JP4316361B2

JP4316361B2 - 冷却しかつ焼なまししたベイナイト鋼部品及びその製造方法

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Publication number: JP4316361B2
Application number: JP2003403104A
Authority: JP
Inventors: ディエリクス・ピエール; アンドレ・ガエル
Original assignee: Ascometal SA
Current assignee: Ascometal SA
Priority date: 2002-12-03
Filing date: 2003-12-02
Publication date: 2009-08-19
Anticipated expiration: 2023-12-02
Also published as: US20040108020A1; ES2331949T3; FR2847908B1; MXPA03010998A; CA2452647A1; CN1288270C; PL363854A1; ATE441730T1; CN1519386A; EP1426452A1; PL206237B1; CA2452647C; FR2847908A1; DE60329064D1; EP1426452B1; US7354487B2; JP2004190138A

Description

発明の詳細な説明

本発明は、冶金に関し、より正確には、高レベルの応力に耐えるための部品を製造する際に使用するための鋼の分野に関する。
上述の部品はしばしば、技術的面及び経済的面を最も良く満足させている（その機械的性能は限定されているが）と考えられているフェライト−パーライト構造（ferrito-perlitic structure）を有する焼入れしかつ焼なましした鋼でまたは可能な場合には鍛造鋼から製造される。

この目的でしばしば使用されるフェライト−パーライト構造鋼は、ＸＣ７０、４５Ｍｎ５、３０ＭｎＳｉＶ６、及び３９ＭｎＳｉＶ５のタイプであり、圧延または鍛造後にこれらに単に静止空気中でインライン冷却を施す。これらは従って製造するのに比較的に経済的であるが、高レベルの応力の存在下でのこれらの寿命は限定されている。

上述の部品を、２５ＭｎＳｉＣｒＶＢＳタイプの等級を使用してベイナイト鋼から製造し、鍛造または圧延後の冷却を空気中で行うことが既に提案されている。上記の例と比較して強度性能はかなり改良されているが、焼入れしかつ焼なましした鋼を使用して実現することができるものと比較して、依然として比較的に限定されたままである。

本発明の目的は、冶金学的性能を低下させることがなく、恐らくこのような性能を改良さえもし、既存の関連と比較して経済的利点を提供する、鋼の等級と部品の製造方法との間の関連を提案することにある。このようにして製造した部品は、高レベルの疲労応力に耐えることができるはずである。鍛造部品の場合、本製造方法は特にいかなる鍛造ラインにも適合できるはずである。

この目的のために、本発明は、鋼部品の製造方法であって：
・重量％で以下の組成を有し：０．０６％≦Ｃ≦０．２５％；０．５％≦Ｍｎ≦２％；痕跡量≦Ｓｉ≦３％；痕跡量≦Ｎｉ≦４．５％；痕跡量≦Ａｌ≦３％；痕跡量≦Ｃｒ≦１．２％；痕跡量≦Ｍｏ≦０．３０％；痕跡量≦Ｖ≦２％；痕跡量≦Ｃｕ≦３．５％；以下の条件のうちの少なくとも１つを満たし：
＊０．５％≦Ｃｕ≦３．５％；
＊０．５％≦Ｖ≦２％；
＊２≦Ｎｉ≦４．５％及び１％≦Ａｌ≦２％；
残りは鉄及び製造に起因する不純物である鋼を製造し、鋳込む工程と；
・鋳鋼を、少なくとも１回、１１００℃〜１３００℃の範囲内の温度で熱間変形して、前記部品のブランクを得る工程と；
・静止空気または強制空気中で前記部品のための前記ブランクの制御冷却を行う工程と；
・前記ブランクから前記部品を機械加工する前または後に、前記鋼を加熱して析出焼なましを実行する工程と；
を特徴とする方法を提供する。

好ましくは、鋼は百万分の５部（５ppm）〜５０ppmのＢを含む。
好ましくは、鋼は０．００５％〜０．０４％のＴｉを含む。
Ｂが存在する場合、Ｔｉ含量は好ましくは鋼のＮ含量の少なくとも３．５倍に等しい。

