JPS62263922A - 鍛鋼の製造法 - 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） 本発明は石油掘削用ドリルカラー、ポンプ軸、シリンダ
ー、ＣＣ用ロールその他に使用される屹「面形状が円形
又は多角形の中実長尺鋼及びボイラヘラター、連結管、
プロセス配管構造用等に使用される鋼管の製造法に関す
る。

（従来の接衝） 従来上記各目的に使用される丸鋼、角鋼、鋼管は各佳圧
延法による圧延又はプレス鍛造機による成形腋造が行わ
れ、熱処理は圧延又は鍛造後回加熱による熱処理が行わ
れて来た。この場合圧延および成形鍛造は、可能な限り
高温で行い、その仕上温度は成形形状の確保のために、
出来るだけ高温にするのか通常であった。

しかしながらこれらの方法は、靭性の確保や強度の確保
は一応可ｈヒであるか、特に最近用途の拡大や使用条件
か苛酷になり、その対応策として、必要特性として更に
強度、靭性の向上が要求されて来るに至り、又経済的に
も製造工期の短縮の意味からも、従来法では対応が困難
になりつつあるのが現状である。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、上記既存技術の問題点を考慮し、比較的低温
域における高速熱間加工により、加工歪みを与え、その
歪みが低減しない間に、つまり、熱間加工終了後直ちに
強制冷却を行って、組織の細粒化を行うことにより、強
靭性が得られることに着目し、靭性が良好な鍛鋼を経済
的に製造する方法を提起するものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明はこれらの新規な知見に基いてなされたもので、
その要旨とするところは、重量％でＣ０，０２〜０．７
％、Ｓｉ　０．６％以下、Ｍｎ　２　％以下、Ｐ０．０
２０％以下、Ｓ０．０１５％以下、ＴｏｔａｔＡｌ０．
１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よ
りなる化学成分を有する鋼片を、１０００℃以下での累
積圧下率が２０％以上である鍛造を施し、外径又は対角
線長が８００咽以下の円形又は多角形の断面形状である
中実又は中空の長尺鍛造品とし、鍛造後直ちに８００〜
４００℃の平均冷却速度が５℃／ＩＩｔｈ以上になるよ
うな加速冷却を施こすことを特徴とし、前記において、
化学成分のうち凧を除（他の成分が同一範囲にあり、更
に必要に応じて重量％でＭｎ１Ｏ〜３５％、Ｃｕ　１　
％以下、Ｃｒ３０％以下、Ｎｉ７０％以下、Ｍｏ　５％
以下、Ｎｂ０．２％以下、７０．３％以下、Ｔｉ　０．
１％以下、Ｂ０．０１％以下、Ｎ０．５係以下の１種又
は２種以上を含む鋼片を使用し、前記−一≠において、
それぞれの化学成分に更に必要に応じてＣａ０．００５
％以下、Ｚｒ０１１％以下、Ｔａ０．１％以下、Ｃｅ、
Ｌａ等のＲＥＭＴｏｔａｌ　０．００５％以下の１種又
は２種以上を含有した鋼片を使用した鍛鋼の製造法にあ
る。

以下に本発明の詳細な説明する。

先ず、本発明の対象とする鍛鋼を構成する化学成分の限
定理由について説明する。

Ｃは本発明の対象とする各種製品の強度を確保する意味
から基本的に必要で、その最低値は０．０２％である。

これ未満では炭素鋼、低合金鋼、高合金鋼共に基本的に
強度の確保が困難になる。０．７％を超ゼる含有量では
、炭素鋼、低合金鋼では伸びや溶接性が劣化し、偏析部
にＦｅａＣが析出する可能性が生じ、靭性を劣化させる
原因となる。又、オーステナイトを基本組織とする高合
金鋼においても、偏析部に異常炭化物が生じ、これが靭
性や伸びを劣化させる原因となる。従ってＣの限定量は
０．０２％〜０．７％である。

Ｓｉは通常の製鋼法では、脱酸剤として鋼中に多少台ま
れ、固溶硬化により強度上昇に寄与するが、多量に添加
すると靭性が劣化し、０．６％超では溶接した場合、特
に溶接熱影響部の靭性も著るしく劣化するため０．６％
以下とした。

Ｍｎは地鉄に固溶し焼入性を向上させ、強度の確保、靭
性の向上に有効であるが、特許請求の範囲第１項の成分
の炭素鋼では、２％を超えると徒らに溶接性や伸び等を
損うため上限値を２％とした。

Ｐは粒界に偏析し、特に本発明の対象となる鋼では、靭
性の向上に有害であるため低いことが望ましいが、経済
性とＰ低減の材質への効果の兼ね合いの点から０．０２
０％とした。

