JPS58185755A - 加工硬化するオ−ステナイト高マンガン鋼およびその製造方法 - 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】 本発明はＩｎないし８０％の破断伸びをもつ加ｒ６史化
するオーステナイト品マンガン鋼およびその製造方法に
関する。

加Ｊ二硬化するオーステナイト晶マンガン鋼は広い使用
範囲をもっており、そのｖＩ造芯片たは鍛凸片や圧延材
料も使用される。この広い使用範囲は特に高い延性と良
好な加工硬化性によって与えられる。使用範囲は破砕機
用ｖＪＭ片から装甲物品にまで及んでいる。高マンガン
鋼の「安な性質は加工硬化性とその延性という上述した
性質の組合わせにある。加工硬化性は、高マンガン鋼が
例えば衝撃あるいは打撃により機械的応力を受けるとき
常におこる。この場合表面層にあるオーステナイトが一
部εマルテンサイトに変態するものと思われる。加工硬
化を測定すると、硬度が２００ＨＢから５５０ＨＢまで
上昇することがわかる。したがって鋳造片、鍛凸片等に
機械的応力がかかると、その使用期間中硬度の上昇がお
こる。しかしこのような物品は摩耗を受けるので、表面
層が常に除去されるが、新たな機械的応力によって今や
表面にあるオーステナイトの変態が再びおこる。表面層
の下にある合金は高い延性をもっているので、高マンガ
ン鋼は、わずかな肉厚でも破壊のおそれなく高い機械的
衝撃荷重にも削える。

高マンガン鋼から製造されるすべての物品の前提条４’
ｌは、ν１凸片が型Ｖ目青片であれあるいは塊状鋳ｉＺ
　Ｊｉてあれ、それがまず作られることである。このｈ
ｌｊ　ＩＺ片の性ｒｔにより、これから製造される物品
の性質が規定される。ν）芯片に粗い組織が存イｆ；す
ると、使用物品の延性が小さすぎることになる。大きい
’ｊｌｉ　Ｉｕ　Ｊ：は、公知のようにその断面にわた
って異なるχ・７ｉ″一区域をもっている。外側には比
較的微粒の薄い縁区域があり、この縁区域に粗い柱状晶
をもつＶ域が続き、この柱状晶区域に粒状組織をもつ鋳
造片の中心がわ′６いている。この鋼は大体において全
断面にゎ！こってオーステナイトて方目１−６史化凸Ｊ
能であるが、異なる組織のためその機械的性質特に延性
に大きな相違がある。

４５断面にわたってできるだけ均一な延性を得るため、
＆Ｑ　Ｍ　ｒ！、Ａ度をできるだけ低く例えば】４１゜
°Ｃに保つことが既に提案され、それにより過冷ａの−
１−６昇につれて検数が憎人し、微細な粒子が得られる
。しかしこのように低い回心温度は製造の際大きい困難
を生ずる。例えばｖＪ造芯片混境が生じ、さらに特に隅
への精確な＆Ｊ型充満がもはや行なわれないように、溶
湯がレオロジー性質をもってしまう。さらに＆ｊ’１２
ｉ中ＲＤＡがとりべの内張りに凝固し、それにより生ず
るとりべ殻を除去して修理せねばならない。さらに鋳へ
の際ストッパが流出ノズルへ固着し、それによりｖＪ造
を中断せねばならない。以上の説明がら容易にわかるよ
うに、再現不可能な結晶粒微細（１ｒのためにがまんせ
ねばならないこれらの経済的欠点は、このような低いｔ
ｉＱ　ａ　温度で方法を実施できないほと大きい。

結晶粒を微細化する別の方法は熱処理てあり、νｉ造芯
片５００ないし６００’Ｃのｎ４度で８ないし１２時間
焼鈍され、それによりオーステナイトのがなりの部分が
パーライトに変態する。続いで９７０ないし１１１０°
Ｃの温度でオーステナイト化焼鈍が行なわれる。２度の
組ｉｆ’化により微細な粒子が得られるが、熱処理中製
品が非常にもろくなり、わずかな機械的応力でも変形す
ること１１Ｋ　＜破壊する。さらに重大な火山は、この
方法にはＺ　ｌ＋ｔのエネルギーを心数とすることであ
る。

