JP4194927B2 - 機械構造のための鋼、この鋼から部品を高温成形する方法、および、それで得られる部品 - Google Patents

Description

本発明は、鉄鋼の冶金に関し、正確には、特に機械構造に使用されることができ、かつ、半溶融鍛造（thixoforging）として知られる過程によって成形されることができる鋼から作られる製造部品に関する。

発明の概要

半溶融鍛造は、半固体状態の金属を成形する過程のカテゴリーに属する。この過程は、固相線と液相線の間に加熱されているビレット（鋼片）（billet）を変形させることから成る。この過程で使用される鋼は、従来において高温鍛造で使用されているものであり、必要であれば、以前においては月並みな樹状（dendritic）である主要構造を球形化することから成る冶金操作が行われていたものである。実際には、この樹状の主要な構造は、半溶融鍛造操作に適合しない。固相線と液相線の間の温度まで加熱する過程では、樹状突起および内部樹状空間の間に現れるミクロな材料分離が、これらの内部樹状空間で優先的に鋼の溶融を引き起こすだろう。液相および固相の相互成長を成形操作している間、液相は、力の適用の始めの第１段階で、排出されるだろう。それゆえに、固相、および、力の増大の原因となっていると共に、固相から材料分離されている液体の残留物を変形させることが必要になる。これらの状態下での変形操作において、得られる結果は、かなりの材料分離や内部欠陥を有する乏しいものである。

他方、半溶融鍛造が、液相線と固相線の間の温度に加熱させることによって、半固体状態になっている球形構造の鋼に遂行されたとき、球形固体粒子は、液相において一様に分散される。液体／固体の比率の選択を最適化することにより、剪断応力の効果の下で、高い変形率を有する金属を得ることが可能になる。それは、それゆえに、非常に高い変形能を有する。

しかしながら、あるケースにおいては、材料分離された主要構造の球形化の操作を遂行することなしに、半溶融鍛造に先立つ加熱過程で所望の球形構造を得ることができる。これは、特には、鋼片または鋳塊（インゴット）を連続鋳造することによって引き出された延伸型の棒鋼（rolled bars）から製造されるビレットを操作する場合である。鋼に行われる複数の再加熱と変形は、瓦状に重なり合った拡散構造を導き、事実上、主要構造が姿を現すことは不可能になる。それは、半溶融鍛造に先立つ加熱中に、固相の球状構造を得ることを可能にする。

従来の高温鍛造過程と比較して、半溶融鍛造は、非常に弱い成形力による（１ｍｍまたはそれ以下の）薄い壁を有するかもしれない複雑な形状の部品を、一回の変形操作で製造することを可能にする。実際には、外力作用の下では、半溶融鍛造操作に適した鋼は、粘性がある流体のように振舞う。

機械構造のための鋼では、炭素の含有を０.２%から１.１%まで変化させることができ、半溶融鍛造過程による変形に必要な加熱温度は、例えば、１４３０℃＋５０℃＝１４８０℃（測定される固相線温度＋変形に必要である固相に対する液相の好適な割合を得るための５０℃）であり、グレード（grade）１００Ｃｒ６に対しては、１３１５℃＋５０℃＝１３６５℃である。

加熱温度および形成される液相の量は、半溶融鍛造過程の重要なパラメータである。優れた温度を得ることの平易さ、および、液相の量の変動を制限するこの温度のばらつきの範囲は、凝固範囲に依存する。この範囲が大きければ大きい程、それに対応して加熱パラメータの調整がいっそう容易になる。

例えば、上記凝固範囲は、グレードＣ３８に対して１１０℃であり、グレード１００Ｃｒ６に対して１７２℃である。それゆえに、低い固相線温度１３１５℃を有する後者のグレードの方が、作業がずっと容易である。

半溶融鍛造過程で使用される非常に高い成形温度およびかなりの率の変形は、しばしば極端な状況のもとで、変形ツール上に熱的応力を誘い出す。これは、ホットまたはセラミック材料であるとき、非常に高い機械特性を有するこれら合金のツールのための使用を導く。ある種の形状またはかなりの体積を有するツール（挿入物）を製造することの困難性、および、それらを製造することのコストは、半溶融鍛造過程の発展を鈍化させている。

