JPH04259349A - 熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法 - Google Patents
熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法Info
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- JPH04259349A JPH04259349A JP1868191A JP1868191A JPH04259349A JP H04259349 A JPH04259349 A JP H04259349A JP 1868191 A JP1868191 A JP 1868191A JP 1868191 A JP1868191 A JP 1868191A JP H04259349 A JPH04259349 A JP H04259349A
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Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Forging (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車、産業機械など
の機械部品に加工される鋼のうち、特に熱間鍛造された
まま部品となる強度と靭性に優れた熱鍛非調質鋼の製造
方法に関するものである。
の機械部品に加工される鋼のうち、特に熱間鍛造された
まま部品となる強度と靭性に優れた熱鍛非調質鋼の製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車、産業用機械部品の多くは熱間あ
るいは冷間で成形され、焼入焼戻し処理（調質処理）に
より組織を微細化して強度と靭性を高め、その後切削と
高周波焼入、浸炭、窒化等の熱処理を受けて部品となっ
ている。近年は調質処理の省略による熱処理経費の削減
が進むと共に、車両軽量化のための部品強度の向上が指
向されている。調質処理を省略して使用される部品用の
鋼は、一般に熱鍛非調質鋼と称されるが、熱間鍛造まま
で高強度、高靭性とするためには熱間鍛造ままの組織の
微細化が不可欠であることは良く知られており、組織微
細化の方法は種々提案されている。
るいは冷間で成形され、焼入焼戻し処理（調質処理）に
より組織を微細化して強度と靭性を高め、その後切削と
高周波焼入、浸炭、窒化等の熱処理を受けて部品となっ
ている。近年は調質処理の省略による熱処理経費の削減
が進むと共に、車両軽量化のための部品強度の向上が指
向されている。調質処理を省略して使用される部品用の
鋼は、一般に熱鍛非調質鋼と称されるが、熱間鍛造まま
で高強度、高靭性とするためには熱間鍛造ままの組織の
微細化が不可欠であることは良く知られており、組織微
細化の方法は種々提案されている。
【０００３】フェライトパーライト鋼の組織微細化は、
主に（１）オーステナイト組織の粗大化防止、（２）粒
内フェライト変態の促進で実現される。すなわち通常の
熱間加工温度で粗大化するオーステナイト組織を微細化
し、さらにオーステナイトから変態する際に粒状のフェ
ライト組織を変態させて組織の微細化を図るのである。 （１）に関する発明としては、鋳造時の凝固冷却速度を
大きくして微細なＴｉＮを分散させることによりオース
テナイト組織の粗大化防止を図る技術がある（特開昭６
３−１６２８１３）。また（１）と（２）の両方を利用
する技術として、ＭｎＳ粒子でオーステナイト組織の粗
大化を防止して、さらにＶ炭窒化物で粒内フェライト変
態を促進する技術がある（特開昭６３−５７７４２）。 これらの発明により、高靭性の熱鍛非調質鋼が実用化さ
れるようになってきているが、近年は車両軽量化による
燃比向上の要請から、自動車部品の強靱化がますます求
められるようになってきている。
主に（１）オーステナイト組織の粗大化防止、（２）粒
内フェライト変態の促進で実現される。すなわち通常の
熱間加工温度で粗大化するオーステナイト組織を微細化
し、さらにオーステナイトから変態する際に粒状のフェ
ライト組織を変態させて組織の微細化を図るのである。 （１）に関する発明としては、鋳造時の凝固冷却速度を
大きくして微細なＴｉＮを分散させることによりオース
テナイト組織の粗大化防止を図る技術がある（特開昭６
３−１６２８１３）。また（１）と（２）の両方を利用
する技術として、ＭｎＳ粒子でオーステナイト組織の粗
大化を防止して、さらにＶ炭窒化物で粒内フェライト変
態を促進する技術がある（特開昭６３−５７７４２）。 これらの発明により、高靭性の熱鍛非調質鋼が実用化さ