上述した理由から、別の合金元素の添加により結晶粉微
細化を行ｔＪうことも既に試みられた。

合金几素としてクロム、チタン、ジルコニウムおよび窒
素か使用される。この場合ｄ６マンガン網が少なくとも
０．１または０．２市１，１％の合金元素を含んでいる
ように、添加が行ｔＪゎれた。この添加は、低い２１０
０１４歩において実際に結品粉微ｆ’ｌｌｌ化を行／、
工うが、機械的性質特に（ＩＩＩびおよび切欠きしん性
の茗しい悪化がおこる。

篩マンガン鋼は通′〆；ζ０．７１１いし１．７市ＩＩ
ｔ％の１４Ｊ素を含んでおり、マンガン含（ｊｆ。Ｌは
５ないし１８重１１ｔ％に糺持される。炭素とマンガン
との比が１：４ないし１：１４に維持されることも、高
マンガン鋼の性質にとって屯“〃である。この比がもつ
と小さいと、Ａ−ステナイト鋼はもはや０仔せず、した
がってもはや加工硬化可能でなくなり、同時にしん性も
小さくなる。この比が太きいと、オーステナイｌ−が安
定でありすぎ、それるごよりもはや加■二硬化Ｉ−ＪＪ
能てｆＪ　（なるので、同様に所９（の性質が得られな
い。

燐の含有量が１重九１％を越えるとじん性が非常に低下
するので、その特に小さい値が望まれる。

ＡＳＴＭＡ１′２８／６４には４種類の異なる高マンガ
ン鋼が記載されており、炭素含有量は０．７重１迂％と
１．４５重蹴％の間で、またマンガン含有ｌＪｌは１１
重１１１％と１４゜０重量％の間で変化する。炭素含何
ハは加工硬化性を変えるために変化され、同様にクロム
の添加により加工硬化性が影響を受ける。そのときクロ
ム添加（，１は１．５重Ｄｔ％と２．５重Ｉ辻％の間で
動く。２．５重量％までのモリブデンの添加により、粗
い炭化物の析出を抑制する。４．０重量％までのニッケ
ルの添加はオーステナイトを安定化し、それによって厚
肉ｖＪ凸片ではパーライトの形成が防止される。

さらに約５重量％のマンガン含有量をもつ高マンガン鋼
も公知である。しかしこのような鋼ではじん性が少ない
。この鋼はもちろん高い耐摩耗性をもっている。

本発明の目的は、１０７Ｊいし８（）％の破断伸びをも
ち、全治ｒ面にわ／二っててきる！どけ均一な４１１職
をもち、しかも特に微細７５粒子をもち、同時に機械的
性ｌ′ｉを悪化させｆＪい加Ｉ“硬化するオーステナイ
ト篩マンガン鋼を仁１供することである。

市；１′Ｌ割合で０．７ないし１．７％の炭素、５．０
ないし１８．０％のマンガン、＋１．ｆ、ｉいし３．０
％のクロム、Ｏｌ工いし４．０％のニッケル、ｏｌ工い
し２６５％のモリブデン、０．１ないし０．９％のけい
素、ｉｚｋ大し１％の燐を含み、炭素とマンガンとの比
が１＝４　ｌＪいし１：１４であり、１、−５ｄあるい
は１゜＝−１０６により測定して１０りよいし８０％の
破断伸びをもつ、本発明の加［硬化するオーステナイｌ
−高マンガン鋼は、微ＩＩｋ合金元素として帆０５％ま
でのチタン、０．０５％までのンルコニウム、０．０５
％までのバナジウムを含み、微１１℃合金元素の和が０
．００２ないし０．０５％である。合金元素のこのよう
なわずかの添加で機械的性質を維持しまたはトげながら
結晶粒微細化が行なわれることは全＜凡＜べきことであ
った。なぜならばＱ、１市Ｉ１．ｔ％以上の添加は機械
的性質を悪化させたからである。この実情に対する精確
な説明はまだ見つけることはできなかった。ジルコニウ
ムおよびバナジウムは特に高い鋳造温度で有効である。