この発明の目的は、従来使用されている鋼よりも半溶融鍛造にいっそう好適に適合する新しいグレードの鋼を提供することであり、それによって、成形温度を低くすることを可能にすることであり、それゆえに、変形ツールにおいてより程度が低い熱的応力を導くことであり、半溶融鍛造の最中の鋼の振る舞いを改良することである。更に、これらの新しいグレードは、得られる部品の機械特性を低下させることがあってはならない。

この目的のために、この発明は、重量パーセントによるその組成が、
０.３５%≦Ｃ≦２.５%、
０.１０％≦Ｍｎ≦２.５%、
０.６０%≦Ｓｉ≦３.０%、
痕跡量≦Ｃｒ≦４.５%、
痕跡量≦Ｍｏ≦２.０%、
痕跡量≦Ｎｉ≦４.５%、
痕跡量≦Ｖ≦０.５%、
痕跡量≦Ｃｕ≦４%、もしＣｕ≧０.５%ならばＣｕ≦Ｎｉ%＋０.６Ｓｉ％、
痕跡量≦Ａｌ≦０.０６０％、
痕跡量≦Ｃａ≦０.０５０％、
痕跡量≦Ｂ≦０.０１％、
痕跡量≦Ｓ≦０.２００％、
痕跡量≦Ｔｅ≦０.０２０％、
痕跡量≦Ｓｅ≦０.０４０％、
痕跡量≦Ｐｂ≦０.０７０％、
痕跡量≦Ｎｂ≦０.０５０％、
痕跡量≦Ｔｉ≦０.０５０％、
残りは、鉄と、製造によって生成される不純物であることを特徴とする機械構造のための鋼に関する。

Ｍｎ％／Ｓｉ％比は、好ましくは０.４以上の値である。

また、この鋼は、Ｐ％＋Ｓｉ％＋Ｓｎ％＋Ａｓ％＋Ｓｂ％≦０.２００％の条件において、痕跡量≦Ｐ≦０.２００％、痕跡量≦Ｂｉ≦０.２００％、痕跡量≦Ｓｎ≦０.１５０％、痕跡量≦Ａｓ≦０.２００％、痕跡量≦Ｓｂ≦０.１５０％を含むかもしれない。

また、この発明は、
先行的な組成の鋼のビレットが得られ、
必要であれば、それを球状の主要な構造にするための熱処置が行われ、
それは、固体の微小片が球状構造を有する条件下で、その固相温度と液相温度の間の温度で加熱され、
上記ビレットの半溶融鍛造が、部品を得るために遂行され、
上記部品の冷却が遂行されている
ことを特徴とする鋼製部品の高温成形の方法に関する。

上記半溶融鍛造は、ビレットに現れる液状物質の微小片が１０％から４０％の間となる温度領域で行われることが好ましい。

上記冷却は、静止空気または自然冷却で得られるだろう速度よりも低速の空気で行われることが好ましい。

理解されるだろうけれども、この発明は、本質的に、通常半溶融鍛造によって部品を製造するのに使われるグレードの鋼においてシリコンの含有量をかなり増大させたことから成っている。

実際、この追加的なシリコンは、固相線温度をより低くすることを可能にし、液相線温度をそれより小さい程度低くすることを可能にする。結果として、略同等の液体微小片が存在する状態で、鋼の半溶融鍛造の温度を減少させることができる。更に、凝固範囲が増大し、このことは、温度操作の厳密性を下げることになるので、半溶融鍛造の遂行を更に容易にさせる。同時に、シリコンは、金属の流動性（可変性）を向上させる性質を有する。

０.４かまたは０.４よりも大きいＭｎ％／Ｓｉ％比に忠実であることが好ましい。実際、高いシリコンの含有量（例えば、１％以上）のおかげで、流動性が高くなった場合、非常に少ないマンガン含有量は、連続鋳造の最中の冷却の過程で、金属を不十分な機械特性にし、金属にクラックの出現の危険性を与える。そのようなクラックは、同じ理由で、続いて行われる半溶融鍛造の冷却の最中にも現れ、局所的な冷却速度格差に起因する部品の厚さの変動がますます大きくなる。鋼の機械特性が不十分なものであれば、このようにクラックの出現の原因となりがちな応力が生成されるのである。

