JP3110733B1 - 疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法 - Google Patents
疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP3110733B1 JP3110733B1 JP11239146A JP23914699A JP3110733B1 JP 3110733 B1 JP3110733 B1 JP 3110733B1 JP 11239146 A JP11239146 A JP 11239146A JP 23914699 A JP23914699 A JP 23914699A JP 3110733 B1 JP3110733 B1 JP 3110733B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- ratio
- ingot
- steel
- maraging steel
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【要約】
【課題】 疲労特性に優れたマルエージング鋼及びその
製造方法を提供する。 【解決手段】 化学成分が重量％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、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下とされる。上記マルエージング鋼は、テーパ
ーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈが５．０〜２５．
０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜３．０、扁平比Ｂ
＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型を用いて鋳造し、
鋳造片に塑性加工を施すことにより容易に製造される。
上記マルエージング鋼は、Ｔｉ成分偏析比およびＭｏ成
分偏析比を各々１．３以下とすることで、疲労強度をさ
らに向上させることができる。
製造方法を提供する。 【解決手段】 化学成分が重量％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、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下とされる。上記マルエージング鋼は、テーパ
ーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈが５．０〜２５．
０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜３．０、扁平比Ｂ
＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型を用いて鋳造し、
鋳造片に塑性加工を施すことにより容易に製造される。
上記マルエージング鋼は、Ｔｉ成分偏析比およびＭｏ成
分偏析比を各々１．３以下とすることで、疲労強度をさ
らに向上させることができる。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は疲労特性に優れるマ
ルエージング鋼薄板とその製造方法に関する。
ルエージング鋼薄板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。
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。
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、真空
誘導溶解法（ＶＩＭ）により溶解した後、真空アーク再
溶解法（ＶＡＲ）により再溶解して、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す
ることで、疲労特性の改善が図られている。
誘導溶解法（ＶＩＭ）により溶解した後、真空アーク再
溶解法（ＶＡＲ）により再溶解して、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す
ることで、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
求がますます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。また、従来の製造方
法では、真空誘導溶解後に真空アーク再溶解を行うた
め、特殊な真空アーク再溶解設備が必要であり、生産性
も低いという問題がある。
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
求がますます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。また、従来の製造方
法では、真空誘導溶解後に真空アーク再溶解を行うた
め、特殊な真空アーク再溶解設備が必要であり、生産性
も低いという問題がある。
【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもので
あり、優れた疲労特性を有するマルエージング鋼薄板、
および真空アーク再溶解を行うことなく、通常の溶解設
備で生産性に優れた機械構造用マルエージング鋼薄板を
製造することができる方法を提供するものである。
あり、優れた疲労特性を有するマルエージング鋼薄板、
および真空アーク再溶解を行うことなく、通常の溶解設
備で生産性に優れた機械構造用マルエージング鋼薄板を
製造することができる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】本発明のマルエージング
鋼薄板は、化学成分が重量％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Ｆe および不純物よ
りなり、非金属介在物の大きさをその周長を円周とする
相当円の直径で表したとき、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下とされ、かつ厚さ方向における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。このマルエージング鋼薄板によると、鋼を非金