好ましくは、鋼は０．００５％〜０．０６％のＮｂを含む。
好ましくは、鋼は０．００５％〜０．２％のＳを含む。
どの場合にも、また好ましくは、鋼は以下の元素；最高０．００７％までのＣａ；最高０．０３％までのＴｅ；最高０．０５％までのＳｅ；最高０．０５％までのＢｉ；及び最高０．１％までのＰｂのうちの少なくとも１つを含む。

本発明の変形例においては、鋼のＣ含量は０．０６％〜０．２０％の範囲内である。
その場合、鋼のＭｎ含量は好ましくは０．５％〜１．５％の範囲内であり、Ｃｒ含量は好ましくは０．３％〜１．２％の範囲内である。

その場合、鋼のＮｉ含量は好ましくは痕跡量〜１％の範囲内としてよい。
その場合、鋼のＮｉ含量はまた２％〜４．５％の範囲内としてよく、どの場合にも、Ａｌ含量は１％〜２％の範囲内である。

析出焼なましを一般に好ましくは４２５℃〜６００℃の範囲内で実行する。
鋼が０．５％〜３．５％のＣｕを含む場合、析出焼なましを好ましくは４２５℃〜５００℃の範囲内で１時間（h）〜１０h実行する。

鋼が０．５％〜２％のＶを含む場合、析出焼なましを好ましくは５００℃〜６００℃の範囲内で１hを超えて実行する。
鋼が２％〜４．５％のＮｉ及び１％〜２％のＡｌを含む場合、析出焼なましを好ましくは５００℃〜５５０℃の範囲内で１hを超えて実行する。

前記熱間変形は圧延としてよい。
前記熱間変形は鍛造としてよい。
好ましくは、ブランクの制御冷却を、３セ氏度毎秒（℃／s）未満の速度で６００℃〜３００℃の範囲内で実行する。

本発明はまた、上記の方法によって得られ、典型的には、ベイナイトミクロ構造、引張強さ（Ｒｍ）７５０メガパスカル（MPa）〜１３００MPa、及び降伏強さ（Ｒｅ）５００MPa以上を有する鋼部品を提供する。

既に理解されたように、本発明は、鋼の等級と、部品の熱間成形、恐らく静止空気中でまたは強制空気中で実行される制御冷却、及び部品の機械加工の前または後の析出焼なましの工程を含む、鋳込に続く処理方法とを組み合わせることにある。鋼が冷却される方法にかかわらず、前記鋼から製造した部品の耐疲労性という点での結果は、使用者の要求を満たすのに適していることを、鋼の組成は保証する。

熱間成形作業は、１回以上の圧延作業にあるとしてよく、または圧延作業に続く鍛造作業、若しくは圧延作業に続く鍛造単独にあるとしてよい。必須の点は、鋼の最後の熱間変形は鋼を温度１１００℃〜１３００℃の範囲内にすべきであり、制御冷却はその温度から行うべきであるという点である。

鋼の化学的特性及び鋳込後に鋼に施す熱処理は、ベイナイトミクロ構造を得ようとし、また最適化された機械的特性も得ようする。ベイナイトミクロ構造は、静止空気中での冷却に続いて得ることができなければならないが、また強制空気中での冷却にも適合しなければならない。このようにして、設備が鍛造または圧延後の強制空冷を可能にするかどうかにかかわらず、かつ、静止空気中での冷却を可能にするかどうかにかかわらず、本発明が適用される部品を、いかなる既存の設備ででも製造することができる。従って、フェライト−パーライトミクロ構造を有する鋼で製造された部品を処理するために最初に設計された鍛造設備を、困難もなくかつ本発明によるベイナイトミクロ構造を有する部品を処理するために特別に適合させることもなく使用できる。上述の目的で従来使用されてきたベイナイトミクロ構造を有する鋼は強制空気下での冷却を必要とし、従って必ずしも、通常の設計の設備で処理するのに適していたわけではない。

本発明によれば、鋼を最初に、下記に詳細に説明しかつ明白にする組成を持たせて製造し、これを次に、最終部品の形式に依存して鋳込んでインゴットにするかまたは連続的に鋳込み、次いでより一般にこれを圧延して半−仕上げの製品を得る。