高マンガン鋼がさらに帆００２ないしｏ、ｏｏｓ重ｊ、
１％のほう素を含んでいると、さらに微細な粒子が得ら
れる。

微μ合金元素として０．０１ないし０．０２５重１．１
％のチタンのみが含まれていると、特に良好な結晶粒微
細化がおこる。

高マンガン鋼が０．Ｏｌないし帆０５重）ｉ％のアルミ
ニウムを含んでいると、チタン含有ｂｔを特に精確に維
持することができる。

電気炉で装入物が溶融され、それから浴温へ石炭を含む
スラグ生成添加物質が供給され、所望の分析が行なわれ
、＋４５０ないし１６００°Ｃの出ｖＪ温度にされ、酸
素に対し親和性のある元素で脱酸され、とりべへ出湯さ
れる。高マンガンＶ）音片の製造において、本発明によ
れば、とりべにおいて微１１Ｆ合金冗素であるチタン、
ジルコニウムおよびバナジウ１８の含（Ｊ’　ｌ、ｌ：
か調節され、ヤン耐カ１４２０７Ｊ　ｂ’　シ１５２（
１’ＣのｎｌＡ度でν（込まれ、舊片の冷］ｄｌ　ｍ再
び９８（）ないし＋＋５（１’Ｃのオーステナイト化１
７１Ａ度に加熱され、それから急速に冷却される。

とりべにわいて微）−１合金元素を添加することによっ
て、徴１（１−合金元素の＋ｌｒ現ｉ’＋Ｊ　ｔｊ’＠
な含有１ｉが得られる。鋳造片を９８０ないし１１５０
°Ｃのオーステナイト化＋７＋Ａ度へｔＢ＋熱し、それ
から急速に冷却する熱処理によって、特に高いしん性が
得られる。

ＷＪ　心片ヲ１（１：１０１．Ｘ　イシ＋　＋５０６Ｃ
ニアＪｔｌ熱Ｌ／　タＶ２．９８０ないし１０００°Ｃ
の温度にイ氏ドさ（１，それからｖＪ凸片の４１Ａ度均
等化後急速に冷却すると、得られた鋳造片における亀裂
のｆばＩ向が低減される。

菌マンガン鋼は他の鋼より小さい熱伝導率をもち（釦の
６分の１）、したがってｒ７．Ａ度均等化に１、′Ｉに
注意せねばならない。

大きい断面においても（ｉＬいエネルギー消費における
粒界炭化物の確実な溶解は、溶体化熱処理においてｔｏ
ｇｏないし１１００℃の温度で行なわれ、それから温度
が９８０ないし１０００’Ｃに低下され、均等化され、
それか弓急激に冷却される。

鋳造片をオーステナイト化温度に加熱した後、異なる熱
伝導率の冷却媒体を交互に作用させることによって、特
に内部応力の少ない鋳造片を得ることができる。その際
特に適した冷却媒体として水と空気が使用される。

Ｖ！造芯片８００ないし１０００°Ｃの温度で鋳型から
取出し、熱処理炉へ入れて、鋳造片の温度均等化を行な
い、それから直ちにオーステナイト化温度に高めると、
特にエネルギーを節約する方法が得られ、同時に鋳造片
に高い応力が生ずるのを防止され、その際パーライト化
も回避可能である。