属介在物が生成しにくい成分で形成したので、非金属介
在物量を抑制することができる。さらに、非金属介在物
の大きさを３０μm 以下としたので、疲労亀裂の進展を
促進する非金属介在物を除去することができ、マルエー
ジング鋼薄板の疲労特性を向上させることができる。
鋼薄板は、化学成分が重量％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Ｆe および不純物よ
りなり、非金属介在物の大きさをその周長を円周とする
相当円の直径で表したとき、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下とされ、かつ厚さ方向における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。このマルエージング鋼薄板によると、鋼を非金
属介在物が生成しにくい成分で形成したので、非金属介
在物量を抑制することができる。さらに、非金属介在物
の大きさを３０μm 以下としたので、疲労亀裂の進展を
促進する非金属介在物を除去することができ、マルエー
ジング鋼薄板の疲労特性を向上させることができる。
【０００８】また、マルエージング鋼薄板の厚さ方向に
おけるＴｉ成分偏析比およびＭｏ成分偏析比は各々１．
３以下とすることにより、成分偏析に起因するバンド組
織の生成を抑制することができ、バンド組織の境界部が
疲労破壊の起点となるのを防止することができるため、
疲労特性をより向上させることができる。
おけるＴｉ成分偏析比およびＭｏ成分偏析比は各々１．
３以下とすることにより、成分偏析に起因するバンド組
織の生成を抑制することができ、バンド組織の境界部が
疲労破壊の起点となるのを防止することができるため、
疲労特性をより向上させることができる。
【０００９】また、本発明の製造方法は、鋼塊頂部の周
長に相当する円周を有する相当円の直径をＤ１、鋼塊底
部の周長に相当する円周を有する相当円の直径をＤ２、
鋼塊高さをＨ、Ｈ／２位置における鋼塊の周長に相当す
る円周を有する相当円の直径をＤ、Ｈ／２位置における
鋼塊の長辺長さおよび短辺長さをそれぞれＷ１，Ｗ２と
するとき、テーパーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈ
が５．０〜２５．０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜
３．０、扁平比Ｂ＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型
を用いて、請求項１に記載した化学成分を有する鋼の溶
湯を鋳造し、鋳造された鋳造片を鍛練比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とし、その後圧延
する、前記疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板の製
造方法である。
長に相当する円周を有する相当円の直径をＤ１、鋼塊底
部の周長に相当する円周を有する相当円の直径をＤ２、
鋼塊高さをＨ、Ｈ／２位置における鋼塊の周長に相当す
る円周を有する相当円の直径をＤ、Ｈ／２位置における
鋼塊の長辺長さおよび短辺長さをそれぞれＷ１，Ｗ２と
するとき、テーパーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈ
が５．０〜２５．０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜
３．０、扁平比Ｂ＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型
を用いて、請求項１に記載した化学成分を有する鋼の溶
湯を鋳造し、鋳造された鋳造片を鍛練比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とし、その後圧延
する、前記疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板の製
造方法である。
【００１０】この製造方法によると、鋳造の際、大形の
非金属介在物が速やかに鋼塊内部から上部へと浮上分離
され、鋼塊内部には小形の非金属介在物しか残存しない
ようになる。
非金属介在物が速やかに鋼塊内部から上部へと浮上分離
され、鋼塊内部には小形の非金属介在物しか残存しない
ようになる。
【００１１】そして、鋳造後の鋳造片を鍛練比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
で、ソーキング後の鍛造片のＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を
１．３以下にすることができ、その後圧延を施すだけ
で、鋼中の非金属介在物の微細化を容易に行うことがで
きる。
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
で、ソーキング後の鍛造片のＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を
１．３以下にすることができ、その後圧延を施すだけ
で、鋼中の非金属介在物の微細化を容易に行うことがで
きる。
【００１２】このため、真空アーク再溶解を行うことな
く、前記本発明にかかる疲労特性に 優れたマルエージン
グ鋼薄板を容易に製造することができる。
く、前記本発明にかかる疲労特性に 優れたマルエージン
グ鋼薄板を容易に製造することができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは単に非金属介在物の
量を抑制しただけでは疲労寿命の向上には限界があり、
その大きさを抑制することが有効であることを見い出し
た。さらに、本発明者ら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、成分偏析を抑制す
ることが疲労寿命の向上に有効であることを見い出し
た。本発明はかかる知見を基に完成されたものであり、
以下、詳細に説明する。
量を抑制しただけでは疲労寿命の向上には限界があり、
その大きさを抑制することが有効であることを見い出し