その後、半−仕上げの製品に鍛造作業を施すことができる。
最後の熱間変形を１１００℃〜１３００℃の範囲内で実行し、続いて、静止空気中でまたは強制空気中で、圧延または鍛造の熱の中で空気中で制御冷却する。これは、部品のためのブランクを提供する。

“ブランク”という用語を本明細書において使用して、棒または何らかの他の形状を有する半−仕上げの製品（これから最終部品が機械加工によって得られる）を意味し、これは使用する熱間変形の形態：すなわち圧延、鍛造、またはこれらの組合せとは無関係である。

析出焼なましを次に実行する。これを、前記ブランクから部品を機械加工する前または後に行う。
存在しなければならないかまたは存在することがある様々な化学元素に関して必要な分析の範囲は次の通りである（全てのパーセンテージは重量による）。

炭素含量は０．０６％〜０．２５％の範囲内である。この含量は、得られるミクロ構造のタイプを支配するのに役立つ。０．０６％未満では、得られたミクロ構造は、所期の目的のための考察の対象とはならない。０．２５％を超えると、他の元素と組み合わせて、静止空気中での冷却後に得られるミクロ構造は、ベイナイトに十分に近くはなくなると思われる。

マンガン含量は０．５％〜２％の範囲内である。０．５％を超える濃度で加えた場合、この元素は焼入れに適した材料を提供し、冷却方法にかかわらずこれが広いベイナイト範囲を得ることを可能にする。しかしながら、２％を超える含量は、過度の偏析をもたらす危険を冒すことになると思われる。

ケイ素含量は痕跡量〜３％の範囲内である。この元素は厳密に言えば必須ではないが、これを固溶体中に通すことによってこれがベイナイトを硬化するという点で好都合である。加えて、銅が比較的に多量に存在する場合、ケイ素は、熱間成形の最中の銅の存在に関連する問題を避けるのに役立つ。とは言え、３％を超える含量は材料の機械加工性の問題をもたらし得る。

ニッケル含量は痕跡量〜４．５％の範囲内である。この非必須元素は、焼入れ性（quenchability）とオーステナイトの安定化とを改良する。アルミニウム含量によって可能となる場合、これは極めて硬化性のＮｉＡｌの析出物を形成することができ、それによって高度な機械的特性を有する金属を提供する。銅が比較的に多量に存在する場合、ニッケルはケイ素と同じ機能を果たすことができる。４．５％を超えると、所期の冶金学的目的を考えれば、ニッケルを加えることは不適切に高価になる。

アルミニウム含量は痕跡量〜３％の範囲内である。この非必須元素は強力な脱酸素剤であり、少量加えた場合でさえも、これは、液体鋼中に溶解した酸素の量を制限するのに役立ち、それによって、これが鋳込の最中の過度の再酸化を避けることを可能にした場合には部品の包有物（inclusion）の純度を改良する。上述のように、ニッケルが多量に存在する場合、高濃度ではアルミニウムはＮｉＡｌの析出物を形成しやすい。３％を超えるアルミニウム量は意味が無い。

非必須元素であるクロムの含量は痕跡量〜１．２％の範囲内である。マンガンと同様、クロムは焼入れ性の改良に寄与する。１．２％を超えると、クロムを加えることは不適切に高価になる。

モリブデン含量は痕跡量〜０．３０％の範囲内である。この非必須元素は、大結晶粒フェライトの形成を防ぎ、得られるベイナイト構造をより信頼性の高いものにする。０．３０％を超えてモリブデンを加えることは不適切に高価になる。

バナジウム含量は痕跡量〜２％の範囲内である。この非必須元素は、固溶体中に通すことによってベイナイトを硬化するのに役立つ。高濃度で、これはまた、炭化物及び／または炭窒化物を析出することによって硬化させるのに役立つ。２％を超えると、バナジウムを加えることは不適切に高価になる。

銅含量は痕跡量〜３．５％の範囲内である。この非必須元素は、機械加工性を改良することができ、析出によって材料の二次硬化をもたらすことができる。しかしながら、３．５％を超えると、これは部品の熱間成形を問題の多いものにする。上述のように、熱間成形の問題を最小にするために、銅とニッケルまたはケイ素のかなりの含量とを関連させることが推奨される。３．５％を超えると、銅を加えることはいずれにしても不適切に高価になる。