次に例について本発明の詳細な説明する。

例　　１ アーク炉において次の組成の高マンガン％Ｉ５ｔが溶融
された。、１　、２１重量％の炭素）＋２・３重量％の
マンガン、０．４７車１４４％のけい素、０．０２３市
ｆ％の燐、０．４５重ｉ竹％のクロム、ニッケルおよび
モリブデンの侃跡、残ｆ１（（は鉄、溶腸は９（）＄１
社％の石炭石と１０　＋ｌｊ　１１ｉ％の弗化カルシウ
ムからなるスラグで覆われ、それから＋５２０６Ｃの重
傷ｎ１Ａ度に調節された。それから金属アルミニウムに
よる最終脱酸が行なオ〕れた。脱酸後とりべへの出耐が
＃ｊｆＳわれ１こ。とりべで１４６０°Ｃの温度が測定
された。溶腸は塩基性砂型（マグネサイト）へＷＪ込ま
れた。得られたｉＵ造芯片なわちしゅんせつ船用鎖車（
総重−１１４ｔで正味重ジ１１ｔ）は６０ないし１８０
朋の肉厚をもっていた。鋳造片は室を晶まで冷却され、
ｆＪ型から取出され、Ｉ　（１５（１６Ｃまで徐々に加
熱された。４時間の保持時間後鎖車が水へ浸ｌ青され、
急冷された。こうして得られたＷＪ？ｊ片は亀裂をもっ
ており、同種の材料で溶接することによりこれらの亀裂
を閉しねばならなかった。金属組織検査の結果、過度に
形成された微小粒間区域とそれに続く粒状区域とが認め
られた。粒状区域からなる試料は、Ｌ：ｌＯｄの試料で
測定して８．４％の伸びをもっていた。引張り強さはＦ
＋　２３　Ｎ　Ａｍ２であった。

■−ユ 例１と同じような過程がとられ、とりべでチタンがフェ
ロチタンの形で添加された。とりべが鋳型の所へ運搬さ
れ、１４６０°Ｃで１１込みが行なわれた。鋳造片が冷
却後１１００°Ｃまで加熱され、それから炉の温度が１
０００°Ｃまで低下された６１時間後ｖＪａ片の温度均
等化が行なわれ、水浴へ交互に浸漬しながら冷却が行な
われた。

こうして得られた鎖車には亀裂がなかった。金属組織検
査の結果、微細結晶の縁区域を除いて完全に均一な微粒
組織が認められた。＆Ｊ造芯片０重０２重量喀の平均チ
タン含有酸をもっていた。

中心および縁から取られた試料片において機械的性質は
ほとんど同一で、引張り強さは８２０および８３０　Ｎ
　７ｍｍ２で、伸びは４ｏおよび４３％であった。

μＬ−」− 岩石粉砕機用の１８０Ｋｇのｌｊ　ｂｔをもつジャーナ
ル付き型鍛凸打撃ハンマを製造するために、例２と同じ
ようにブロックが＆Ｑ　凸された。このブ［１ツクはそ
れから分割され、これらの部分が１（１５０’ｃの鍛造
温度で型内において打撃ハンマとなるように鍛造された
。これらの打撃ハンマはジャーナル突起の範囲で′完全
に微細な組織をもち、この組織は溶体化熱処理および焼
入れ後も紺持された。例１による合金で作られたハンマ
では、ツヤ−ナル突起の範囲に粗粒結晶が生じ、それに
より微細ｆｒ！裂が部分的に生じた。

例　　４ アーク炉で次の組成の冒マンガンＷ４ｏｏｔが浴融され
た。１．０重１．１％の炭素、５４２重ｌｅｔ％ノマン
カン、０．４重１番１％のけい素、Ｉ−７ｇＴｔｋ％の
クロム、１．０車ＩＪ％のモリブデンおよび０．０３重
１ｄ％の燐、残部は鉄。溶耐は９０市１ｔ％の石灰石と
１０重晴％の弗化カルシウムからなるスラブで覆われ、
それから１４９０’Ｃの出ｖＪＩＩＡＡ度に調節された
。それから金属アルミニウムによる最終脱酸が行なわれ
た。脱酸後とりベヘ出昌が行なわれ、とりべでは１４３
００Ｃの温度が測定された。ｍ　Ｕにとりべ中でフェロ
チタンとジルコニウム−バナジウム合金が添加された。