た。さらに、本発明者ら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、成分偏析を抑制す
ることが疲労寿命の向上に有効であることを見い出し
た。本発明はかかる知見を基に完成されたものであり、
以下、詳細に説明する。
【００１４】本発明のマルエージング鋼薄板は、化学成
分が重量％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Ｆe および不純物よ
りなり、非金属介在物の大きさをその周長を円周とする
相当円の直径で表したとき、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下とされ、かつ厚さ方向における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。
分が重量％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Ｆe および不純物よ
りなり、非金属介在物の大きさをその周長を円周とする
相当円の直径で表したとき、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下とされ、かつ厚さ方向における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。
【００１５】まず、本発明のマルエージング鋼薄板の成
分限定理由（wt％）について説明する。 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
止めるのがよい。
分限定理由（wt％）について説明する。 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
止めるのがよい。
【００１６】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％とするのが
よい。
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％とするのが
よい。
【００１７】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％
を超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％とするのがよい。
向上させる。８％未満では強度低下を生じ、一方２０％
を超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％とするのがよい。
【００１８】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％を超えると鋼中のミク
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％とするのがよい。
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％を超えると鋼中のミク
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％とするのがよい。
【００１９】Ｔｉ：０．１〜２％ Ｔｉは時効処理によってＮi 3 Ｔi 、ＮｉＴｉ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％、好ましくは０．３％とするの
がよい。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Ｔ
ｉ( 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％とするのがよい。
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％、好ましくは０．３％とするの
がよい。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Ｔ
ｉ( 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％とするのがよい。
【００２０】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。
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。
【００２１】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。
％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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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。
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。
【００２４】本発明のマルエージング鋼薄板は上記化学
成分を有し、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、非金属介在物の大きさを、その周
長を円周とする相当円の直径で表したとき、非金属介在
物の大きさが３０μm 以下とされる。
成分を有し、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、非金属介在物の大きさを、その周
長を円周とする相当円の直径で表したとき、非金属介在
物の大きさが３０μm 以下とされる。
【００２５】疲労強度に関する議論のなかで、炭素鋼な
どにおける疲労強度は疲労亀裂を発生させる限界の応力
と考えられてきたが、最近では、亀裂発生限界応力では
なく、発生した亀裂が伝播を停止する限界の応力である
と認識されている。発生した亀裂が伝播を停止している
状態は、材料がその亀裂という欠陥を含んでいるという
ことでもあり、もともと自ら作った欠陥の進展で自分自
身の疲労強度を決めていると解釈することができる。こ
のため材料が繰り返し負荷を受ける際に自ら作る停留亀
裂より大きい非金属介在物が材料中に存在すると、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、非金属介在物の大きさが３０．０μm を超える