この発明の変形によれば、追加的なシリコンは、シリコンのような、粒子境界を分離することができる追加的な他の元素、すなわち、リン、ビスマス、スズ、ヒ素、アンチモンと結び付けられる。

半溶融鍛造の間にツールの応力を減少させ、かつ、これを容易にするために、当該技術に精通している人々は、いわれているように、炭素の追加によって作業温度を低下させるという第１の解を有している。この解は、液相温度および固相温度を下げることを可能にする。しかしながら、それは、鋼の機械特性にかなりの影響を及ぼすという欠点を有する。

発明者は、応力に有益な効果を、グレイン境界を分離させる強い傾向がある元素、すなわち、シリコン、リン、ビスマス、スズ、ヒ素およびアンチモンを追加することによって得ることができると考えている。この強い分離は、通常探求されていない。

実際には、一般的にバーニング温度と呼ばれている固相曲線よりも低い温度での分離領域における融解は、従来の高温成形操作、すなわち、圧延および鍛造には有害なものである。

金属の材を変形させる固相線温度よりも低い鍛造温度、または、圧延温度を与えるために低い融点で分離する元素に起因する液体の存在は、固体のグレイン境界で非常に小さい体積（２または３％）であったとしても、成形材料の材料分離を引き起こすだろう。これら成形方法の変形機構を制御しているのは固体部分であり、成形に必要な力は、製品の製造や製品の特性に悪影響を及ぼす（全体的または部分的な）破断を導くことになる。半溶融鍛造するにあたって、液相が１０％よりも大きい場合には、材料は、変形において全く異なる振る舞いをする２相になる。固体粒子が液体の中に含まれ、（ブリッジと呼ばれる）接触が、固体粒子間の間に生じるならば、それらを破断させるのに必要な十分弱い力は、材料の壊滅を引き起こさない。

バーニング温度が限度を超える大きさの半溶融鍛造の場合には、分離ゾーンの融解は、鋼内における液相形成を促進する液体の小領域（ポケット）を生成する。それゆえに、これを促進することへの興味が存在する。

この発明のおかげで、以前に言及した元素、特にシリコン、の少なくとも一つを加えずに過程が行われたときに通常必要とされる温度よりも低い温度で、半溶融鍛造を十分に行うことができるのに必要な液層量を得ることができる。

この発明の鋼の炭素含有量は、０.３５％から２.５％の間で変化させることができる。これらの状況下では、半溶融鍛造の鋼製部品で所望される金属構造、機械特性および摩耗特性を得ることができ、機械構造で使用することができる。炭素含有量は、予想される使用目的で選択されなければならない。

この発明の鋼のシリコン含有量は、０.６０％から３.０％の間で変化させることができる。炭素のように、シリコンは、固相線温度および液相線温度を低下させることができ、凝固範囲を広げることができる。それは、他の元素の材料分離に対する相乗作用を及ぼす。同様に、それは、金属の可変性（流動性）を向上させることができる。述べられた理由のためには、Ｍｎ％／Ｓｉ％比は、０.４以上であることが好ましい。

マンガン含有量は、０.１０％から２.５％の間で変化させることができる。それは、炭素含有量およびシリコン含有量と連動して、機械特性の機能を要求されたものに調整する。それは、液相線温度と固相線温度に、相対的にほとんど影響を与えない。最適なＭｎ％／Ｓｉ％比を得るためには、参照鋼と比較して、他のものが同等である状態で、シリコン含有量と共に、マンガン含有量をかなり増大させる必要がある。

