Ｐ、0.004％Ｓ、
0.2％Moを含有し、残部が実質的にFeである溶湯を、銅
水冷型を有する金型を用いて鋳造を行った。なお、溶湯
の冷却速度は15℃/secであった。未変態オーステナイト
量を測定した後、オーステンパー処理（オーステナイト
化:930℃×1hr、ベイナイト化:350℃×2hr）を施した。
次いで、所定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃
値を測定した。

（比較例１） 1.0％Ｃ、2.4％Si、0.5％Mn、0.3％Ni、0.1％Mo、0.0
5％Alを含有し、残部が実質的にFeである溶湯を、生砂
型へ重力鋳造法にて鋳造した。なお、溶湯の冷却速度は
2.5℃/secであった。未変態オーステナイト量を測定し
た後、オーステンパー処理（オーステナイト化:900℃×
1hr、ベイナイト化:370℃×1hr）を施した。次いで、所
定の試験片を調製して、引張強さおよび衝撃値を測定し
た。

（比較例２） 0.5％Ｃ、2.5％Si、0.3％Mn、0.015％Ｐ、0.008％
Ｓ、0.3％Mo、0.3％Ni、0.05％Alを含有し、残部が実質
的にFeである溶湯を、生砂型へ重力鋳造法にて鋳造し
た。なお、、溶湯の冷却速度は2.5℃/secであった。未
変態オーステナイト量を測定した後、オーステンパー処
理（オーステナイト化:900℃×1hr、ベイナイト化:370
℃×1hr）を施した。次いで、所定の試験片を調製し
て、引張強さおよび衝撃値を測定した。

（比較例３） 0.5％Ｃ、0.5％Si、0.3％Mn、0.015％Ｐ、0.009％Ｓ
を含有し、残部が実質的にFeである溶湯を、生砂型へ重
力鋳造法にて鋳造した。なお、溶湯の冷却速度は2.5℃/
secであった。焼ならしを施した後、所定の試験片を調
製して、引張強さおよび衝撃値を測定した。

得られた結果を第１表に示す。また、第３図に実施例
２で得られた本発明材２の金属組織を表す顕微鏡写真
を、第４図に比較例１で得られ比較材１の金属組織を表
す顕微鏡写真を、第５図に比較例２で得られた比較材２
についての金属組織を表す顕微鏡写真をそれぞれ示す。

第１表に示したように、比較例１〜３の溶湯の冷却速
度が2.5℃/secと遅いため、未変態オーステナイト量が1
2〜17％と多い。これに対して、本発明例である実施例
１〜６は溶湯の冷却速度が15℃/secと速いため、未変態
のオーステナイト量が0.2〜0.6％と極めて少ない。

また、オーステンパー処理後の引張強さについては、
比較材１〜３が68〜89kgf/mm²であるのに対し、本発明
例の実施例１〜６は87〜134kgf/mm²であって、優れた強
度を有することが確認された。

オーステンパー処理後の室温における衝撃値について
は、比較材１〜３が3.2〜3.8kgf/mm²であるのに対し、
実施例１〜６の本発明材１〜６は、5.2〜9.8kgf/mm²で
あって、靭性においても優れた特性を有することが判明
した。

さらに、第３図〜第５図の金属組織を表す顕微鏡写真
から明らかなように、第４図の比較材１および第５図の
比較材２の金属組織は、黒鉛または遊離セメンタイトが
認められ、粗くて不均一なベイナイト組織となってい
る。これに対して第３図の本発明材の金属組織は、黒鉛
および遊離セメンタイトが全く認められず、均一微細な
ベイナイト組織になっていることが確認された。

［発明の効果］本発明の高靭性鋳鋼の製造方法は以上説明したよう
に、溶湯の冷却速度を４℃/sec以上として鋳造するの
で、未変態オーステナイト量を５％未満にすることがで
き、衝撃値が著しく改善される。また、低Ｃ化とSi含有
量の規制により、オーステンパー処理しても、黒鉛の析
出しないベイナイト組織が得られるため、黒鉛による局
部応力集中、脆化が低減し、強度、靭性が向上する。さ
らに、低Ｃと急激凝固を組み合わせることにより、黒
鉛、未変態の塊状オーステナイト、遊離セメンタイト等
の少ない、均一微細なベイニティックフェライトと残留
オーステナイトの混合組織が得られるので、強度と靭性
ともに優れた鋳鋼が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は溶湯の冷却速度と未変態オーステナイト量の関
係を示す線図、第２図は未変態オーステナイト量と衝撃
値との関係を示す線図、第３図は本発明例の金属組織を
表す顕微鏡写真、第４図および第５図は比較例の金属組
織を表す顕微鏡写真である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】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。