ボールミル用の板をν３造する際約１４３０°Ｃの温度
が維持された。得られた板は８０闘の厚さをもっていた
。これらの板は８５０６Ｃの温度で鋳型から取出され、
８５０°Ｃの温度に調節された熱処理炉に２時間温度が
均等になるまで収容され、それから目ＯＯ°Ｃに加熱さ
れ、続いて冷却された。金属組織検査の結果、微細結晶
であった縁区域を除いて、完全に均一な微粒組織が認め
られた。

チタン、バナジウムおよびジルコニウムの平均含有１’
＋ｔは０．０３重ｂｋ％であった。縁および中心から取
られた試料片の機械的性質はほとんど同一で、引張り強
さは８５０および８３５Ｎ／に−で、伸びは４５および
４８％であった。

−但一一」 例２と同じような過程がとられ、とりべにおいてチタン
のほかにほう素も添加された。例２と同しような／！Ｉ
Ａ度経メ、“＾が維持された。１１造片はｆｌ、０２　
＋４−ｉ　ｉｌ１％のヅ均チタン含イｉ　ｉ＋ｔ　８０
．００５重１−１：％のヅ均はう素含イｉ　ｉ＋ｔをも
っていた。同じような個所から取られた試別における顕
微鏡写Ｌ°↓から、チタンのみを含む試料において１朋
に５０個の粒子がｆ／：在したが、これに反し付加的に
ほう素を含む試料ではヅ均して６０個の粒子が０仔し、
それにより０．０２朋からＯ１旧７酊への−ｙ均粒径の
減少が確ＡＰ、された。

例　　６ 誘導炉において次の組成の高マンガン鋼５００に！７が
４９融された。Ｉ　、　：３５市ＩＩｔ％の炭素、１７
．２重ｂｔ？０のマンガン、ニッケルおよびり【コムの
痕跡、（１，０２市晴％の燐、残部は鉄、６ヤｉ酎は９
０重１ｄ％の石灰石とｌθ重１祷％の弗化カルシウムか
らなるスラグで覆われ、それから１６００’Ｃの出１ｕ
湛度にｍ節された。最終脱酸が金属アルミニウムで行な
われ、それからとりべへ出Ｈ３，４が行なわれ、チタン
が添加された。それから１’５２０’ＣでＭｊ径１１０
闘の丸棒のＶ＋造が行なわれた。冷却された丸棒は鋳型
から取出され、１０３０°Ｃに加熱され、５時間この温
度に保たれた。それから炉の温度が９８０’（：に低下
され、１．５時間この温度に保たれた。鋳凸片はそれか
ら水浴中で急冷された。

溶融が嚢なるチタン含有敏で繰返され、中心および縁区
鯖１かう取られた種々の試料において次表に示すような
機械的数値が測定されな。

−６５０１２７１０’　　　２２ ０．２　　　　５５０７．８　　　７＋０　　２２０゜
＋　　　　　５８０　　９＋２　　　７０５　　２］帆
０４　　　７９０　　４２　　　　８１０　　４５０．
０２　　　８＋２　　５０　　　　８２５　　５５０．
０１　　　８１５　　５２　　　　８３０　　５８この
表かられかるように、０．１重に％のチタンの添加で機
械的性質の悪化がおこり、同時に試料の縁と中心との間
に比較的大きい差が生ずる。０．０５重噴％以下のチタ
ン含有蝋では、試料の縁および中心の性質はほとんど同
じであり、機敏合金元素を含まない高マンガン鋼に比較
して機械的性質の向上が認められる。

