JPS6056056A - 加工硬化性オ−ステナイト系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、０．８〜１．８％のＣ１６，Ｏ〜１８．０％
のＭ’ｎ、Ｏ〜３．０％の０ｒ１０〜２゜０％のＮｉ１
０〜２．５％のＭＯおよびＯ〜１゜０％のＳｉを基本的
な組成とし、Ｃ：Ｍｎの比が１：８〜１：１４の範囲で
あって、残部がＦｅ。 不可避の不純物、脱酸剤およびＢのような微量合金元素
からなる加工硬化性オーステナイト系マンガン鋼に関す
る。 このタイプの加工性硬化性のオーステナイト系マンガン
鋼は、硬度が非常に高いこと、とりわけ冷間加工による
加工硬化適性を有することが特徴である。　使用に当っ
て加えられる衝撃、衝突または圧力により機械的応力を
受けると、さらに硬化が進む。　機械的な応力は、鋼の
表層をマルテンサイトｉｌｌ！に変え、その硬度をブリ
ネル硬度にして２００から５００以上も高める。　この
硬い表層は応力によって取り除かれるが、またこの応力
によって、耐えず新しく形成される。 一方、硬い表層の下の組織はきわめて強靭であって、高
度に展延性である。　このため、加工硬化性マンガン鋼
は高い衝撃応力に耐えることができる。　このようなわ
けで、加工硬化性オーステナイト系マンガン鋼は、採鉱
用およびドレッシング用の工具、防弾鋼板および鋼ヘル
メット等に広く利用されている。 鋼に望ましい機械的特性、とくに硬い表層の下の組織の
展延性を得る前提条件は、結晶粒が微細なことである。 　とくに、大型の鋳物の内部においては、微細結晶を得
ることは難かしい。　大型の鋳物は、その断面に沿って
、著しく異なった結晶粒度を有する。　すなわち、周辺
つまり表層部は微細な結晶粒からなるが、中心部に向か
って粗大な柱状晶となり、一方で鋳物の中心部は球状の
結晶構造となっている。　この結晶粒度の差異は、鋳物
を鍛造しても埋め合わせることができない。 結晶粒度の補償すなわち伸びおよびノツチつきバー衝撃
弾痕は、合金組織を厳密にコントロールしても、適切な
値になるわけではない。　調質はデッドモールド鋳物の
場合、とくに難しい。 鋼塊やデッドモールド鋳物の結晶粒を微細にするために
、熱処理を行なうことが知られている。 この熱処理は、オーステナイト組織からパーライト組織
に変質させるための、５００〜６００℃で何時間も加熱
する第１の焼なましと、再びオーステナイト組織にする
ための、９７０〜１１１０℃で加熱する第２の焼なまし
とからなる。　しかしこの作業の効果は、苦労のねりに
は不確実である。 別の方法としては、溶湯を融点に近い非常に低い温度で
注型する方法がよく知られている。　低い注型温度によ
って、多数の結晶の核ができ、結晶が微細化する。　し
かしこの工程は実用上は非常に難しく、単純な型の鋳型
に対してだけ可能である。　溶湯が、液体状態で鋳型の
湯口から遠い点や縁を、完全には満たさないからである
。 また、Ｔｉ、Ｚｒ５Ｎｂ、ＶおよびＢ（７）ような炭化
物または窒化物形成性の元素またはＮを、少くとも０．
１−０．２％鋼に添加して、結晶粒を微細化する方法も
よく知られている。　しかし、これらの微鉛合金元素は
、結晶を微細化するが、同時に伸びや耐ノツチ衝撃性を
も低下させる。 本発明は、［）ＩＮ規格１．３０４で規定されるような
、加工硬化性のオーステナイト系マンガン鋼を基本とし
ている。　規格によれば、この合金の成分は、重ω％で
、Ｃ：約１．２５％、Ｍｎ：１１〜１４％、Ｃｒ：Ｏ〜
２．５％、オーステナイトの安定化に必要なＮｉ：０〜
２％、および炭化物の粗大な析出を防ぐためのＭｏ：２
．５％である。　Ｃ含有量とＭｎ含有Ｇの割合は１：８
〜１：１４の範囲でなければならず、このことは、Ｃの
含有量に基づいて調整されるＭｎの含有量は、オーステ
ナイト組織にとって十分でなければならないが、一方で
、冷間加工による加工硬化性が低下するほど、このオー
ステナイト組織を安定化するものであってはならないこ
とを意味する。 本発明の目的は、冷間加工により加工硬化性を有し、ど