クロム含有量は、痕跡量から４.５％の間であるかもしれない。

モリブデン含有量は、痕跡量から４.５％の間であるかもしれない。

ニッケル含有量は、痕跡量から４.５％の間であるかもしれない。

クロム含有量、モリブデン含有量およびニッケル含有量の調整は、製造される部品の機械特性、すなわち、破断に対する抵抗力、耐力強度および弾性、を保証する。

バナジウム含有量は、痕跡量から０.５％の間である。弾性が重要でないある種の応用では、この元素は、大変高価なクロム、モリブデンおよびニッケルの少なくとも一つを豊富に含む金属の代用になることができると共に、非常に優れた機械特性を有する金属を得ることを可能にする。

銅含有量は、痕跡量から４.０％の間であるかもしれない。この元素は、機械特性を増大させることができ、耐食性を向上させることができ、固相線温度を低下させることができる。銅の量が大きい場合（０.５%以上）には、高温圧延または鍛造の問題を回避するため、十分な量のニッケルおよびシリコンの少なくとも一つを必要とすることを注意するべきである。Ｃｕ％≧０.５％であるならば、Ｃｕ≦Ｎｉ％＋０.６Ｓｉ％であることを考慮しなければならない。

酸洗い元素（deoxidising element）であるアルミニウムおよびカルシウムの含有量は、アルミニウムにおいては痕跡量から０.０６０％であり、カルシウムにおいては痕跡量から０.０５０％である。

硬化元素であるボロン含有量は、痕跡量から０.０１０％の間である。

硫黄含有量は、痕跡量から０.２００％の間である。高い含有量は、特に、それにテルニウム（０.０２０％まで）、セレニウム（０.０４０％まで）および鉛（０.０７０％まで）のような元素を加えるならば、金属の切削性（機械加工性）に有利に働く。切削性のためのこれらの元素は、固相線温度および液相線温度に、すこし影響を及ぼす。硫黄がかなりの量加えられたとき、欠損の形成なしで高温圧延が遂行されるためには、少なくとも４のＭｎ％／Ｓ％比を有することが好ましい。

ニオビウムおよびチタンは、それらが加えられたとき、グレインサイズを制御することを可能にする。それらの最大許容含有量は、０.０５０%である。

シリコンと異なる材料分離元素に対しては、これらの元素は、単体または組み合わせで存在でき、それらの存在は、奨励させるかもしれない。それらが、単体であったならば（すなわち、リストの他の元素が、痕跡量としてだけ存在している場合）、かなりの効果が得られるが、リンは少なくとも０.０５０％、またはビスマスは０.０５０％、またはスズは０.０５０％、またはヒ素は０.０５０％、またはアンチモンは０.０５０％存在しなければならない。

リン、ビスマス、スズ、ヒ素およびアンチモンの元素合計では、０.０５０％より大きくなることが好ましく、高温圧延または鍛造中の上記問題を回避するために０.２００％を超えてはならず、そのとき半溶融鍛造を行うことができるビレットを得ることが可能になる。

液体金属の製造の最中にヒ素を加える場合には、放出された中毒性の蒸気が、製鉄所のスタッフが中毒にかからないような方法で収集されるように、ありとあらゆる用心が、されなければならない。実際には、ヒ素は、しばしば、ヒ素が一般に不純物として付随する銅またはスズを加えることに起因して存在する。ヒ素は、非常に高い材料分離の原因になる元素であるので、他の材料分離元素と組み合わされることにより、今まで挙げられてきた高温変形に有害な効果を導かないことに気を配る必要がある。

表１は、参照鋼によって形成された初めの組の組成表示およびそれから引き出されたこの発明の鋼の組成表示である。
表１：参照鋼の組成およびこの発明の鋼の組成（重量％）

参照鋼と比較して、シリコンがかなり追加されていることの他に、この発明の好ましい要求に従ったＭｎ％／Ｓｉ％比を達成するために、マンガン含有量がかなり増加されていることがわかる。

図１は、これら二つの鋼における温度の関数としての液相の比率を表わす図である。

測定される固相線温度は、参照鋼において１３１５℃であり、この発明の鋼において１２７８℃である。

測定される液相線温度は、夫々１４８７℃および１４６０℃である。これら二つの鋼の凝固範囲は、夫々１７２℃の幅および１８２℃の幅である。一方、鋼の液体微小片が１０％から４０％の間で含まれる温度範囲は、これは半溶融鍛造のために最も好ましいと考えられるものであるが、参照鋼において１３７０℃から１４２２℃であり、この発明の鋼において１３８２℃から１３８８℃である。