ここで引張り強さおよび破断伸びはＤＩＮ　５　Ｄ１４
５／１９７５によって決定された。

特許出願人　　フェルアイニヒテ・エ−デルシュタール
ウエルケリアクチェンゲゼルシャフト

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ　屯ｂｔ割合で０．７ないし１．７％の炭素、５．０
   ないし１８．０％のマンガン、（）ないし３．０％のり
   １１ム、０ないし・１，０％のニッケル、０ないし２．
   ５％のモリブデン、０．１ないし０，９％のけい素、最
   大０４１％の燐、微％、を合金元素としての（）６０な
   いし０．０５％のチタン、０．０ないし０　、　＋１５
   ％のシルニ１ニウム、Ｏ，ＯｆＪいし０．０５％のバナ
   ジウム、残部は鉄および溶融の際生ずる不純物を含み、
   炭素とマンガンとの比が１：４ないしｌ：１４てあり、
   チタンとジルコニウムとバナジウムの重量割合の和が０
   ゜００２ないし０，０５％である、Ｌ＝５ｄあるいはｌ
   −：＝ＩＯｄにより′Ａｌす定して１０ないし８０％の
   破断伸びをもつ加Ｉｉｉ！１！化するオーステナイト誦
   マンガン鋼。 ２　さらに０．００２ないしＯ−００８ｉ（ｊ　１１１
   ％のほう素を含んでいることを特徴とする特許請求の範
   囲第１項に記載の高マンガン鋼。 ３　微ｆ１に合金元素として０．（＋１ないし０．０２
   ５重１ｔ％のチタンのみを含んでいることを特徴とする
   、持ｆ′ＦＪ々求の範囲第１項あるいは第２項に記載の
   高マンガン鋼。 ４　さらに０、Ｏｌないしくり、（＋５＋且（，１％の
   アルミニウムを含んでいることを特徴とする特許請求の
   範囲第１項あるいは第２項に記載の高マンガン鋼。 ５ｆｆｌｂ！割合で０．７ないしｌ−７％の炭素、５．
   ０ないし１８．０％のマンガン、０ないし３．０％のク
   ロム、０ないし４．０％のニッケル、０ないし２．５％
   のモリブデン、Ｏｌないし０，９％のけい素、最大０．
   １％の燐、微μ合金元素としての０．０ないし０．０５
   ％のチタン、０．０ないしｏ−。 ５％のジルコニウム、０．０ないし０．０５％のバナジ
   ウム、残部は鉄および溶融の際生ずる不純物を含み、炭
   素とマンガンとの比が１：４ないし１：１４であり、チ
   タンとジルコニウムとバナジウムの重量割合の和が帆０
   ０２ないし０．０５％である高マンガン鋼を電気炉内で
   溶融し、それから６％へ石灰を含むスラグ生成添加物質
   を供給し、所望の分析に調節し、１４５０ないし１６０
   ０°Ｃの出湯温度にし、酸素に対し親和性のある元素で
   脱酸し、とりペヘ出渇し、とりべにおいて微潰合金元素
   であるチタン、ジルコニウムおよびバナジウムの含有量
   を調節し、溶量を１４２０ないし１５２０″Ｃの温度で
   鋳込み、鋳造片の冷却後再び９８０ないし１１５０°Ｃ
   のオーステナイト化温度に加熱し、それから急速に冷却
   することを特徴とする、加工硬化す°るオーステナイト
   １マンガン鋼の成形片あるいは塊状鋳造片を製造する方
   法。 ６　鋳造片を１０３０ないし１１５０’ｃするへ＜１ｏ
   ８゜ないし１１００°Ｃに加熱した後、９８０ないし１
   ００００Ｃの温度に低下させ、それから鋳造片の温度均
   等化後急速に冷却することを特徴とする特許請求の範囲
   第５項に記載の方法。 ７　鋳造片をオーステナイト化ｎ１Ａ度に加熱した後、
   異なる熱伝導率の冷却媒体を交互に作用させることを特
   徴とする特許請求の範囲第５項あるいは第６項に記載の
   ノＪ法。 ８　冷却媒体として水と空気をクイに使用することを特
   徴とする特許請求の範囲第７項に記載の方法。 ９　１ｔｆｆ片を８００なＩ／’　Ｌ／　＋　０１１　
   （１’ｃ　（１）　ｒ！、Ａ　度テ９．１　型カら取出
   し、熱処理炉へ入れて、νｌ　／ａ片の温度均等化を行
   ない、それから直ちにオーステナイト化ｎ１！度に篩め
   ることを特徴とする特許請求の範囲第５項ないし第８項
   のいずれか１つに記載の方法。