と急激に疲労強度が低下するようになる。このため、本
発明では非金属介在物の大きさの上限を３０．０μm 、
好ましくは２０μm 、より好ましくは１０μm とする。
特に、板厚が０．５mm以下の薄板に塑性加工する場合、
疲労強度に及ぼす非金属介在物の悪影響が著しくなるの
で、１０μm 以下とするのがよい。
どにおける疲労強度は疲労亀裂を発生させる限界の応力
と考えられてきたが、最近では、亀裂発生限界応力では
なく、発生した亀裂が伝播を停止する限界の応力である
と認識されている。発生した亀裂が伝播を停止している
状態は、材料がその亀裂という欠陥を含んでいるという
ことでもあり、もともと自ら作った欠陥の進展で自分自
身の疲労強度を決めていると解釈することができる。こ
のため材料が繰り返し負荷を受ける際に自ら作る停留亀
裂より大きい非金属介在物が材料中に存在すると、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、非金属介在物の大きさが３０．０μm を超える
と急激に疲労強度が低下するようになる。このため、本
発明では非金属介在物の大きさの上限を３０．０μm 、
好ましくは２０μm 、より好ましくは１０μm とする。
特に、板厚が０．５mm以下の薄板に塑性加工する場合、
疲労強度に及ぼす非金属介在物の悪影響が著しくなるの
で、１０μm 以下とするのがよい。
【００２６】また、本発明のマルエージング鋼薄板にお
いては、厚さ方向における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、Ｔ
ｉ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。特に板厚が０．５mm以下の薄板に塑性
加工する場合、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、Ｔｉ、Ｍ
ｏの成分偏析比が各々１．３を超えると急激に疲労強度
が低下するようになる。従って、Ｔｉ、Ｍｏの成分偏析
比の各々の上限を１．３、好ましくは１．２とすること
で、疲労強度をより一層向上させることができる。この
偏析比は小さいほど疲労強度の向上には効果的である。
いては、厚さ方向における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、Ｔ
ｉ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。特に板厚が０．５mm以下の薄板に塑性
加工する場合、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、Ｔｉ、Ｍ
ｏの成分偏析比が各々１．３を超えると急激に疲労強度
が低下するようになる。従って、Ｔｉ、Ｍｏの成分偏析
比の各々の上限を１．３、好ましくは１．２とすること
で、疲労強度をより一層向上させることができる。この
偏析比は小さいほど疲労強度の向上には効果的である。
【００２７】本発明でいうＴｉ、Ｍｏの成分偏析比と
は、マルエージング鋼薄板の厚さ方向におけるＴｉ、Ｍ
ｏ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。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。
は、マルエージング鋼薄板の厚さ方向におけるＴｉ、Ｍ
ｏ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。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。
【００２８】本発明のマルエージング鋼薄板の製造方法
は、図１に示すように、鋼塊頂部の周長Ｌ１に相当する
円周を有する相当円の直径をＤ１、鋼塊底部の周長Ｌ２
に相当する円周を有する相当円の直径をＤ２、鋼塊高さ
をＨ、Ｈ／２位置における鋼塊の周長に相当する円周を
有する相当円の直径をＤ、Ｈ／２位置における鋼塊の長
辺長さおよび短辺長さをそれぞれＷ１，Ｗ２とすると
き、テーパーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈが５．
０〜２５．０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜３．
０、扁平比Ｂ＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型を用
いて、前記化学成分を有する鋼の溶湯を鋳造し、鋳造さ
れた鋳造片を鍛練比４以上で熱間鍛造し、次いで１１０
０〜１２８０℃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とし、その後圧延するものである。
は、図１に示すように、鋼塊頂部の周長Ｌ１に相当する
円周を有する相当円の直径をＤ１、鋼塊底部の周長Ｌ２
に相当する円周を有する相当円の直径をＤ２、鋼塊高さ
をＨ、Ｈ／２位置における鋼塊の周長に相当する円周を
有する相当円の直径をＤ、Ｈ／２位置における鋼塊の長
辺長さおよび短辺長さをそれぞれＷ１，Ｗ２とすると
き、テーパーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈが５．
０〜２５．０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜３．
０、扁平比Ｂ＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型を用
いて、前記化学成分を有する鋼の溶湯を鋳造し、鋳造さ
れた鋳造片を鍛練比４以上で熱間鍛造し、次いで１１０
０〜１２８０℃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とし、その後圧延するものである。
【００２９】本発明の製造方法において使用する鋳型の
寸法限定理由を説明するに際し、まず、鋳型を規定する
寸法パラメータとして、テーパーＴｐ、高径比Ｒｈ、扁
平比Ｂを選んだ理由を説明する。
寸法限定理由を説明するに際し、まず、鋳型を規定する
寸法パラメータとして、テーパーＴｐ、高径比Ｒｈ、扁
平比Ｂを選んだ理由を説明する。
【００３０】製品の健全性や品質維持に大きな影響をあ