それゆえに、３０℃から４０℃のオーダの範囲の低下および８℃程度の広がりが観測され、これらのことにより、半溶融鍛造の間にツールに作用するより小さな応力が導かれ、かつ、操作の進行に好ましい状況を得ることが非常に容易になる。これらの効果は、シリコンとは異なる材料分離元素が、述べられた制限内で加えられれば増大するだろう。

表２は、参照鋼によって形成された第２の組の組成表示およびそれから引き出されたこの発明の他の鋼の組成表示である。
表２：参照鋼の組成およびこの発明の鋼の組成（重量％）

参照鋼と比較して、この発明に従う鋼においては、この鋼のシリコン含有量がこの発明で要求される範囲の極小であるという理由から、前の例と同じ理由で、しかしながらより小さい比率で、再びマンガン含有量が増大している。

図２は、これらの鋼における温度の関数としての液相の比率を表わす図である。

測定される固相線温度は、参照鋼において１４３０℃であり、この発明に従う鋼に対して１４１５℃である。測定される液相線温度は、夫々１５２８℃と１５１５℃である。これらの二つの鋼の凝固範囲は、それゆえに夫々９８℃の幅および１００℃の幅を有する。一方、鋼の液体微小片が、１０％から４０％の間含まれる温度範囲は、参照鋼において１４７０℃から１４９４℃であり、この発明に従う鋼において１４３７℃から１４６９℃である。

この範囲の低下が３０℃のオーダであり、範囲は８℃広げられている。このことは、半溶融鍛造の間にツールにより小さな応力を作用させ、好都合である。ここで、再び、この効果は、シリコンと異なる材料分離元素を更に追加することによって（特にこの範囲を広げることによって）際立たせられることができるだろう。

この発明を遂行するために気を配らなければならない固相線温度および液相線温度の測定に関し、それらは、文献における従来役立っていた公式を手掛かりに、鋼の組成に基づいて計算されたものとは一致しないということを注意しなければならない。実際には、これらの公式は、凝固中および鋼の冷却中、液体鋼から固体鋼への移行する場合に役立ち、一分ごとの様々な程度の冷却率に役立つ。

半溶融鍛造に適用する目的で遂行される測定の場合には、測定は、固体鋼から出発して液体鋼の方に進行させることによって、換言すれば、鋼を融解させるために加熱を行う場合に、遂行されなければならない。また、テストは、半溶融鍛造操作に先立つ加熱状況に対応する一分間に数十度のオーダで温度を上昇させる状況で遂行される。

この発明にしたがって鋼に遂行される半溶融鍛造操作は、まだ球形構造が現れていないか、または、半溶融鍛造の部品の獲得を、適正な温度における加熱中にすることができないならば、ビレットの主要構造の球形化のための熱処理によって先行されなければならない。そのような事前熱処理を有する処置の必要性または不必要性は、特に、ビレットの履歴に依存し、また、特に、それに行われた変形および熱処置に依存する。

組成および履歴が与えられた鋼に対して半溶融鍛造の前にそのような球形構造を得ることは、半溶融鍛造する処置前に、ビレットが突然冷却されれば確認されるかもしれない。構造は、そのとき、あたかもそれが冷却以前の状態であるかのように観測される。

半溶融鍛造に続く部品の冷却に関しては、この冷却は、静止空気で遂行されなければならず、力を加える方法、すなわち、しばしばこのタイプの部品でおこることであるが、部品が、断面積においてかなりの変動、例えば、薄い壁（１ｍｍから２ｍｍ）が厚い領域（５ｍｍから１０ｍｍまたはそれ以上）と連結している等の変動を、有する方法で遂行されることはない。吹き付け空気の使用は、薄い壁の部分と厚い領域の間にかなりの残留応力を生じさせる危険を有するという理由で、この場合では禁じられている。これは、半溶融鍛造が行われた部品において特性を下げる表面欠損を生じさせる原因となる。