さらに、以下の３つの条件のうちの少なくとも１つを満たさなければならない。
・０．５％〜３．５％の範囲内の銅含量；
・０．５％〜２％の範囲内のバナジウム含量；及び
・２％〜４．５％の範囲内のニッケル含量及び１％〜２％の範囲内のアルミニウム含量。

上述の元素は、その冶金学的役割が本発明にとって非常に重要であるかまたは非常に重要となり得るものであるが、後述の他の元素もまた、鋼の特定の特性を改良するために任意に存在してよい。

ホウ素含量は５ppm〜５０ppmの範囲内としてよい。これは、焼入れ性を改良することができるが、有効であるためには固溶体中にある必要がある。すなわち、ホウ素の全てまたはホウ素のほぼ全てがホウ素窒化物または炭窒化物の形態であることを避けることに注意が払われることがあるかもしれない。この目的で、ホウ素を加えることとチタンを加えることとを、好ましくは３．５×Ｎ％≦Ｔｉ％のような比率で関連させることが推奨される。この条件を満たすことによって、溶存窒素の全てを捕捉し、ホウ素窒化物または炭窒化物の形成を避けることが可能である。通常見い出されるはずの最低窒素含量の場合、最小チタン含量は０．００５％である。とは言え、チタン含量が０．０４％を超えないことを確実にすることが望ましく、というのはさもなければ過大なサイズの窒化チタンが生じるからである。

チタンはまた高温でのオーステナイト結晶粒の成長を制限するのに役立ち、この目的でこれをホウ素とは無関係に０．００５％〜０．０４％の範囲内の濃度で加えてよい。
ニオブもまた０．００５％〜０．０６％の範囲内の濃度で加えてよい。これはまたオーステナイト中の炭窒化物の形態で析出することができ、それによって材料の硬化に寄与する。

最後に、また従来のように、硫黄（０．００５％〜０．２％の範囲内）を加えることによって材料の機械加工性を改良することができ、これは、加えたカルシウム（最高０．００７％まで）、及び／またはテルル（最高０．０３％まで）、及び／またはセレン（最高０．０５％まで）、及び／またはビスマス（最高０．０５％まで）、及び／または鉛（最高０．１％まで）と関連させることができる。

一旦上記に説明した組成を有する半−仕上げの製品が圧延後に得られたら、部品のためのブランクに通常の方法で任意に鍛造を施す。これを温度１１００℃〜１３００℃の範囲内に加熱し、次に、部品のためのブランクを生じる変形を施す。

鍛造が無い場合、圧延は１１００℃〜１３００℃の範囲内の温度で終了しなければならない。
圧延直後に、または鍛造を実行する場合には鍛造後に、静止空気中でまたは強制空気中で部品に制御冷却を施す。一般に、３℃／sを超えない速度で６００℃〜３００℃の範囲内で部品に冷却を施す。

本発明によれば、部品にその最終寸法を与える機械加工の前または後に、焼なましによる析出によって鋼に硬化を施す。すなわち、これに、雰囲気温度に等しいかまたはこれをわずかに超える温度からの加熱に続いて熱処理を施す。これを行うためには、３つの選択肢が可能であり、実際にはこれらを組み合わせてよい：
・銅含量が０．５％〜３．５％の範囲内である場合の銅析出；
・バナジウム含量が０．５％〜２％の範囲内である場合のバナジウム析出；及び
・ニッケル含量が２％〜４．５％の範囲内でありかつアルミニウム含量が１％〜２％の範囲内である場合のＮｉＡｌ析出。

一般に、析出焼なましを好ましくは４２５℃〜６００℃の範囲内で実行する。しかしながら、焼なましの温度及び継続時間は、所望の特性を実現するように最適化されるのが最も良い。例えば、銅析出は好ましくは４２５℃〜５００℃の範囲内で１h〜１０hの間の熱処理によって得られる。バナジウム析出は好ましくは５００℃〜６００℃の範囲内で１hを超える処理によって得られる。ＮｉＡｌ析出は好ましくは５００℃〜５５０℃の範囲内で１hを超える処理によって得られる。

焼なましを次の通りを実行してよい。
・金属が機械加工の最中に硬過ぎることがないように機械加工後に実行する；
・さもなければ、空気中での制御冷却後でかつ機械加工の前に実行し；次に高度な機械的特性を有する部品に機械加工を実行し、機械加工を特に正確にする。

焼なましによって、最終製品の高度な機械的特性を得ることが可能である。典型的には、トラクション強さ（Ｒｍ）は１０００MPa〜１３００MPaの範囲内であり、弾性限度（Ｒｅ）は約９００MPa以上である。

炭素含量は、０．０６％〜０．２％の範囲に制限されるのが最も良く、それによって３００Ｈｖ３０〜３３０Ｈｖ３０の範囲に制限される硬さを有するベイナイトを得る。最適には、マンガン含量は０．５％〜１．５％の範囲内、クロム含量は０．３％〜１．２％の範囲内であるべきであり、ニッケル含量は、単に良好な焼入れ性のみを必要とする場合には最高１％までとすることができ、さもなければ、ＮｉＡｌを析出することが希望される場合には最高２％〜４％までとすることができ、これは上述の通りである。どの場合にも、アルミニウム含量は１％〜２％の範囲内であるべきである。

こうした鋼の場合、圧延または鍛造及び空気中での制御冷却後に得られる生成物のトラクション特性（降伏強さ、強さ）は特に高度というわけではなく、典型的には引張強さ（Ｒｍ）は約７５０MPa〜１０５０MPaであり、降伏強さ（Ｒｅ）は約５００MPa〜７００MPaである。しかしながら、こうした鋼は良好な機械加工性を提供する。

本発明の実現の実施例及び比較例として、以下の試験について言及する。
実施例１（本発明）
この実施例は、比較的に低い炭素含量を使用することが可能であり、加えた銅によって析出硬化を実現する本発明の変形例の代表である。

鋼の組成は次の通りであり、これは１０^-3重量％で表されている。

１２５０℃〜１２００℃の範囲内の温度での熱間鍛造の後及び静止空気中での冷却（７００〜３００℃の範囲内での冷却の平均速度：１℃／s）の後、中程度の硬さ２６５Ｈｖ３０を有するベイナイトミクロ構造を得、強さ９００MPa未満を与えた。このような機械的特性の場合、機械加工性は問題ではなかった。その後、焼なましを４５０℃で実行し、これを１hの間維持し、強さ特性が増大して３４０Ｈｖ３０を超える硬さ及び強さ１１００MPaを実現することを可能にした。

実施例２（本発明）
この実施例は、比較的に低い炭素含量を使用でき、加えたバナジウムによって析出硬化を実現する本発明の変形例の代表である。

１２５０℃〜１２００℃の範囲内の温度での熱間鍛造及び静止空気中での冷却（７００〜３００℃の範囲内での平均速度１℃／sで）の後、主にベイナイトミクロ構造を有しかつ当量直径（equivalent diameter）１５mmを有する鍛造物を得、これは既にかなり硬く（３００Ｈｖ３０〜３２０Ｈｖ３０）、強さ約１０００MPaを有し、従来の機械加工手段を使用して良好な機械加工性を依然として得ることができるための現在の上限である。５８０℃で２h焼なましを行った後、バナジウムによる硬化は、１２００MPaを超える強さに相当する硬さ約４００Ｈｖ３０を得ることを可能にした。

実施例３（本発明）
この実施例は、比較的に低い炭素含量を使用でき、ニッケル及びアルミニウム添加剤の組み合わせの析出によって硬化を実現する本発明の変形例の代表である。

１２５０℃〜１２００℃の範囲内の温度での熱間鍛造及び静止空気中での冷却（７００〜３００℃の範囲内での冷却の平均速度１℃／s）の後、中程度の硬さ２４０Ｈｖ３０及び強さ８００MPa未満を有するベイナイトミクロ構造を得た。このような機械的特性の場合、機械加工はいかなる問題も生じなかった。その後、焼なましを５２０℃で実行し、これを１０hの間維持し、強さ特性が増大して３７０Ｈｖ３０を超える硬さに達することを可能にし、強さ約１２００MPaを得た。

実施例４（参照）
鋼の組成は次の通りであり、これは１０^-3重量％で表されている。

１２５０℃〜１２００℃での熱間鍛造及び静止空気中での冷却の後、主にベイナイトミクロ構造を有しかつ当量直径２５mmを有する部品を得、これは硬さほぼ３２０Ｈｖ３０及び強さ約１０５０MPaを有した。３００℃〜４５０℃の範囲内での１hの焼なましは、強さのいかなる有意な増大も得ることを可能にしなかった。

Claims

鋼部品の製造方法であって：
質量％で以下の組成を有し：０．０６％≦Ｃ≦０．２５％；０．５％≦Ｍｎ≦２％；Ｓｉ≦３％；Ｎｉ≦４．５％；Ａｌ≦３％；Ｃｒ≦１．２％；Ｍｏ≦０．３０％；Ｖ≦２％；Ｃｕ≦３．５％；０．００５％≦Ｓ≦０．２％；以下の条件のうちの少なくとも１つを満たし：
０．５％≦Ｃｕ≦３．５％；
０．５％≦Ｖ≦２％；
２≦Ｎｉ≦４．５％及び１％≦Ａｌ≦２％；
残りは鉄及び製造に起因する不純物である鋼を製造し、鋳込む工程と；
鋳鋼を、少なくとも１回、１１００℃〜１３００℃の範囲内の温度で熱間変形して、前記部品のブランクを得る工程と；
静止空気または強制空気中で前記部品のための前記ブランクの制御冷却を行ってベイナイトミクロ構造を得る工程と；
前記ブランクから前記部品を機械加工する前または後に、前記鋼を加熱して析出焼なましを実行する工程と；
を特徴とし、
前記熱間変形は鍛造であり、
前記鋼が０．５％〜３．５％のＣｕを含むとき前記析出焼なましは４２５℃〜５００℃の範囲内で１h〜１０h実行され、前記鋼が０．５％〜２％のＶを含むとき前記析出焼なましは５００℃〜６００℃の範囲内で１hを超えて実行され、前記鋼が２％〜４．５％のＮｉ及び１％〜２％のＡｌを含むとき前記析出焼なましは５００℃〜５５０℃の範囲内で１hを超えて実行され、
前記ブランクの制御冷却は、３℃／s以下の速度で７００℃〜３００℃の範囲内で実行されることを特徴とする方法。
前記鋼は５ppm〜５０ppmのＢを含むことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
前記鋼は０．００５％〜０．０４％のＴｉを含むことを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の方法。
Ｔｉ含量は前記鋼のＮ含量の少なくとも３．５倍に等しいことを特徴とする、請求項２または３に記載の方法。
前記鋼は０．００５％〜０．０６％のＮｂを含むことを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
前記鋼は以下の元素；最高０．００７％までのＣａ；最高０．０３％までのＴｅ；最高０．０５％までのＳｅ；最高０．０５％までのＢｉ；及び最高０．１％までのＰｂのうちの少なくとも１つを含むことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
前記鋼のＣ含量は０．０６％〜０．２０％の範囲内であることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
前記鋼のＭｎ含量は０．５％〜１．５％の範囲内であり、Ｃｒ含量は０．３％〜１．２％の範囲内であることを特徴とする、請求項７に記載の方法。
前記鋼のＮｉ含量は１％以下の範囲内であることを特徴とする、請求項７または請求項８に記載の方法。
前記鋼のＮｉ含量は２％〜４．５％の範囲内であり、Ａｌ含量は１％〜２％の範囲内であることを特徴とする、請求項７または請求項８に記載の方法。
請求項１〜１０のいずれか１項に記載の方法によって得られることを特徴とする鋼部品。
ベイナイトミクロ構造、引張強さ（Ｒｍ）７５０MPa〜１３００MPa、及び降伏強さ（Ｒｅ）５００MPa以上を有することを特徴とする、請求項１１に記載の鋼部品。