たえる鋼塊の不均質性の原因は、鋼塊の凝固に際しての
鋼の物理的および化学的性質の変化に基づくものであ
る。鋼の液体および固体における各種元素の溶解度およ
び拡散速度、密度、熱伝導度などの相違は各種元素の偏
析、引け巣、パイプ、気泡、非金属介在物などの欠陥を
生じ、鋼塊の不均質性の原因となる。一般に、良質な鋼
塊を得るためには、溶鋼の十分な精錬が基礎となるが、
均質かつ欠陥の少ないものを得るためには上記の理由に
より溶鋼の凝固過程の適切なる制御が必要である。
たえる鋼塊の不均質性の原因は、鋼塊の凝固に際しての
鋼の物理的および化学的性質の変化に基づくものであ
る。鋼の液体および固体における各種元素の溶解度およ
び拡散速度、密度、熱伝導度などの相違は各種元素の偏
析、引け巣、パイプ、気泡、非金属介在物などの欠陥を
生じ、鋼塊の不均質性の原因となる。一般に、良質な鋼
塊を得るためには、溶鋼の十分な精錬が基礎となるが、
均質かつ欠陥の少ないものを得るためには上記の理由に
より溶鋼の凝固過程の適切なる制御が必要である。
【００３１】溶湯が鋳型に注湯されると、まず鋳型壁上
で核生成した、無秩序な成長方向を有するチル層が形成
され、その後柱状晶帯が形成される。柱状晶は鋳型に熱
が流れた結果、成長したものであるから、鋳型壁に対し
てほぼ垂直に、すなわち熱抽出と反対の方向に成長して
いる。また非金属介在物は柱状晶の成長方向に押し出さ
れて浮上分離していく。このため、鋳型のテーパー（両
側テーパー）Ｔｐを非金属介在物の浮上分離に関与する
寸法パラメータの一つとして採用した。
で核生成した、無秩序な成長方向を有するチル層が形成
され、その後柱状晶帯が形成される。柱状晶は鋳型に熱
が流れた結果、成長したものであるから、鋳型壁に対し
てほぼ垂直に、すなわち熱抽出と反対の方向に成長して
いる。また非金属介在物は柱状晶の成長方向に押し出さ
れて浮上分離していく。このため、鋳型のテーパー（両
側テーパー）Ｔｐを非金属介在物の浮上分離に関与する
寸法パラメータの一つとして採用した。
【００３２】また、鋳型内における縦凝固速度と横凝固
速度とのバランスも非金属介在物の浮上分離に関与する
要因の一つと考えられる。すなわち、鋳型内で非金属介
在物を浮上分離させるためには、溶湯を底部から順次上
方に向かって凝固させなければならない。そこで、縦凝
固速度に関係する高径比Ｒｈと横凝固速度に関係する扁
平比Ｂをも鋳型の寸法パラメータとして選んだ。
速度とのバランスも非金属介在物の浮上分離に関与する
要因の一つと考えられる。すなわち、鋳型内で非金属介
在物を浮上分離させるためには、溶湯を底部から順次上
方に向かって凝固させなければならない。そこで、縦凝
固速度に関係する高径比Ｒｈと横凝固速度に関係する扁
平比Ｂをも鋳型の寸法パラメータとして選んだ。
【００３３】後述の実施例から明らかなように、テーパ
ーＴｐを５．０％以上、好ましくは１０％以上とし、高
径比Ｒｈを３．０以下、好ましくは２．５以下とし、ま
た扁平比Ｂを１．５以下、好ましくは１．２以下とする
ことで、大形の非金属介在物が速やかに鋼塊内部から上
部へ浮上分離され、鋼塊内部には小形の非金属介在物し
か残存しないようになる。一方、Ｔｐが２５．０％を超
えると、テーパーが大きくなり過ぎ、鋼塊の肩部の吊り
切れ現象（凝固収縮に伴う鋼塊本体の沈下が鋳型で局部
的に阻止されて、それ以下の部分の重量に耐えられない
で生じる横割れ）が発生するようになる。このため、Ｔ
ｐの上限を２５．０％、好ましくは２０％以下とする。
また、高径比Ｒｈが１．０未満では、鋼塊内部に引け巣
が発生するようになるので、Ｒｈの下限を１．０、好ま
しくは１．５とする。なお、従来の鋳型は、テーパーＴ
ｐが３％程度のものが一般的である。
ーＴｐを５．０％以上、好ましくは１０％以上とし、高
径比Ｒｈを３．０以下、好ましくは２．５以下とし、ま
た扁平比Ｂを１．５以下、好ましくは１．２以下とする
ことで、大形の非金属介在物が速やかに鋼塊内部から上
部へ浮上分離され、鋼塊内部には小形の非金属介在物し
か残存しないようになる。一方、Ｔｐが２５．０％を超
えると、テーパーが大きくなり過ぎ、鋼塊の肩部の吊り
切れ現象（凝固収縮に伴う鋼塊本体の沈下が鋳型で局部
的に阻止されて、それ以下の部分の重量に耐えられない
で生じる横割れ）が発生するようになる。このため、Ｔ
ｐの上限を２５．０％、好ましくは２０％以下とする。
また、高径比Ｒｈが１．０未満では、鋼塊内部に引け巣
が発生するようになるので、Ｒｈの下限を１．０、好ま
しくは１．５とする。なお、従来の鋳型は、テーパーＴ
ｐが３％程度のものが一般的である。
【００３４】この鋳造方法によると、真空誘導溶解によ
り溶解した溶湯を、真空アーク再溶解を行うことなく、
上記所定の鋳型に鋳造するだけで、大形の非金属介在物
が速やかに鋼塊内部から上部へと浮上分離され、鋼塊内
部には小形の非金属介在物しか残存しないようになる。
このため、その鋳造片に塑性加工を施すだけで、非金属
介在物の大きさが３０．０μm 以下、好ましくは２０μ
m 以下、より好ましくは１０μm 以下のマルエージング
鋼薄板を容易に製造することができる。
り溶解した溶湯を、真空アーク再溶解を行うことなく、
上記所定の鋳型に鋳造するだけで、大形の非金属介在物
が速やかに鋼塊内部から上部へと浮上分離され、鋼塊内
部には小形の非金属介在物しか残存しないようになる。
このため、その鋳造片に塑性加工を施すだけで、非金属
介在物の大きさが３０．０μm 以下、好ましくは２０μ
m 以下、より好ましくは１０μm 以下のマルエージング
鋼薄板を容易に製造することができる。
【００３５】鋳造後の鋳造片に対する塑性加工として、
熱間鍛造、圧延（熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延）
などを適用することができる。この場合、前記鋳造片を
鍛錬比４以上で熱間鍛造し、次いで１１００〜１２８０
℃の温度範囲で保持し、処理時間の合計が１０〜１００
ｈｒとされたソーキング処理（成分拡散焼鈍処理）を１
回または２回以上行い、その後、圧延を施すのがよい。
熱間鍛造、圧延（熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延）
などを適用することができる。この場合、前記鋳造片を
鍛錬比４以上で熱間鍛造し、次いで１１００〜１２８０