あるケースでは、部品を冷却する速度をおとす必要があるかもしれず、そのことによって、それとは異なる部品における構造的な同質性を得ることができるかもしれない。この目的のために、部品を、例えば２００℃−７００℃の範囲内の温度に調整されたトンネル内を通過させても良い。

半溶融鍛造された部品が、断面積においてそのようなかなりの変動を示さなければ、それは、吹き付け空気の冷却効果に耐えうることができるかもしれない。そのような冷却によって、部品の断面において同質の冶金構造が得られるかもしれず、優れた機械特性が得られるかもしれない。

第１の参照鋼と、そこから引き出されるこの発明の第１の鋼における温度関数としての液相の特性を示す図である。 第２の参照鋼と、そこから引き出されるこの発明の第２の鋼における温度関数としての液相の特性を示す図である。

Claims (8)

1. 鋼のビレットが、次の重量パーセントによる組成、すなわち、
   ０.３５%≦Ｃ≦２.５%、
   ０.１０％≦Ｍｎ≦２.５%、
   ０.６０%≦Ｓｉ≦３.０%、好ましくはＭｎ％／Ｓｉ％≧０.４、
   残りが鉄と、製造から生じる不純物であり、
   固体の微小片が球状構造を有する条件下において、それを、その固相線温度と液相線温度の間の中間温度で加熱し、
   上記ビレットの半溶融鍛造を、部品が得られるように実行し、
   上記部品の冷却を行うことを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。
2. 請求項１に記載の方法において、上記半溶融鍛造は、ビレットに存在する液体金属の微小片が１０％から４０％の間存在する温度領域で行われることを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。
3. 請求項１または２に記載の方法において、上記冷却は、静止空気で行われることを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。
4. 請求項３に記載の方法において、上記冷却は、空中での自然冷却でえられるよりも低い速度で遂行されることを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。
5. 請求項１乃至４のいずれか１つに記載の鋼製部品を高温成形する方法によって得られることを特徴とする鋼製部品。
6. 請求項１に記載の方法において、
   上記鋼のビレットは、次の重量パーセントによる組成、すなわち、痕跡量≦Ｐ％≦０.２００％、痕跡量≦Ｂｉ≦０.２００％、痕跡量≦Ｓｎ≦０.２００％、痕跡量≦Ａｓ≦０.２００％、痕跡量≦Ｓｂ≦０.２００％、および、Ｐ％＋Ｂｉ％＋Ｓｎ％＋Ａｓ％＋Ｓｂ％≦０.２００％を満たしていることを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。
7. 請求項１に記載の方法において、
   上記ビレットを、上記ビレットの固相線温度と液相線温度の間の中間温度で加熱する前に、上記ビレットに球状の主要構造を与えるために、上記ビレットに、熱処理を施すことを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。
8. 請求項１乃至７のいずれか１つに記載の方法において、
   上記鋼のビレットが、次の重量パーセントによる組成、すなわち、
   痕跡量≦Ｃｒ≦４.５%、
   痕跡量≦Ｍｏ≦２.０%、
   痕跡量≦Ｎｉ≦４.５%、
   痕跡量≦Ｖ≦０.５%、
   痕跡量≦Ｃｕ≦４%、もしＣｕ≧０.５%ならばＣｕ≦Ｎｉ%＋０.６Ｓｉ％、
   痕跡量≦Ａｌ≦０.０６０％、
   痕跡量≦Ｃａ≦０.０５０％、
   痕跡量≦Ｂ≦０.０１％、
   痕跡量≦Ｓ≦０.２００％、
   痕跡量≦Ｔｅ≦０.０２０％、
   痕跡量≦Ｓｅ≦０.０４０％、
   痕跡量≦Ｐｂ≦０.０７０％、
   痕跡量≦Ｎｂ≦０.０５０％、
   痕跡量≦Ｔｉ≦０.０５０％、
   を含有していることを特徴とする鋼製部品を高温成形する方法。

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