JPH03199307A - 摩擦圧接性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、各種機械や自動車等の駆動系に用いるシャ
フト等において、摩擦圧接下で用いる熱延棒鋼の素材と
して好適な、摩擦圧接性に優れた鋼材の製造方法に関す
るものである。

（従来の技術） 例えば駆動軸と動力伝達用のスプロケット軸を接合する
場合は、ねじやスプラインを用いたり、摩擦圧接又は溶
接等の手段を用いるのが一般的である。

これらの手段の中でＷ！擦圧接は、シャフトや接合部品
の一部を利用して接続するため、それぞれの材質が接合
の良否を左右する。従ってシャフトや接合部品の素材と
なる棒鋼の内部に欠陥のないことが、肝要である。特に
棒鋼の中心部にみられる中心偏析は、摩擦圧接部の強度
低下を招いたり、超音波探傷時に検出される微小欠陥と
なるおそれがある。

このような弊害をもたらす中心偏析は、連続鋳造で得ら
れる鋳片の場合、特に凝固先端部の凝固収縮のほか、凝
固シェルのバルジングなどによって生じる空隙の真空吸
収力も加わって、凝固先端部にＣ，Ｐ、　　Ｓなどの濃
化溶鋼成分が吸込まれる結果、鋳片の断面中心部に正偏
析となって残るものであり、かかる中心偏析に起因して
摩擦圧接部にマルテンサイトが生成し、接合強度の低下
や微小欠陥の発生を招くことになる。

かかる中心偏析の防止策として、例えば２次冷却帯域に
おける電磁撹拌などが試みられたが、セミミクロ偏析ま
でを軽減するには至ってなく、その効果は十分とはいえ
ない。

また、鋳片の凝固末期に一対のロールを用いて大圧下を
施すいわゆるインラインリダクション法（鉄と鋼箔６０
年（１９７４）第７号８７５〜８８４頁）の適用も試み
られたが、この方法では、未凝固層の大きい鋳片領域に
おける圧下が不十分な場合には凝固界面に割れが発生し
、逆に圧下が十分である場合には鋳片の厚み中心部に強
い負偏析が生しる等の問題があった。

その他、特開昭４９−１２１７３８号公報には、鋳片の
凝固先端部付近でロール対による軽圧下を施して、該部
分の凝固収縮量を圧下により補償する方法が、また特開
昭５２−５４６２３号公報には、鋳造金型を用いて鋳片
の凝固完了点近傍を大圧下する方法がそれぞれ提案され
ている。

しかしながらロールによる軽圧下の場合には、複数対の
ロールにより数ｍ／ｓの圧下を施したとしても、ロール
ピッチ間に生じる凝固収縮やバルジングを十分に防止す
ることができず、また圧下位置が適切でなければかえっ
て中心偏析が悪化する不利があった。他方、鍛造金型を
用いて鋳片の凝固完了点近傍を大圧下する方法は、イン
ラインリダクション法のようなロールによる大圧下に比
べて凝固界面が割れにくく、また負偏析も極力回避する
ことが可能で、セミマクロ偏析まで改善できることが明
らかになっているものの、依然として未凝固層の大きい
鋳片領域における圧下が不十分だと凝固界面に割れが発
生し、逆に圧下が十分すぎると鋳片の中心部に強い負偏
析が生じる不利があり、さらには未凝固層の小さい領域
を圧下してもその効果が得られないことから、最適な圧
下条件を模索しているのが現状である。

従って鋳片に生成する中心偏析を飛躍的に改善するまで
には至ってなく、鋼種や用途によっては鋳片段階におい
て拡散焼鈍などを施して対処しているのが実状であり、
大幅なコストアップにもなっている。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、連続
鋳造法を利用する場合であっても、中心偏析の生成を極
力低減し、もって摩擦圧接時の強度低下や微小欠陥の発
生を回避した、中心濃厚偏析のない棒鋼用の熱延素材と
なる鋼材の有利な製造方法を提案することを目的とする
。

（課題を解決するための手段） すなわちこの発明は、 Ｃ：　０．３０〜１．０ｗｔ％（以下単に％で示す）、
Ｓｉ　：　０．１〜１．５％および Ｍｎ　：　０．３〜２．０％ を含み、かつ Ｖ　：　０．０５〜１．０％および Ｃｒ　：　０．０５〜１．０％ Ｍｏ　：　０．１０〜０．５０％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はＦｅ
および不可避的不純物の組成になる溶鋼を連続鋳造し、
その際、鋳片内部溶鋼が凝固を完了するクレータエンド
近傍にて、取鍋中溶鋼のＣ含有量（Ｃ０）に対する鋳片
軸心部におけるＣ含有量（Ｃ）の比Ｃ／Ｇｏが０．８〜
１．０５となる鍛圧加工を施し、ついで熱間圧延にて棒
鋼とすることからなる摩擦圧接性に優れた鋼材の製造方
法である。