の断面に沿っても一様な展延性と微細化された結晶粒か
らなり、かつ既知の試験において欠陥のない、加工硬化
性オーステナイト系マンガン鋼を提供することである。 　伸びは少くとも２０％であって、その他の機械的特性
も低下させてはならない。 この目的は、最初に述べた鋼に、次の微量合金元素を添
加したものにより達成される。 すなわち、重Φ％で０．００５〜０．０５％、好ましく
は０．０３％までのＶ、０．００８〜０４０２％の８、
付加的な微量元素としてＴ；を含有することがあり、■
の含有量の上限が■と８の添加量の合計の上限、および
７ｉを含有する場合その添加量の上限であり、そして好
ましくは０．０２〜０．０９％のＡ１が１２Ｎ！後の鋼
に存在する鋼である。 本発明の特徴は、■およびＢを含有することであり、Ｂ
の添加は、意外にも鋼の機械的性を劣化させな（〜。 必要に応じて、Ｔｉ、７ｒ、ｔ’４ｂのような炭化物形
成性の微量合金元素を使用するが、これらは結晶粒の微
細化に影響を及ぼしてはならない。 Ｔｉは存在するＮと化合し、好ましくないＡ１窒化物の
形成を防ぐ。 Ｂは結晶粒の微細化に効果があり、粒界における炭化物
の析出を防ぐ。　このことは機械的特性によい影響を与
え、また拡散の経路を短くし、加熱処理に必要な時間を
短縮する。 前述の、本発明に従うＡ１の添加は、Ｂの添加に先立っ
て脱酸を完全に行なうためである。 本発明による加工硬化性オーステナイト系マンガン鋼の
’Ｊｌ造において、微量合金元素は電気炉中の装入物が
溶融したのち、または取鍋に添加し、鋳型から離形した
鋳物を熱処理する。　■は精錬期の最終段階で電気炉に
投入し、Ｂは脱酸後の取鍋に添加することが好ましいが
、■およびＢともに、取鍋中に添加することもできる。 　ここでいう熱処理とは、１０５０〜１１５０℃で焼鈍
し、急冷することを包含する。 脱酸と、出湯温度の１４５０〜１６２０℃の範囲への調
節に先立って、溶湯は、取鋼中で石灰を含有するスラグ
で被覆して、注型温度を１４２０〜１５２０℃の範囲内
に保持できるようにする。 先に言及した鋼塊またはデッドモールド鋳物の熱処理は
、鋳物の機械的特性をあらゆる断面に沿って均一にする
のに効果がある。　冷却は、水浴槽および（または）衝
風によればよく、必要に応じて急速に、または徐々に冷
却する手段を採用する。 本発明を、以下の実施例および比較例によって詳細に説
明する。 ・

【実施例１】 重１％で１．２５％の０１１３％のＭｎ、０゜５％のＣ
ｒ、０．４％のＮｉおよび０．４％のＭＯを合金成分と
するマンガン鋼３０００Ｋ＜１を、アーク炉で溶解した
。　溶湯を、フッ化カルシウムを添加した石灰を含有す
るスラグで覆ってから、出湯温度を１５８０℃に調節し
、ＡＩを用いて脱酸した。 溶湯を等分し、３個の同じ取鍋に分配した。 ３個の取鍋に、それぞれ異なる微量合金元素を添加した
。 取鍋Ａは、７ｒとＶを１：１の割合で含有する合金添加
剤２Ｋｏを添加した（Ｚｒと■の含有量は、それぞれ０
．１生母％）。 取ｆｌｉＩＢには、この合金添加剤４Ｋｏを添加しくＺ
ｒとＶの含有量は、・それぞれ０．２重両％）、取ｖＡ
Ｃは、１００ｇの■（フェロバナジウムの形で）と１０
００の８（フェロボロンの形で）を添加した（ＶとＢの
含有鉛は、それぞれｏ、ｏｉ重社％）、。 Ａ、ＢおよびＣの取鋼に１４８０’Ｃの注型温疫に保っ
た合金の溶湯で、鉱石をドレッシングするクラッシャー
に用いるものと同様な、壁厚１２０ＩＩＩＩｌのクラッ
シャージョーを鋳造した。　冷却した鋳物を鋳型からと
り出し、１１１０℃で２時間焼鈍した。クラッシャージ
ョーを加熱炉から取り出したのち、水浴中で急冷した。 引張強度と破断時の伸びを測定するため、試験片を、取
鍋Ａ、ＢおよびＣからの鋳物の周辺部と中央部から切り
出した。　試験の結果、次に示す数値を得た。 破断時の伸び　引張強度 ％　Ｎ／ｌ１ｍ” 中央　周辺　中央　周辺 試料Ａ ０．０８％Ｚｒ　１０　２３　６１０　６９００．１１
％Ｖ 試ｌ３１Ｂ ０．１９％Ｚｒ　８　２３　５５０　６７００．２１％