れるようになってきているが、近年は車両軽量化による
燃比向上の要請から、自動車部品の強靱化がますます求
められるようになってきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前述のようにＭｎＳ，
ＴｉＮは組織制御に利用される晶析出物であるが、Ｍｎ
Ｓ，ＴｉＮは微細分散化すればさらに組織制御効果が大
きく、本発明者らは微細ＭｎＳ、微細ＴｉＮを利用した
熱鍛非調質鋼を発明している（特開平２−２２８４４７
）。一方、ＭｎＳは酸化物上に晶析出することが知られ
ており｛日本鉄鋼協会、講演論文集「材料とプロセス」
Ｖｏｌ．３（１９９０）２７６｝、晶析出物の制御に酸
化物を利用することが提案されている。本発明は、酸化
物による晶析出物の制御効果を利用し、より一層効果的
でかつ安定な組織微細化方法を実現せしめ、熱間鍛造時
に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法を提供す
るものである。
ＴｉＮは組織制御に利用される晶析出物であるが、Ｍｎ
Ｓ，ＴｉＮは微細分散化すればさらに組織制御効果が大
きく、本発明者らは微細ＭｎＳ、微細ＴｉＮを利用した
熱鍛非調質鋼を発明している（特開平２−２２８４４７
）。一方、ＭｎＳは酸化物上に晶析出することが知られ
ており｛日本鉄鋼協会、講演論文集「材料とプロセス」
Ｖｏｌ．３（１９９０）２７６｝、晶析出物の制御に酸
化物を利用することが提案されている。本発明は、酸化
物による晶析出物の制御効果を利用し、より一層効果的
でかつ安定な組織微細化方法を実現せしめ、熱間鍛造時
に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法を提供す
るものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】熱間鍛造の高温加熱時に
生ずる組織の粗大化を防止するためには、高温において
安定な晶析出物を用いることが有効であり、そのため晶
析出物自体の制御が重要であることはすでに述べたが、
本発明者らは酸化物がＭｎＳ等の晶析出核として非常に
重要であることを見出し、酸化物自体の制御を通じた晶
析出物の制御方法を鋭意研究した。
生ずる組織の粗大化を防止するためには、高温において
安定な晶析出物を用いることが有効であり、そのため晶
析出物自体の制御が重要であることはすでに述べたが、
本発明者らは酸化物がＭｎＳ等の晶析出核として非常に
重要であることを見出し、酸化物自体の制御を通じた晶
析出物の制御方法を鋭意研究した。
【０００６】その結果、表１に示した基本成分において
、ＭｎＳの大きさにおよぼすＡｌ脱酸前の溶存酸素量と
脱酸Ａｌ量の関係について、図１に示したような結果を
得たのである。図１は鋳造ままの１０ｋｇ鋼塊における
結果であり、同図から、脱酸前の溶存酸素量が１０〜１
２０ｐｐｍであるとき、かつＡｌ量が０．００５％から
０．０５％である時に比較的微細なＭｎＳが晶析出して
いることが分かる。
、ＭｎＳの大きさにおよぼすＡｌ脱酸前の溶存酸素量と
脱酸Ａｌ量の関係について、図１に示したような結果を
得たのである。図１は鋳造ままの１０ｋｇ鋼塊における
結果であり、同図から、脱酸前の溶存酸素量が１０〜１
２０ｐｐｍであるとき、かつＡｌ量が０．００５％から
０．０５％である時に比較的微細なＭｎＳが晶析出して
いることが分かる。
【０００７】また、図２はＭｎＳ平均円相当直径と１２
５０℃再加熱時のオーステナイト粒平均直径の関係であ
る。ＭｎＳ平均円相当直径は観察されたＭｎＳの面積を
円に置き換えた場合の円の直径である。同図からＭｎＳ
が微細なほど再加熱オーステナイト粒平均直径が小さい
ことが分かる。
５０℃再加熱時のオーステナイト粒平均直径の関係であ
る。ＭｎＳ平均円相当直径は観察されたＭｎＳの面積を
円に置き換えた場合の円の直径である。同図からＭｎＳ
が微細なほど再加熱オーステナイト粒平均直径が小さい
ことが分かる。
【０００８】
【表１】
【０００９】さらに、Ｔｉ，Ｚｒの脱酸元素についても
同様の研究を積み重ねた結果、現用の鋼精錬、鋳造設備
で実現できる、晶析出物制御法を見出し、本発明を完成
させたのである。すなわち、以下の３つの方法である。
同様の研究を積み重ねた結果、現用の鋼精錬、鋳造設備
で実現できる、晶析出物制御法を見出し、本発明を完成
させたのである。すなわち、以下の３つの方法である。
【００１０】（１）重量％で
Ｃ ：０．０１〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５〜
２．００％Ｍｎ：０．３０〜３．００％ Ｓ ：