℃の温度範囲で保持し、処理時間の合計が１０〜１００
ｈｒとされたソーキング処理（成分拡散焼鈍処理）を１
回または２回以上行い、その後、圧延を施すのがよい。
【００３６】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
ようになり、Ｔｉ、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１０
ｈｒ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１
００ｈｒ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１１８０℃とし、その上限を１２８０℃、好
ましくは１２５０℃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１００ｈｒ、好ましくは７２ｈｒとする。な
お、ソーキング処理後の鍛造片におけるＴｉ、Ｍｏの偏
析比は、その後に圧延等の塑性加工が施されてもほとん
ど変化せず、ほぼ同じ偏析比が維持される。
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
ようになり、Ｔｉ、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１０
ｈｒ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１
００ｈｒ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１１８０℃とし、その上限を１２８０℃、好
ましくは１２５０℃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１００ｈｒ、好ましくは７２ｈｒとする。な
お、ソーキング処理後の鍛造片におけるＴｉ、Ｍｏの偏
析比は、その後に圧延等の塑性加工が施されてもほとん
ど変化せず、ほぼ同じ偏析比が維持される。
【００３７】
【実施例】下記表１の化学成分の鋼を真空誘導溶解によ
り溶解し、表２および表３に示すテーパーＴｐ、高径比
Ｒｈ、扁平比Ｂを有する種々の鋳型に注湯し、その鋳造
片（５００kgf ）を同表に示す鍛錬比にて熱間鍛造し、
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１００mm、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。なお、この実施例におい
ては、鋳造片の平均厚さから０．３mmの薄板までの全圧
下率は約９９．９％であった。
り溶解し、表２および表３に示すテーパーＴｐ、高径比
Ｒｈ、扁平比Ｂを有する種々の鋳型に注湯し、その鋳造
片（５００kgf ）を同表に示す鍛錬比にて熱間鍛造し、
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１００mm、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。なお、この実施例におい
ては、鋳造片の平均厚さから０．３mmの薄板までの全圧
下率は約９９．９％であった。
【００３８】
【表１】
【００３９】こうして得られた試料を用いて、非金属介
在物の大きさ並びにＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を調べた。
非金属介在物の大きさは、片振り試験片の破断面をＳＥ
Ｍ（走査型電子顕微鏡）によって観察し、破断の起因に
なった非金属介在物を特定し、その周長を円周とする相
当円の直径を非金属介在物の大きさとして求めた。ま
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。
在物の大きさ並びにＴｉ、Ｍｏの成分偏析比を調べた。
非金属介在物の大きさは、片振り試験片の破断面をＳＥ
Ｍ（走査型電子顕微鏡）によって観察し、破断の起因に
なった非金属介在物を特定し、その周長を円周とする相
当円の直径を非金属介在物の大きさとして求めた。ま
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。
【００４０】また、各試料を用いて疲労特性を調べた。
疲労強度は、片振り試験の繰り返し数１０7 回に対する
時間強度によって評価した。これらの調査結果を表２お
よび表３に併せて示す。同表には、成分偏析比の大きい
Ａ系列の試料（試料No. の数字にＡを付したもの）と成
分偏析比の小さいＢ系列の試料（試料No. の数字にＢを
付したもの）とを並べて表示した。また、非金属介在物
の大きさと疲労強度との関係を整理したグラフを図２に
示す。
疲労強度は、片振り試験の繰り返し数１０7 回に対する
時間強度によって評価した。これらの調査結果を表２お
よび表３に併せて示す。同表には、成分偏析比の大きい
Ａ系列の試料（試料No. の数字にＡを付したもの）と成
分偏析比の小さいＢ系列の試料（試料No. の数字にＢを
付したもの）とを並べて表示した。また、非金属介在物
の大きさと疲労強度との関係を整理したグラフを図２に
示す。
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】表２、表３および図２より、非金属介在物
の大きさが３０．０μm を境として、それ以下で疲労強
度が著しく向上しており、さらに非金属介在物が３０．
０μm 以下の領域においても、成分偏析比の小さいＢ系
列の発明例にかかる試料は、疲労強度がより一層向上し
ている。
の大きさが３０．０μm を境として、それ以下で疲労強
度が著しく向上しており、さらに非金属介在物が３０．
０μm 以下の領域においても、成分偏析比の小さいＢ系
列の発明例にかかる試料は、疲労強度がより一層向上し
ている。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明のマルエー
ジング鋼薄板によれば、化学成分をＮおよびＯが規制さ
れた所定成分としたので、非金属介在物量が減少し、清
浄度が向上する。また、非金属介在物の大きさを３０．
０μm 以下に規制したので、疲労破壊の起点となる非金
属介在物の発生が抑制、防止されるため優れた疲労特性
を備えたものとなる。さらに、Ｔｉ、Ｍｏの成分偏析比
を各々１．３以下に規制したので、成分偏析に起因した