■ 試料Ｃ ０００１２％Ｖ　６０　５３　８２０　８４００．００
９％Ｂ 本発明に従った成分を含有している、取鍋Ｃからの試料
の優位性が、丸棒の全体にわたる引張強度と破断時の伸
びの絶対的な高さから明らかであり、とりわけ伸びは中
心部が大きく、また断面、全体にわたる値も、他の試料
より大きい。

【実施例２】 重量％で１．１８％のＣ，１３，１％のＭｎ。 ０．２５％の０ｒ１０．１％のＮｉおよび０．０５％の
ＭＯｌｏ、５２％のＳｉ　、０．０３３％のＰＳｏ、０
０８％のＶを合金成分とし、溶解に伴う痕跡量の不純物
を含む７トンのマンガン鋼を、アーク炉で溶解した。　
■の含有量は、精錬時期の最終段階でフェロバナジウム
を添加することによって調節した。 溶湯を、実施例１と同様にスラグで被覆して、出湯温度
１５４０℃に調節し、Ａ１を用いて脱酸を行なった。　
続いて取鍋に出湯してから、取鍋にフェロボロンを添加
することにより、Ｂの含有量を０．０１５％に調節した
。　溶湯を、１４７０℃で砂型に注いだ。　クラッシャ
ーコーンの形の鋳物を、冷えてから砂型からとり出し、
表面をぎれいにした。　鋳物を焼鈍炉に入れて、１１０
０℃に加熱して４時間焼鈍した。　焼鈍しに続いて、水
冷焼入れを行なったが、鋳物を引上げて外気にさらす作
業により、何回か水冷を中断した。 冷却後の鋳物の外観は、満足なものであった。 中央部と周辺部から切り出した試験片は、サンプル採取
の場所によらず、はぼ均一で微細な結晶粒組織を示した
。　どちらの試験片も、破断時の伸びと引張強度の試験
の結果、伸びが５３％±１％、引張強度が８１０±１Ｏ
Ｎ／ｌ１ｌＩｌ１２であった。

【比較例】

実施例２と同様にして、ただしＶと８を含まないマンガ
ン鋼を製造した。　クラッシャーコーンの形の同様な鋳
物を鋳造した。　冷却後は、実施例２で述べたように熱
処理し、得られた鋳物を試験した。　鋳物には、溶接に
より補修しなければならないクラックが生じていた。　
金属顕微鏡でみたところ、断面に沿って、結晶粒径およ
び形状の、きわめて不規則な分布が認められた。　微細
な結晶粒からな′る非常に薄い表層の下に粗大な柱状晶
が広く分布し、内部は粗大な球状品構造となっていた。 　柱状晶の部分の破断時の伸びは、引張応力の方向によ
って、１２〜１０％の範囲内であった。　この部分の引
張強度は、５７８〜６５３　Ｎ　／　ｍｍ２であった。 特許出願人　ベルント　コス 代理人　弁理士　須　賀　総　夫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 く　１　）　重（１１％で、　Ｃ：０．　８〜１．　８
   　％、　Ｍｎ：６．０〜１８．０％、Ｃｒ二〇〜３．０
   ％、Ｎｉ：Ｏ〜２．０％、Ｍｏｎｏ〜、２．５％および
   Ｓｉ：０〜１．０％を含有し、Ｃ：Ｍｎの割合は１：８
   〜１：１４であり、残部がＦｅ、不可避の不純物、脱酸
   剤およびＢのような微量合金元素からなる加工硬化性オ
   ーステナイト系マンガン鋼において、微積元素として０
   ．００５〜０．０５％、好ましくは０．０３％以下のＶ
   ｌおよび０．００８〜０．０２％のＢを含有し、付加的
   な微量合金元素としてＴｉを含有することがあり、■の
   含有量の上限がＶと８の添加量の合計の上限、およびＴ
   １を含有する場合その添加量の」１限であり、好ましく
   はＡＩを０．０２〜０．０９％含有することを特徴とす
   るオーステナイト系マンガン鋼。 （２、特許請求の範囲第１項に記載の加工硬化性オース
   テナイト系マンガン鋼を製造する方法であって、電気炉
   に装入した原料の溶解の後または取鋼に移した溶湯に微
   量合金元素を添加し、鋼塊を鋳型から取り出した後、熱
   処理する製造方法において、■は好ましくは精錬期の最
   終段階で電気炉にある溶鋼に添加し、Ｂは溶鋼の脱酸後
   に取鍋中にある溶鋼に添加すること、および熱処理は１
   ０５０〜１１５０℃において焼鈍して急冷することから
   なることを特徴とする製造方法。