０．０４〜０．２０％Ｃｒ：０．０５〜２．００％
Ｖ ：０．０３〜０．３０％Ｎ ：０．００８〜０
．０２０％ および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１００ｐｐｍとした後、Ａｌ，Ｔｉあるいは
Ａｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸することを
特徴とする、熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調
質鋼の製造方法
２．００％Ｍｎ：０．３０〜３．００％ Ｓ ：
０．０４〜０．２０％Ｃｒ：０．０５〜２．００％
Ｖ ：０．０３〜０．３０％Ｎ ：０．００８〜０
．０２０％ および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％ の１種あるいは２種を含む鋼を製造する際、製鋼炉から
出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの単体もしくは合金
の１種または２種以上を添加する脱酸処理、および／ま
たは真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の溶存酸素
量を１０〜１００ｐｐｍとした後、Ａｌ，Ｔｉあるいは
Ａｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸することを
特徴とする、熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調
質鋼の製造方法
【００１１】（２）重量％で
Ｃ ：０．０１〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５〜
２．００％Ｍｎ：０．３０〜３．００％ Ｓ ：
０．０４〜０．２０％Ｃｒ：０．０５〜２．００％
Ｖ ：０．０３〜０．３０％Ｎ ：０．００８〜０
．０２０％ および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％ の１種あるいは２種、およびＺｒ：０．０１０〜０．０
７０％、Ｈｆ以上の原子番号の元素：０．０１０〜０．
０７０％の１種以上の１種あるいは２種を含む鋼を製造
する際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ
の単体もしくは合金の１種または２種以上を添加する脱
酸処理、および／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い
、溶鋼中の溶存酸素量を１０〜１００ｐｐｍとした後、
Ａｌ，Ｔｉ，ＺｒあるいはＡｌ合金、Ｔｉ合金、Ｚｒ合
金の１種または２種以上で脱酸することを特徴とする、
熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方
法。
２．００％Ｍｎ：０．３０〜３．００％ Ｓ ：
０．０４〜０．２０％Ｃｒ：０．０５〜２．００％
Ｖ ：０．０３〜０．３０％Ｎ ：０．００８〜０
．０２０％ および Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％ の１種あるいは２種、およびＺｒ：０．０１０〜０．０
７０％、Ｈｆ以上の原子番号の元素：０．０１０〜０．
０７０％の１種以上の１種あるいは２種を含む鋼を製造
する際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ
の単体もしくは合金の１種または２種以上を添加する脱
酸処理、および／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い
、溶鋼中の溶存酸素量を１０〜１００ｐｐｍとした後、
Ａｌ，Ｔｉ，ＺｒあるいはＡｌ合金、Ｔｉ合金、Ｚｒ合
金の１種または２種以上で脱酸することを特徴とする、
熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方
法。
【００１２】（３）前記の（１）または（２）の方法に
加え、鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速度
を２０℃／分以上とすることを特徴とする、熱間鍛造時
に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法である。
加え、鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速度