ミクロ的な強度差の発生が抑制、防止されるため、疲労
特性がより一層向上したものとなる。また、本発明の製
造方法によれば、通常の溶解設備を用いて、本発明にか
かる疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板を容易に製
造することができ、生産性に優れる。
ジング鋼薄板によれば、化学成分をＮおよびＯが規制さ
れた所定成分としたので、非金属介在物量が減少し、清
浄度が向上する。また、非金属介在物の大きさを３０．
０μm 以下に規制したので、疲労破壊の起点となる非金
属介在物の発生が抑制、防止されるため優れた疲労特性
を備えたものとなる。さらに、Ｔｉ、Ｍｏの成分偏析比
を各々１．３以下に規制したので、成分偏析に起因した
ミクロ的な強度差の発生が抑制、防止されるため、疲労
特性がより一層向上したものとなる。また、本発明の製
造方法によれば、通常の溶解設備を用いて、本発明にか
かる疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板を容易に製
造することができ、生産性に優れる。
【図１】鋳型の寸法パラメータを説明する鋼塊の斜視図
である。
である。
【図２】実施例における非金属介在物の大きさと疲労強
度との関係を示すグラフである。
度との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−142022（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−248389（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−163315（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−269564（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−147746（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−30107（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10 C21D 9/46 - 9/48
Claims (3)
- 【請求項１】 化学成分が重量％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Ｆe および不純物よ
りなり、非金属介在物の大きさをその周長を円周とする
相当円の直径で表したとき、非金属介在物の大きさが３
０μm 以下であり、かつ厚さ方向における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薄板。 - 【請求項２】 板厚が０．５mm以下である請求項１に記
載した疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板。 - 【請求項３】 鋼塊頂部の周長に相当する円周を有する
相当円の直径をＤ１、鋼塊底部の周長に相当する円周を
有する相当円の直径をＤ２、鋼塊高さをＨ、Ｈ／２位置
における鋼塊の周長に相当する円周を有する相当円の直
径をＤ、Ｈ／２位置における鋼塊の長辺長さおよび短辺
長さをそれぞれＷ１，Ｗ２とするとき、 テーパーＴｐ＝（Ｄ１−Ｄ２）×１００／Ｈが５．０〜
２５．０％、高径比Ｒｈ＝Ｈ／Ｄが１．０〜３．０、扁
平比Ｂ＝Ｗ１／Ｗ２が１．５以下となる鋳型を用いて、
請求項１に記載した化学成分を有する鋼の溶湯を鋳造
し、鋳造された鋳造片を鍛練比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とし、その後圧延する、請
求項１に記載した疲労特性に優れたマルエージング鋼薄
板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11239146A JP3110733B1 (ja) | 1999-06-24 | 1999-08-26 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法 |
| PCT/JP2000/001587 WO2000056944A1 (fr) | 1999-03-19 | 2000-03-15 | Acier maraging tres resistant a la fatigue et son procede de fabrication |
| US09/700,566 US6776855B1 (en) | 1999-03-19 | 2000-03-15 | Maraging steel excellent in fatigue characteristics and method for producing the same |
| DE60043526T DE60043526D1 (de) | 1999-03-19 | 2000-03-15 | Martensitaushärtender stahl mit hervorragenden ermüdungscharakteristiken und verfahren zu dessen herstellung |
| EP00909659.5A EP1094125B2 (en) | 1999-03-19 | 2000-03-15 | Maraging steel excellent in fatigue characteristics and method for producing the same |
| US10/811,274 US7323070B2 (en) | 1999-03-19 | 2004-03-26 | Maraging steel excellent in fatigue characteristics and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11-178226 | 1999-06-24 | ||
| JP17822699 | 1999-06-24 | ||
| JP11239146A JP3110733B1 (ja) | 1999-06-24 | 1999-08-26 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP3110733B1 true JP3110733B1 (ja) | 2000-11-20 |