（作　用） まず、この発明において溶鋼の成分組成を上記の範囲に
限定した理由について説明する。

Ｃ：　０．３０−１．０％ 各種機械や自動車等の駆動系に用いられるシャフト類は
、強度を保証し、また熱処理を施す必要があることから
、ｃｌは０．３０％を下限とした。

Ｃ量を高めるほど強度は高く、また熱処理の効果も強く
現れるが、反面で高Ｃ化は材料を脆化する。

特に１．０％を超えると、熱処理工程が複雑になり、経
済的に不利となるので、上限は１．０％に定めた。

Ｓｉ：０．１〜１．５％ Ｓｔは、脱酸剤として少なくとも０．１％は必要とする
。一方ＳｉはＣの活量を上げる作用があり、特に１．５
％を超えると脱炭層の生成が顕著となり、焼入性及び疲
労強度の低下を招くため、上限は１．５％とした。

Ｍｎ　：　０．３〜２．０％ Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として作用するだけでなく
、鋼の脆化をもたらすＳを固定し、またさらには焼入性
を向上させて強度及び延性を高める上でも有用な元素で
あるが、含有量が０．３％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方２．０％を超えると高価となるばかりか、
シャフト等の用途においては焼入性が不必要に高くなる
ため、０．３〜２゜０％の範囲で添加するものとした。

Ｖ　：　０．０５〜１．０％ ■は、焼入性向上元素であると同時に炭窒化物生成元素
であり、強度の向上に有効に寄与する。

その効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％
の添加を必要とする。しかしながら一方でＶは、焼入性
を著しく向上させる作用があるため、あまりに多量に添
加すると熱間圧延後あるいは熱処理後の硬さが高くなっ
て切削性を劣化するので、上限を１．０％に定めた。

Ｃｒ　：　０．０５〜１．０％ Ｃｒは、変態点を幾分下げ、パーライトラメラ−スペー
シングを小さくするので、熱間圧延後あるいは熱処理後
の強度を上昇させる利点があり、その効果を発揮させる
ためには、少なくとも０．０５％の添加を必要とする。

しかしながらＣｒは、■と同様、焼入性を著しく向上さ
せる元素であるので、あまりに多量に添加すると上記の
■と同様の悪影響があるので、上限を１．０％に定めた
。

Ｍｏ　：　０．１（１〜０．５０％ ＭｏはＭｎやＣｒとの複合により焼入性を向上させる効
果があるが、０．１０％未満では殆ど焼入性向上効果が
ない。モして０．ｌＯ〜０．３０％の添加で焼入性は著
しく向上するが、更に添加量を増しても徐々に飽和し、
０．５０％を超えて添加してもその経済性に匹敵する焼
入性向上効果は認められない。

さてこの発明では、上述したような好適成分組成になる
溶鋼の連続鋳造に際し、鋳片の内部溶鋼が凝固を完了す
るクレータエンド近傍にて鍛圧加工を施すことによって
、取鍋中溶鋼のＣ含有量（Ｃ０）に対する鋳片軸心部に
おけるＣ含有量（Ｃ）の比Ｃ／　ＣＯを０．８０〜１．
０５に制御する。

ここに鍛圧加工によってＣ／ＣＯ比の制御が可能な理由
は、次のとおりである。

すなわち内部溶鋼の凝固末期には、Ｃの濃化が進んだ溶
鋼がクレータエンド近傍に存在するため、そのまま凝固
すれば中心偏析となるわけであるが、凝固前に鍛圧加工
を施すと、かようなＣｆｉ化溶鋼は上方に押し出される
結果、中心部におけるＣｍ度はさほど上昇することはな
い。従って鍛圧加工の実施時期をＣの濃化程度に応じて
調節すれば、鋳片軸心部におけるＣ含有量を調整できる
わけである。

第１図に、５４５Ｃを用い、この発明に従い連鋳片に連
続的に鍛圧加工を行ったもの、ならびに鍛圧加工を行わ
ない従来法に従い得たものから、鋳片軸心部のＣ／Ｃ，
比が種々に異なる鋼材を採取し、棒鋼に圧延した後、回
転摩擦圧接機を用いて３８ｍｍφのテストピースの摩擦
圧接を行った圧接部の、超音波探傷による内部欠陥の有
無で判断した不良率を示す。

同図に示したとおり、Ｃ／Ｃ，比が１．１以上の正偏析
の場合は超音波探傷不良が発生し、一方ｃ　／　ｃ　ｅ
比が０．８５の負偏析の場合は超音波探傷不良は発生し
ない。

超音波探傷不良は、棒鋼中心部の正偏析帯に起因し、圧
接時の急速加熱及び冷却時に、圧接面又はその近傍にマ
ルテンサイトが生じることによる。

従って負偏析の棒鋼では、マルテンサイト生成に起因し
た超音波探傷不良は発生しない。しかしながら鍛圧加工
によって必要以上の負偏析とすることは設備の大型化を
要し経済的に不利であるため、負偏析域の下限はＣ／　
ＣＯ比で０．８０とし、正偏析域はマルテンサイト生成
のないＣ／　ＣＯ比で１．０５を上限とする。

なお、好ましい鍛圧加工法としては、発明者らが先に特
開昭６０−８２２５７号公報において開示した連続鍛圧
法がある。

（実施例） 第１表に示す化学ｍ威になる溶鋼（記号Ａ−Ｄ）を３０
０　Ｘ　４００ｎｍのモールドで連続鋳造し、引き抜き
中の鋳片に対し、鋳片内部の溶鋼が凝固を完了するクレ
ータエンド近傍にて、鋳片軸心部のＣ／　ＣＯ比７０．
９５を目標として連続的に鍛圧加工を施し、Ｃ／　ＣＯ
比を０．８８〜１．０３の範囲に制御してブルームを製
造した。その後、分塊及び鋼片ミルによって１５０　Ｘ
　１５０ｍｍのビレットに熱間圧延した。さらに棒鋼ミ
ルにて４０ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した後、３８ｍｍφ
まで切削加工した。

なお第１表で、０．０２％以下のＣｒ、０．００３％以
下のＶおよび０．０１％以下のＭＯはいずれも、不可避
的不純物として混入してきたものである。

一方比較材は、従来工程どうり、連続鋳造後、鍛圧加工
を行わずに同様に棒鋼圧延及び切削加工までを行った。

なお出鋼時の溶鋼加熱度はすべて２７〜３０℃の範囲で
鋳込んだ、また分塊圧延から棒鋼圧延までの熱間圧延温
度は、この発明に従う鋼及び比較材共に同一温度履歴と
なるよう配慮した。

これらの棒鋼の横断面のマクロ組織について調べた結果
を第２表に示す。なおセンタースポット、ビット、パイ
プ及び割れは、その程度を問わず有無で表した。

同表より明らかなように、この発明に従って得られた鋼
材は中心偏析を示すセンタースポットは全く認められな
い。

これに対し比較材にはいずれも、センタースポットが認
められた。

次に得られた棒鋼を長さ１００　ｍ、３８閣φに切削加
工した試験片を用いて、回転摩擦圧接機による摩擦圧接
を、加熱下での圧カニ　１２ｋｇｆ／＋ｕ＋”及び回転
数：　１８００ｒ、ｐ、ｔａ、の条件で、各鋼種につい
て１０組づつ行った。摩擦圧接部の超音波探傷試験結果
を、第３表に示す。

第３表 同表より明らかなように、この発明に従って得られた鋼
材（鋼種Ａ−Ｅ）は超音波探傷欠陥は皆無であったのに
対し、比較材（鋼種Ｆ、Ｇ）は１０組のうち２．３組に
欠陥がみつかった。

（発明の効果〉 かくしてこの発明に従い、連続鋳造時に鍛圧加工を連続
的に付与し鋳片軸心部のＣ／Ｃ，を制御することによっ
て、棒鋼の摩擦圧接後のマルテンサイト生成に起因した
超音波探傷欠陥の発生を防止できる。特にマルテンサイ
トの発生量によっては摩擦圧接部の延性が低下して圧接
部の破断につながるため、有利である。さらに微細なマ
ルテンサイトでは破断に到らないまでも超音波探傷欠陥
となり、この欠陥と摩擦圧接部の未圧着部との区別化が
困難であるところから、超音波探傷欠陥の発生を防止し
、この区別化を省略し得るこの発明は、摩擦圧接を確実
に行う上で有意義である。

また従来とられている中心偏析軽減のための種々の制約
を解消することが可能となるばかりか、品質の安定化に
寄与するところ大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、圧延棒鋼のＣ／Ｃ，比と超音波探傷不良率と
の関係を示したグラフ、 である。 第１図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．３０〜１．０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜１．５ｗｔ％および Ｍｎ：０．３〜２．０ｗｔ％ を含み、かつ Ｖ：０．０５〜１．０ｗｔ％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０ｗｔ％および Ｍｏ：０．１０〜０．５０ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はＦｅ
   および不可避的不純物の組成になる溶鋼を連続鋳造し、
   その際、鋳片内部溶鋼が凝固を完了するクレータエンド
   近傍にて、取鍋中溶鋼のＣ含有量（Ｃ＿０）に対する鋳
   片軸心部におけるＣ含有量（Ｃ）の比Ｃ／Ｃ＿０が０．
   ８〜１．０５となる鍛圧加工を施し、ついで熱間圧延に
   て棒鋼とすることを特徴とする摩擦圧接性に優れた鋼材
   の製造方法。