を２０℃／分以上とすることを特徴とする、熱間鍛造時
に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法である。
【００１３】以下に本発明を具体的に説明する。Ｃ：Ｃ
は脱酸剤として溶鋼中の溶存酸素量を調整するのに有効
な元素である。また、Ｃは鋼の強化元素であるが、０．
０１％未満では鋼の強度を向上させるのに不足であり、
０．０６０％超では鋼の靭性を低下させる。
は脱酸剤として溶鋼中の溶存酸素量を調整するのに有効
な元素である。また、Ｃは鋼の強化元素であるが、０．
０１％未満では鋼の強度を向上させるのに不足であり、
０．０６０％超では鋼の靭性を低下させる。
【００１４】ＳｉおよびＭｎ：本発明のＳｉ，Ｍｎは弱
脱酸元素として溶鋼中の酸素量を制御する。すなわち、
Ａｌで最終脱酸する前の酸素量の制御に有効である。ま
た、Ｓｉ，Ｍｎの酸化物はＳｉとＭｎの複合酸化物とし
て、あるいはＡｌ酸化物と複合化して鋼中に微細分散し
、ＭｎＳ，ＴｉＮ等の晶析出核となる。ＭｎＳ，ＴｉＮ
等の晶析出核としての酸化物をつくるため、Ｓｉは０．
０５％以上、Ｍｎは０．３０％以上が必要である。また
、Ｓｉ，Ｍｎは鋼の固溶強化元素であるが、Ｓｉは２．
００％を越えて、Ｍｎは３．００％を越えて添加した場
合、靭性を著しく低下させる。なお、Ｓｉ，ＭｎはＡｌ
，Ｔｉ，Ｚｒによる脱酸の前と後のいずれに添加しても
十分な量の複合酸化物をつくり、晶析出核として働く。
脱酸元素として溶鋼中の酸素量を制御する。すなわち、
Ａｌで最終脱酸する前の酸素量の制御に有効である。ま
た、Ｓｉ，Ｍｎの酸化物はＳｉとＭｎの複合酸化物とし
て、あるいはＡｌ酸化物と複合化して鋼中に微細分散し
、ＭｎＳ，ＴｉＮ等の晶析出核となる。ＭｎＳ，ＴｉＮ
等の晶析出核としての酸化物をつくるため、Ｓｉは０．
０５％以上、Ｍｎは０．３０％以上が必要である。また
、Ｓｉ，Ｍｎは鋼の固溶強化元素であるが、Ｓｉは２．
００％を越えて、Ｍｎは３．００％を越えて添加した場
合、靭性を著しく低下させる。なお、Ｓｉ，ＭｎはＡｌ
，Ｔｉ，Ｚｒによる脱酸の前と後のいずれに添加しても
十分な量の複合酸化物をつくり、晶析出核として働く。
【００１５】Ｃｒ：Ｃｒは強度の向上のために添加され
る元素であり、０．０５％未満では強度の向上のために
十分ではなく、また２．００％を越えて添加した場合、
靭性を低下させる。
る元素であり、０．０５％未満では強度の向上のために
十分ではなく、また２．００％を越えて添加した場合、
靭性を低下させる。
【００１６】Ｖ：Ｖは熱間鍛造後の冷却中に炭化物とし
て析出し、鋼を強化する元素である。十分な強化作用を
期待するには０．０３％以上が必要であるが、０．３０
％を越えて添加した場合、硬くなりすぎると同時にコス
トが大きくなるため、上限を０．３０％とする。
て析出し、鋼を強化する元素である。十分な強化作用を
期待するには０．０３％以上が必要であるが、０．３０
％を越えて添加した場合、硬くなりすぎると同時にコス
トが大きくなるため、上限を０．３０％とする。
【００１７】Ｓ：ＭｎＳを晶析出させるためＳは０．０
４％以上が必要である。０．０４％未満のＳ量ではＭｎ
Ｓによる熱間鍛造時の組織制御が不十分となる。しかし
、０．２０％を越えるＳは多量の硫化物をつくるため、
機械的性質に大きな異方性をもたらすので、これを限定
する。
４％以上が必要である。０．０４％未満のＳ量ではＭｎ
Ｓによる熱間鍛造時の組織制御が不十分となる。しかし
、０．２０％を越えるＳは多量の硫化物をつくるため、
機械的性質に大きな異方性をもたらすので、これを限定
する。
【００１８】Ｎ：Ｎは微細なＡｌ，Ｔｉ窒化物を析出さ
せ、高温における組織粗大化防止効果を高めるために必
須である。０．００８％未満のＮ量では十分な粗大化防
止効果が期待できず、また０．０２０％を越えた場合、
組織の粗大化は防止されるが靭性が低下する。
せ、高温における組織粗大化防止効果を高めるために必
須である。０．００８％未満のＮ量では十分な粗大化防
止効果が期待できず、また０．０２０％を越えた場合、
組織の粗大化は防止されるが靭性が低下する。
【００１９】Ａｌ、ＴｉおよびＺｒ：Ａｌ、Ｔｉおよび
Ｚｒは本発明の主要な元素であり、鋼中に酸化物として
微細分散し、高温組織の粗大化防止に有効なＭｎＳ，Ｔ
ｉＮ等の晶析出核となる。Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ添加前の溶
鋼段階における溶存酸素量が１００ｐｐｍ以下で、かつ
Ａｌ，ＴｉおよびＺｒ量範囲がそれぞれ、０．００５〜
０．０５０％、０．００５〜０．０３０％、０．０１０
〜０．０７０％において、ＭｎＳ，ＴｉＮ等の晶析出物
が微細分散する。０．００５％未満のＡｌ、Ｔｉ、ある
いは０．０１％未満のＺｒ添加では晶析出核となる酸化
物が不足し、また０．０３％を越えたＡｌ、Ｔｉ、０．
０７％を越えたＺｒを添加すると、酸化物が粗大化し材
質に悪影響を与え、また酸化物上にＭｎＳ，ＴｉＮ等が
微細に晶析出しにくくなる。
Ｚｒは本発明の主要な元素であり、鋼中に酸化物として
微細分散し、高温組織の粗大化防止に有効なＭｎＳ，Ｔ
ｉＮ等の晶析出核となる。Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ添加前の溶
鋼段階における溶存酸素量が１００ｐｐｍ以下で、かつ
Ａｌ，ＴｉおよびＺｒ量範囲がそれぞれ、０．００５〜
０．０５０％、０．００５〜０．０３０％、０．０１０
〜０．０７０％において、ＭｎＳ，ＴｉＮ等の晶析出物
が微細分散する。０．００５％未満のＡｌ、Ｔｉ、ある
いは０．０１％未満のＺｒ添加では晶析出核となる酸化
物が不足し、また０．０３％を越えたＡｌ、Ｔｉ、０．
０７％を越えたＺｒを添加すると、酸化物が粗大化し材
質に悪影響を与え、また酸化物上にＭｎＳ，ＴｉＮ等が
微細に晶析出しにくくなる。
【００２０】Ｈｆ以上の原子番号の元素：比重の大きな
Ｈｆ以上の原子番号の元素を添加して、Ａｌ，Ｔｉの酸
化物に複合化させると、酸化物の凝集浮上が防止され、
晶析出物の大きさ、数の分布が鋳造時間に影響されなく
なる。この効果を期待するには０．０１％以上が必要で
あるが、０．０７％を越える添加はコストがかかること
からこれを限定する。
Ｈｆ以上の原子番号の元素を添加して、Ａｌ，Ｔｉの酸
化物に複合化させると、酸化物の凝集浮上が防止され、
晶析出物の大きさ、数の分布が鋳造時間に影響されなく
なる。この効果を期待するには０．０１％以上が必要で
あるが、０．０７％を越える添加はコストがかかること
からこれを限定する。
【００２１】本発明において重要な点の一つは晶析出核
として適当な酸化物を微細分散させることである。しか
るに、酸化物を形成する強脱酸元素を１００ｐｐｍを越
える溶存酸素を含む粗溶鋼に添加した場合には、酸化物
は粗大化し、また晶析出核となりにくくなる。また、溶
鋼中の溶存酸素量が１０ｐｐｍ未満では必要とする酸化
物が十分形成されない。よって、始めにＣ、Ｓｉ合金、
Ｍｎ合金の１種または２種以上を添加する脱酸処理、お
よび／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の
溶損酸素量を１０〜１００ｐｐｍとした後、Ａｌ，Ｔｉ
，ＺｒあるいはＡｌ合金、Ｔｉ合金、Ｚｒ合金の１種ま
たは２種以上で最終脱酸するのが適当である。Ｃ，Ｓｉ
，Ｍｎの単体もしくは合金の１種または２種以上を添加
する脱酸処理、および真空脱ガス処理による脱酸は、と
もに溶存酸素量を調整する目的であり、順番はこれを限
定しない。また、その他の成分は溶損酸素量にはほとん
ど影響しないので、添加の時期を限定しない。
として適当な酸化物を微細分散させることである。しか
るに、酸化物を形成する強脱酸元素を１００ｐｐｍを越
える溶存酸素を含む粗溶鋼に添加した場合には、酸化物
は粗大化し、また晶析出核となりにくくなる。また、溶
鋼中の溶存酸素量が１０ｐｐｍ未満では必要とする酸化
物が十分形成されない。よって、始めにＣ、Ｓｉ合金、
Ｍｎ合金の１種または２種以上を添加する脱酸処理、お
よび／または真空脱ガス処理にて脱酸を行い、溶鋼中の
溶損酸素量を１０〜１００ｐｐｍとした後、Ａｌ，Ｔｉ
，ＺｒあるいはＡｌ合金、Ｔｉ合金、Ｚｒ合金の１種ま
たは２種以上で最終脱酸するのが適当である。Ｃ，Ｓｉ
，Ｍｎの単体もしくは合金の１種または２種以上を添加
する脱酸処理、および真空脱ガス処理による脱酸は、と
もに溶存酸素量を調整する目的であり、順番はこれを限
定しない。また、その他の成分は溶損酸素量にはほとん
ど影響しないので、添加の時期を限定しない。
【０００２２】また、鋳造後凝固点から１０００℃まで
の平均冷却速度を２０℃／分以上とすることにより、凝
固中、あるいは凝固後に晶析出するＭｎＳ，ＴｉＮは微
細化され、鋼の再加熱時の組織粗大化防止効果は一層高
められる。
の平均冷却速度を２０℃／分以上とすることにより、凝
固中、あるいは凝固後に晶析出するＭｎＳ，ＴｉＮは微
細化され、鋼の再加熱時の組織粗大化防止効果は一層高
められる。
【００２３】請求項１は本発明の基本であり、通常の場
合請求項１の方法で十分組織の粗大化は防止される。し
かし、実施上の都合により脱酸後、鋳造まで長時間が必
要である場合には特に請求項２の方法が適当である。ま
た、特に細粒鋼が必要とされる場合、あるいは微細な晶
析出物が必要とされる場合には請求項３の方法が適当で
ある。本発明の方法は、強化のためさらにＮｂ，Ｍｏ，
Ｎｉ等を添加した鋼、被削性向上のためＣａ，Ｂｉ，Ｐ
ｂ，Ｃｅを添加した鋼、その他防錆、耐塩性向上等の目
的で請求の範囲に記載されていない元素を添加した鋼に
ついても、特許請求の範囲に記載された元素が含まれ、
かつ特許請求の範囲に記載の方法で製造された鋼には有
効な方法である。
合請求項１の方法で十分組織の粗大化は防止される。し
かし、実施上の都合により脱酸後、鋳造まで長時間が必
要である場合には特に請求項２の方法が適当である。ま
た、特に細粒鋼が必要とされる場合、あるいは微細な晶
析出物が必要とされる場合には請求項３の方法が適当で
ある。本発明の方法は、強化のためさらにＮｂ，Ｍｏ，
Ｎｉ等を添加した鋼、被削性向上のためＣａ，Ｂｉ，Ｐ
ｂ，Ｃｅを添加した鋼、その他防錆、耐塩性向上等の目
的で請求の範囲に記載されていない元素を添加した鋼に
ついても、特許請求の範囲に記載された元素が含まれ、
かつ特許請求の範囲に記載の方法で製造された鋼には有
効な方法である。
【００２４】以下に実施例を説明する。
【実施例１】真空溶解炉にて２０ｋｇの粗溶鋼を溶解し
、表２に示した成分に調整した後、表３に示したように
Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ脱酸前の酸素量を変えて脱酸を行い鋼
塊に鋳造した。鋳造後凝固点から１０００℃までの平均
冷却速度は３０℃／ｍｉｎ．となるような鋳型を使用し
た。冷却後の鋼塊を１２００℃に加熱して直径３０ｍｍ
の棒鋼に成形し、これを試験素材とした。
、表２に示した成分に調整した後、表３に示したように
Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ脱酸前の酸素量を変えて脱酸を行い鋼
塊に鋳造した。鋳造後凝固点から１０００℃までの平均
冷却速度は３０℃／ｍｉｎ．となるような鋳型を使用し
た。冷却後の鋼塊を１２００℃に加熱して直径３０ｍｍ
の棒鋼に成形し、これを試験素材とした。
【００２５】
【表２】
【表３】
【００２６】熱間鍛造時の再加熱組織を再現するため、
この試験素材を１０５０℃から１２５０℃に２０ｍｉｎ
．再加熱、焼入し再加熱時のオーステナイト結晶粒径を
測定した。この結果を表３に示す。表３より、Ａｌ，Ｔ
ｉあるいはＺｒ脱酸前の酸素量が１０〜１００ｐｐｍで
ある時に１２５０℃再加熱時のオーステナイト粒がＪＩ
Ｓ Ｇ ０５５１に定められた細粒鋼の基準である
結晶粒度番号５番以上、すなわち直径７０．５μｍ以下
のオーステナイト結晶粒となることが明らかである。
この試験素材を１０５０℃から１２５０℃に２０ｍｉｎ
．再加熱、焼入し再加熱時のオーステナイト結晶粒径を
測定した。この結果を表３に示す。表３より、Ａｌ，Ｔ
ｉあるいはＺｒ脱酸前の酸素量が１０〜１００ｐｐｍで
ある時に１２５０℃再加熱時のオーステナイト粒がＪＩ
Ｓ Ｇ ０５５１に定められた細粒鋼の基準である
結晶粒度番号５番以上、すなわち直径７０．５μｍ以下
のオーステナイト結晶粒となることが明らかである。
【００２７】
【実施例２】真空溶解炉にて２０ｋｇの粗溶鋼を溶解し
た後、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎあるいは真空脱ガス処理にて予備
脱酸し、他の成分を調整して溶存酸素量を１００ｐｐｍ
以下とした後、脱酸剤であるＡｌ，Ｔｉ，Ｚｒの添加量
を変えた脱酸を行い、表４に示した成分の鋼の鋼塊を鋳
造した。鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速
度は３０℃／ｍｉｎ．となるような鋳型を使用した。冷
却後の鋼塊を１２００℃に加熱して直径３０ｍｍの棒鋼
に成形し、これを試験素材とした。この試験素材を１２
５０℃に２０ｍｉｎ．再加熱、焼入し、オーステナイト
結晶粒径を測定した。この結果もまた表４に示した。
た後、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎあるいは真空脱ガス処理にて予備
脱酸し、他の成分を調整して溶存酸素量を１００ｐｐｍ
以下とした後、脱酸剤であるＡｌ，Ｔｉ，Ｚｒの添加量
を変えた脱酸を行い、表４に示した成分の鋼の鋼塊を鋳
造した。鋳造後凝固点から１０００℃までの平均冷却速
度は３０℃／ｍｉｎ．となるような鋳型を使用した。冷
却後の鋼塊を１２００℃に加熱して直径３０ｍｍの棒鋼
に成形し、これを試験素材とした。この試験素材を１２
５０℃に２０ｍｉｎ．再加熱、焼入し、オーステナイト
結晶粒径を測定した。この結果もまた表４に示した。
【００２８】表４より、本発明の成分の鋼は１２５０℃