| JP2001064755A JP2001064755A (ja) | 2001-03-13 |
Family
ID=26498473
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11239146A Expired - Fee Related JP3110733B1 (ja) | 1999-03-19 | 1999-08-26 | 疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3110733B1 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4774632B2 (ja) * | 2001-05-31 | 2011-09-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 鋳片および垂直型鋳造方法ならびに垂直型鋳造装置 |
| JP3884246B2 (ja) | 2001-08-08 | 2007-02-21 | 本田技研工業株式会社 | Ｃｖｔベルト用フープの製造方法 |
| JP4650725B2 (ja) * | 2005-05-26 | 2011-03-16 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
| JP6347405B2 (ja) * | 2014-06-11 | 2018-06-27 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
-
1999
- 1999-08-26 JP JP11239146A patent/JP3110733B1/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001064755A (ja) | 2001-03-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101121313B1 (ko) | 단조용 강괴 및 일체형 크랭크축 | |
| JP4363403B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ | |
| JP6787238B2 (ja) | 機械構造用鋼材の製造方法 | |
| JP2006206967A (ja) | 機械構造用快削鋼の連続鋳造方法 | |
| US7323070B2 (en) | Maraging steel excellent in fatigue characteristics and method for producing the same | |
| KR20080091019A (ko) | 단조강, 단조품 및 크랭크샤프트 | |
| JP6951060B2 (ja) | 鋳片の製造方法 | |
| JP5368830B2 (ja) | 機械構造用鋼およびその製造方法ならびに機械構造用部品 | |
| JP2009041083A (ja) | アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08158006A (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた高強度鋼 | |
| JP2005298909A (ja) | 表面割れの少ない鋳片 | |
| US7597737B2 (en) | Method for producing steel ingot | |
| JP3110733B1 (ja) | 疲労特性に優れたマルエージング鋼薄板およびその製造方法 | |
| CN112912530A (zh) | 屈服强度优异的奥氏体高锰钢材及其制备方法 | |
| EP4342603A1 (en) | Ferrous alloy foil, manufacturing method therefor, and component using same | |
| JP5157598B2 (ja) | Ｎｉ含有鋼鋳片及びＮｉ含有鋼の連続鋳造方法 | |
| JP2011068952A (ja) | アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板 | |
| JP3933089B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| JPWO2020166668A1 (ja) | サワー環境での使用に適した鋼材 | |
| JP5363882B2 (ja) | 冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品 | |
| JPWO2020071219A1 (ja) | サワー環境での使用に適した継目無鋼管 | |
| JP7406177B1 (ja) | サワー環境での使用に適した鋼材 | |
| JP7477052B2 (ja) | 連続鋳造スラブおよびその製造方法 | |
| JP2003342670A (ja) | 靭性の優れた非調質高張力鋼 | |
| WO2023286338A1 (ja) | 加工性、耐食性に優れる溶接管用Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100914 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100914 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110914 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120914 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120914 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130914 Year of fee payment: 13 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |