JP6880446B2 - 熱間鍛造材の製造方法 - Google Patents
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Description
このM50NiLの製造方法としては、例えば、特開2009−236232号公報(特許文献1)の段落0068に記されるように、例えば、棒状の被加工材を素材とし、所定の長さに切断され、鍛造、旋削などの加工が実施されることにより、所定の形状に加工が施される。
本発明の目的は、M50NiL相当合金の熱間鍛造時におけるUT欠陥を防止することが可能な熱間鍛造材の製造方法を提供することである。
すなわち本発明は、質量%でC:0.11〜0.15%、Si:0.1〜0.25%、Mn:0.15〜0.35%、Cr:4.0〜4.25%、Ni:3.2〜3.6%、Mo:4.0〜4.5%、V:1.1〜1.33%、残部はFe及び不可避的不純物でなる棒状の鍛造用素材準備する鍛造用素材準備工程と、
前記鍛造用素材を1000〜1100℃の鍛造温度に加熱する鍛造温度加熱工程と、
前記加熱した鍛造用素材をラジアル鍛造にて、鍛造用素材を周方向に回転しつつ、全長にわたって4方向から押圧することで全長を伸長する操作を繰り返して熱間鍛造材とする熱間鍛造工程と、
を含み、前記熱間鍛造工程において、鍛造終了温度を800℃以上とする熱間鍛造材の製造方法である。
C:0.11〜0.15%
Cは硬さを向上させるのに有効な元素であり、最低0.11%を必要とするが、0.15%を超えるCの添加は靭性を低下させてしまうため、Cは0.11%〜0.15%とする。
Si:0.1〜0.25%
Siはフェライト相を強化するのに有効な元素である。Siが0.1%未満では、材料の延性が高すぎ、冷間での切削加工性を阻害してしまう。一方0.25%を超えるSiの添加は靭性を低下させてしまうため、Siは0.1%〜0.25%とする。
Mn:0.15〜0.35%
Mnは焼き入れ性を向上させるのに有効な元素であり、最低0.15%を必要とする。一方、Mnが0.35質量%を超えると、硬度が上昇しすぎてしまい。加工性を悪くするといった問題が発生するため、Mnは0.15%〜0.35%とする。
Niは焼き入れ性を向上させるのに有効な元素であり、最低3.2%必要であるが、過度な添加はMs点が下がり残留オーステナイトが多くなり、冷間加工後の変形が多くなるといった問題が発生するため、Niは3.2〜3.6%の範囲とする。
Cr:4.0〜4.25%
Crは後述するするMoと同様、焼き入れ性の向上、及び高温での焼き戻し軟化抵抗を向上させる効果があるため最低4.0%の添加が必要である。一方、Crが4.25%を超えると、炭化物の析出が促進され、製造上での硬さの制御が困難となる。したがって、Crは4.0%〜4.25%とする。
Moは焼き入れ性と向上と高温での焼き戻し軟化抵抗を向上させる効果があるため最低4.0%の添加が必要である。一方、Moが4.5%を超えると、炭化物の析出が促進され、製造上での硬さの制御が困難となる。したがって、モリブデンは4.0%〜4.5%とする。
V:1.1〜1.33%
Vは焼き戻し軟化抵抗を向上させる効果と結晶粒を細かくする効果がある。バナジウムが1.13%未満では、VCの析出が少なく、結晶粒が粗大化する。一方、Vが1.33%を超えると、炭化物の析出が促進され、製造上での硬さの制御が困難となる。したがって、バナジウムは1.1%〜1.33%とする。
以上、説明する各元素の他は、Feと不可避的不純物である。
<鍛造用素材準備工程>
先ず、上記組成を有するM50NiL相当合金の鋼塊を製造する。上述のようにM50NiL相当合金は航空機のエンジン部品等に用いられる合金であるため、真空溶解で消耗電極を製造し、真空再溶解を行って非金属介在物の低減、成分偏析の低減を行うことが好ましい。得られた鋼塊は熱間鍛造や熱間プレス等の熱間塑性加工を行った後、例えば、機械加工を行って丸棒状の鍛造用素材とする。なお、成分偏析を更に低減するため、鋼塊や熱間塑性加工材に対して均質化熱処理を行っても良い。
前記鍛造用素材を1000〜1100℃の鍛造温度に加熱する。加熱温度の下限を1000℃としたのは鍛造作業における材料温度低下による疵の発生の抑制と、動的再結晶を促進させるためである。また、加熱温度の上限は1100℃とする。これは鍛造母材の結晶粒粗大化を抑制するためである。好ましい加熱温度の下限は1030℃であり、好ましい加熱温度の上限は1050℃である。
前記加熱した鍛造用素材をラジアル鍛造にて、鍛造用素材を周方向に回転しつつ、全長にわたって4方向から押圧することで全長を伸長する操作を繰り返して熱間鍛造材とする。本発明でラジアル鍛造を適用するのは、送り量・素材の回転量・素材への圧下量を高精度で制御しながら徐々に多角形に鍛造し、最終的には丸形状に加工することを可能にしている制御機構を利用することによって、加工発熱をコントロールし製品内部及び表面の温度制御を行なえるからである。
なお、ラジアル鍛造による鍛伸(鍛造)は、押圧による圧下を50〜210回/分、1パス当たりの減面率を20〜28%、前記被鍛造材の挿入側での送り速度を2.7〜6m/分の範囲とするのがよい。この条件で鍛造することにより、全長に渡り均一な組織制御を可能にし、かつ加工発熱量の調整が容易なため、終了温度のコントロールを行なえる。そして、鍛造終了温度を800℃以上とする。なお、鍛造終了温度を800℃以上にするためには、1パス当りの鍛造時間が短くなる条件で鍛造するとよい。鍛造終了温度が800℃未満となると、材料表層の温度が下がり、旧オーステナイト粒の再結晶が促進されないため、部分的に粗大な結晶粒が残存し、UT欠陥が生じる。そのため、鍛伸終了温度は800℃以上とする。好ましい鍛伸終了温度は820℃以上である。なお、鍛造終了温度は鍛造材の表面温度である。
本発明鍛造素材及び比較例鍛造素材を1050℃の鍛造温度に加熱した。その後、ラジアル鍛造にて熱間鍛造した。なお、鍛造終了温度によるUT欠陥の有無の効果を明確にするため、熱間鍛造条件は、本発明鍛造素材及び比較例鍛造素共に、押圧による圧下を75〜105回/分、1パス当たりの減面率を25〜30%、前記被鍛造材の挿入側での送り速度を4〜5.5m/分の範囲とし、直径110mmまで鍛伸を行って本発明熱間鍛造材及び比較例熱間鍛造材とした。
また、縦断面におけるミクロ試験も併せて実施した。代表的なミクロ組織写真を図1(本発明熱間鍛造材)及び図2(比較例熱間鍛造材)に示す。比較例熱間鍛造材の断面ミクロ組織である図2には、結晶粒が粗大化した白色の箇所が見られるが、本発明熱間鍛造材の断面ミクロ組織である図1には、結晶粒の粗大化した箇所は見られなかった。表2においても、本発明熱間鍛造材にはUT欠陥は確認されていないが、比較例熱間鍛造材においては、局所的な結晶粒粗大化箇所の影響によるものと考えられるUT欠陥が確認された。
Claims (1)
- 質量%でC:0.11〜0.15%、Si:0.1〜0.25%、Mn:0.15〜0.35%、Cr:4.0〜4.25%、Ni:3.2〜3.6%、Mo:4.0〜4.5%、V:1.1〜1.33%、残部はFe及び不可避的不純物でなる棒状の鍛造用素材を準備する鍛造用素材準備工程と、
前記鍛造用素材を1000〜1100℃の鍛造温度に加熱する鍛造温度加熱工程と、
前記加熱した鍛造用素材をラジアル鍛造にて、鍛造用素材を周方向に回転しつつ、全長にわたって4方向から押圧することで全長を伸長する操作を繰り返して熱間鍛造材とする熱間鍛造工程と、
を含み、前記熱間鍛造工程において、押圧による圧下を50〜210回/分、1パス当たりの減面率を20〜30%、被鍛造材の挿入側での送り速度を2.7〜6m/分の範囲とし、鍛造終了温度を800℃以上とすることを特徴とする熱間鍛造材の製造方法。
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