再加熱におけるオーステナイト粒の大きさがＪＩＳ
Ｇ ０５５１に定められた細粒鋼の基準である結晶粒
度番号５番以上すなわち直径７０．５μｍ以下となるこ
とが明らかである。なお、Ｎｏ．２７は比較鋼であるが
再加熱オーステナイト粒径が小さく、２０μｍであった
。Ｎｏ．２７の再加熱オーステナイト粒径は小さいもの
の、粗大なＴｉＮが数多く析出しており被削性、靭性に
劣る材料となる。
再加熱におけるオーステナイト粒の大きさがＪＩＳ
Ｇ ０５５１に定められた細粒鋼の基準である結晶粒
度番号５番以上すなわち直径７０．５μｍ以下となるこ
とが明らかである。なお、Ｎｏ．２７は比較鋼であるが
再加熱オーステナイト粒径が小さく、２０μｍであった
。Ｎｏ．２７の再加熱オーステナイト粒径は小さいもの
の、粗大なＴｉＮが数多く析出しており被削性、靭性に
劣る材料となる。
【００２９】
【実施例３】１００ｔｏｎ．の粗溶鋼を酸素転炉にて精
錬した後、Ｓｉ合金、Ｍｎ合金を添加し真空脱ガス装置
にて溶存酸素量を表５に示したように１００ｐｐｍ以下
とし、他の合金元素を添加した後、Ａｌにて最終脱酸を
行った。Ｎｏ．３３の鋼は鋳造断面大きさが３５０×５
６０ｍｍの連続鋳造機で鋳造し、最終的に直径１００ｍ
ｍの棒鋼に圧延した（圧下比２５．０）。Ｎｏ．３４の
鋼は鋳造断面大きさが１６２×１６２ｍｍの連続鋳造機
で鋳造し、最終的に直径３７ｍｍの棒鋼に圧延した（圧
下比２４．４）。Ｎｏ．３３、３４の鋳造時の凝固点か
ら１０００℃までの平均冷却速度は、それぞれ１０℃／
ｍｉｎ．、５２℃／ｍｉｎ．であった。
錬した後、Ｓｉ合金、Ｍｎ合金を添加し真空脱ガス装置
にて溶存酸素量を表５に示したように１００ｐｐｍ以下
とし、他の合金元素を添加した後、Ａｌにて最終脱酸を
行った。Ｎｏ．３３の鋼は鋳造断面大きさが３５０×５
６０ｍｍの連続鋳造機で鋳造し、最終的に直径１００ｍ
ｍの棒鋼に圧延した（圧下比２５．０）。Ｎｏ．３４の
鋼は鋳造断面大きさが１６２×１６２ｍｍの連続鋳造機
で鋳造し、最終的に直径３７ｍｍの棒鋼に圧延した（圧
下比２４．４）。Ｎｏ．３３、３４の鋳造時の凝固点か
ら１０００℃までの平均冷却速度は、それぞれ１０℃／
ｍｉｎ．、５２℃／ｍｉｎ．であった。
【００３０】
【表４】
【表５】
表５中に示したように１２５０℃に２０ｍｉｎ．再加熱
、焼入して調べたオーステナイト粒径は、本発明の請求
項３に示した方法、すなわちＮｏ．３４において微細で
あることが分かる。
、焼入して調べたオーステナイト粒径は、本発明の請求
項３に示した方法、すなわちＮｏ．３４において微細で
あることが分かる。
【００３１】
【発明の効果】以上述べたように、本発明の方法によっ
て製造された鋼は、熱間鍛造時に組織が粗大化せず、高
強度、高靭性の熱鍛非調質鋼を製造することができる。
て製造された鋼は、熱間鍛造時に組織が粗大化せず、高
強度、高靭性の熱鍛非調質鋼を製造することができる。
【図１】は鋳造ままの１０ｋｇ鋼塊中のＭｎＳ大きさに
及ぼすＡｌ脱酸前の溶存酸素量と脱酸Ａｌ量の関係を表
した図。
及ぼすＡｌ脱酸前の溶存酸素量と脱酸Ａｌ量の関係を表
した図。
【図２】は平均円相当直径と１２５０℃再加熱時のオー
ステナイト粒平均直径の関係を表す図である。
ステナイト粒平均直径の関係を表す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ：０．０１〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５〜
２．００％Ｍｎ：０．３０〜３．００％ Ｓ ：
０．０４〜０．２０％Ｃｒ：０．０５〜２．００％
Ｖ ：０．０３〜０．３０％Ｎ ：０．００８〜０
．０２０％ およびＡｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％の１種あるいは２種を含む鋼を製
造する際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、Ｍ
ｎの単体もしくは合金の１種または２種以上を添加する
脱酸処理、および／または真空脱ガス処理にて脱酸を行
い、溶鋼中の溶存酸素量を１０〜１００ｐｐｍとした後
、Ａｌ，ＴｉあるいはＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または
２種で脱酸することを特徴とする、熱間鍛造時に組織が
粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法。 - 【請求項２】重量％で Ｃ ：０．０１〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５〜