Ｓは本発明の対象とする鋼の初期靭性な劣化させるため
、低いことが望ましいが、溶製上の困難さを考慮して、
上限を０．０１５％とした。

ＡｌはＡｌＮとして鋼中に存在し、鋼片加熱時のオース
テナイトの粗大化を防止する意味で効果的であり、又脱
酸剤として鋼中の酸素量を少くするために必要だが、あ
まり過多になると、いたづらに鋼中に八４０３を主体と
する介在物の量を多くするために、靭性を粗害すること
がある。本発明で上限値をＴｏｔａＡ　Ａ２として０．
１％としたのは、後者の理由からである。

以上が基本的な元素であるが、本発明ではさらに次のよ
うな元素を必要に応じて添加した鋼でも、同様な効果を
発揮させることが可能である。即ち本発明は特許請求範
囲第１項に規定する成分と、その範囲以外にさらに凧、
Ｃｕ、　Ｃｒ、　Ｎｉ　、　Ｍ０．刈、■、Ｔ１、Ｂ、
Ｎ或いはさらにＣａ　、Ｚｒ、　ＴａやＣｅ、Ｌａ等の
ＲＥＭを添加して、組織的には基本的にオーステナイト
になる鋼も含め、フェライト、パーライトや上部ベイナ
イト、下部ベイナイト、マルテンサイト等の硬化組織又
はそれらの組織を焼戻しだ状態の組織、或いはそれらの
混合組織から成る鋼を、靭性向上の他に強度、高温強度
、クリープ特性、耐食性、耐摩耗性等の各種性質を確保
する目的から製造することが可能である。

つまりこれらの鋼は、゛本発明で規定する鍛造温度の上
限値１０５０℃では、いずれもオーステナイト組織であ
り、この状態以下の温度で２０％以上の累積圧下率を伴
う鍛造を行えば、その直後に行う加速冷却による変態域
での細粒化効果や、又は鍛造後のオーステナイトの再結
晶による細粒化、或いは累積歪みの固定と、必要に応じ
更に再加熱を行うことで、再結晶させることによるオー
ステナイトの細粒化により、結果的に細粒オーステナイ
トが期待出来、最終組織が細粒である鋼の製造が可能で
ある。

即ちＭｎはＮｉの代替となり、オーステナイト化傾向を
強くする元素で、Ｃｒとの共存でオーステナイトステン
レス鋼や、非磁性鋼を製造することが出来る。この場合
の必要量としては、Ｎｉ　ｔとの兼ね合いにもよるが、
安定なオーステナイトを得るためには、最低１０％を必
要とするため下限を１０％と決めた。また、流量が多過
ぎる場合は、精錬上極めて困難を伴うことが多い。この
限界量は３５％であり、上限量をこれに決めた。

Ｃｕは少量の場合、地鉄中に溶解し強度向上に役立つ。

又Ｃｒなどと共に、耐候性などの向上効果があるが、１
％を超える量を添加すると、赤熱脆化を起Ｌ、鍛造時の
割れを発生する可能性が強くなる。従って上限のみを規
定し１％ときめた。

Ｃｒは耐食性を向上し、又焼入性を著るしく向上させる
。又高温のクリープ破断強度や、高温での引張強度を向
上させる。それぞれの目的により添加する量が異なるが
、３０係超では、そのすべての効果が飽和的になると共
に、精錬の困難さの増加や、加工性の劣化などが生じる
。従って３０係を上限と決めた。

Ｎｉはオーステナイト生成元素として、オーステナイト
ステンレス鋼や、非磁性鋼などの主元素として添加され
る。又、フェライトやベイナイト、マルテンサイト組織
をもつ鋼の靭性を向上させる元素として添加することが
効果的である。この場合他の元素、特にＣｒを本発明に
規定する３０％含んだ場合でも、安定にオーステナイト
を保持するためには、７０％のＮｉ量が必要であるが、
これを超える量含有しても、他の元素量が減少すること
になり、反って強度が低下するなどの欠点を生じる。従
ってＮｉの上限は７０係とした。

Ｍｏは地鉄中に固溶、又はＭ０．Ｃ等の炭化物を形成せ
しめ、強度の向上、焼入性の向上の他、耐熱鋼の場合高
温クリープ破断強度を増加安定させる。

低合金鋼の場合、焼戻脆化を防止させる。ステンレス鋼
など耐食鋼の場合、ピット性の腐蝕を防止させる等の効
果かあり、本発明では５％迄添加することを規定した。

５％を超える添加量では、これらの効果の向上が少いこ
とと、不経済であるためである。

ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）を鍛造中に析出させ、その−ンニ
ング効果による未再結晶域の拡大作用により、鍛造効果
の累積作用を米たす。又、加速冷却後の焼戻しによる析
出硬化を起すため強度が向上する。又、Ｂとの共存で、
焼入性を太き（向上させる等の効果がある。しかしなが
ら過多に添加しても、効果の向上が望めないばかりか、
反って脆化が太きいなどの欠点を生じる。この成果が０
．２％である。従って上限値を規定し０．２％とした。