２．００％Ｍｎ：０．３０〜３．００％ Ｓ ：
０．０４〜０．２０％Ｃｒ：０．０５〜２．００％
Ｖ ：０．０３〜０．３０％Ｎ ：０．００８〜０
．０２０％ およびＡｌ：０．００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％ の１種あるいは２種、および Ｚｒ：０．０１０〜０
．０７０％、Ｈｆ以上の原子番号の元素：０．０１０〜
０．０７０％の１種以上の１種あるいは２種を含む鋼を
製造する際、製鋼炉から出鋼された粗溶鋼にＣ、Ｓｉ、
Ｍｎの単体もしくは合金の１種または２種以上を添加す
る脱酸処理、および／または真空脱ガス処理にて脱酸を
行い、溶鋼中の溶存酸素量を１０〜１００ｐｐｍとした
後、Ａｌ，Ｔｉ，ＺｒあるいはＡｌ合金、Ｔｉ合金、Ｚ
ｒ合金の１種または２種以上で脱酸することを特徴とす
る、熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製
造方法。 - 【請求項３】請求項１または２の方法に加え、鋳造後凝
固点から１０００℃までの平均冷却速度を２０℃／分以
上とすることを特徴とする、熱間鍛造時に組織が粗大化
しない熱鍛非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1868191A JPH0781175B2 (ja) | 1991-02-12 | 1991-02-12 | 熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1868191A JPH0781175B2 (ja) | 1991-02-12 | 1991-02-12 | 熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04259349A true JPH04259349A (ja) | 1992-09-14 |
| JPH0781175B2 JPH0781175B2 (ja) | 1995-08-30 |
Family
ID=11978353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1868191A Expired - Fee Related JPH0781175B2 (ja) | 1991-02-12 | 1991-02-12 | 熱間鍛造時に組織が粗大化しない熱鍛非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0781175B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06287679A (ja) * | 1993-04-05 | 1994-10-11 | Nippon Steel Corp | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 |
| WO2001073139A3 (en) * | 2000-03-27 | 2002-05-23 | Newland Bart G | Compositions and two-stage methods for the deoxidation of molten steel |
| JP2009074151A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた鋼の製造方法 |
-
1991
- 1991-02-12 JP JP1868191A patent/JPH0781175B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06287679A (ja) * | 1993-04-05 | 1994-10-11 | Nippon Steel Corp | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 |
| WO2001073139A3 (en) * | 2000-03-27 | 2002-05-23 | Newland Bart G | Compositions and two-stage methods for the deoxidation of molten steel |
| JP2009074151A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0781175B2 (ja) | 1995-08-30 |
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