■は地鉄中に固溶するが、殆んどはＶ（Ｃ，Ｎ）となっ
て析出し、析出硬化現象を生じるが、過多になると著る
しい脆化を来す。本発明の目的とする鋼種では、この限
界が０３％である。従って０３％を上限値とした。

ＴｉはＮを固定し、Ｂを有効化させるためＢと併用して
添加したり、ＴｉＮとして溶接熱影響部の粗大化を防止
し、靭性の劣化を防ぐため添加することがあるが、０１
％を超えると介在物が増加し、又、地鉄中に一部固溶し
て、著るしく靭性を劣化せしめる場合がある。したがっ
て限定量は０．１％以下とした。

Ｂは高温での変態を抑制し、ベイナイト領域での変態を
行わしめる際に、極めて有用な元素であり、又耐熱用Ｃ
ｒ鋼のクリープ破断強度を安定させる効果もあるが、０
．０１％超では、母材及び溶接を行った場合の溶接部の
靭性を劣化せしめる。従って０．０１％を上限とした。

Ｎは地鉄中、特にオーステナイト組織を有する鋼には、
多量に固酊し、強度を向上せしめるが、フェライト、ベ
イナイト、マルテンサイトを基とする鋼では、Ｂの焼入
性を阻害したり、靭性を低下せしめるなどの欠点を生じ
ることが多い。従って本発明の特許請求の範囲第１項に
規定する成分鋼の場合、むしろ低減し、好ましくは５０
　ＰＰＭ以下であるが、特許請求の範囲第２項に示す合
金元素を添加する鋼のうち、特にオーステナイト鋼の強
度を向上させる意味では、添加すると効果的である。し
かしこの場合でも、あまり多量に添加すると靭性を著る
しく損うことになる。０．５％を上限としたのは、この
理由によるものである。

以上記述した元素以外に、更に本発明ではＣａ、Ｚｒや
Ｃｅ、Ｌａ等のＲＥＭを添加して、特許請求の範囲の第
１項又は第２項に記載する鋼の特性を更に向上すること
が出来る。これらのうち、先ずＣａは硫化物の形態制御
を行い、圧延方向と直角な方向の切欠靭性を向」ニさせ
る目的で、添加することがあるが、０００５％を超える
と表面及び内部の介在物が増加し、ＵＳＴ検査での不良
原因となることがある。Ｃｅ、Ｌａ等のＲＥＭは、Ｃａ
と同様な効果があるため添加することが出来るが、この
場合もＴｏｔａｔ量として０．００５％を超えると、鋼
の清浄度を低下せしめる。したがってＣａ及びＲＥＭの
ＴｏｔＦＬｔ量を、それぞれ０．００５％以下と限界し
た。

Ｚｒ、Ｔａは０．Ｎ、Ｓとの親和力が強く、このため脱
酸、脱窒、脱硫剤として少量添加して効果があるが、含
有量が０．１％を超えると、それぞれの化合物が鋼中に
散在して母材の靭性を劣化せしめる。従ってそれぞれ０
．１％以下とした。

次に本発明における製造条件の限定について、その理由
を説明する。

本発明においては、前述の如き化学成分を有する鋼片を
用いるのであるが、鋼片については、鋳造まま或いは偏
析を拡散する目的、又は断面厚みの減少を目的としだ減
厚鍛造、又は圧延を行ったものでもよく特に指定しない
。

鋼片は最終的にはその断面形状が円形、多角形の中空・
中実である長尺鍛鋼品に鍛造されるが、その鍛造は、鍛
造後直ちに材質向上のための加速冷却が施こされるため
、その加速冷却開始温度は、長さ方向、周方向全体に亘
って、許容可能な温度範囲に入る必要がある。この場合
長尺鍛鋼品としたが、長さは特に指定しない。しかし一
応の目安として、断面直径或いは対角線長の２倍以上で
ある。

従ってその鍛造時間は出来るだけ、短時間に行うのが好
ましく、必然的に高速鍛造となる。鍛造時間は特に指定
しないが、上記の理由から短い方がよく、好ましいのは
１０分以内である。鍛造中の軸を中心とする回転は、周
方向に均一な鍛造効果を与え、材質を均一にし、偏肉防
止を図る。

又鍛造による歪み効果の累積のため、鍛造途中の再加熱
は出来るだけ行わず、特に本発明に規定する１０５０℃
以下で、２０％以上の累積歪み圧下を加える間、及び鍛
造後の再加熱は行わない。

次に鍛造の際の圧下を、１０５０℃以下での累積圧下率
が２０％以上加えるように規定したのは、本発明に規定
する化学成分を有する鋼の鍛造の有効温度域が、１０５
０℃以下であるからであり、この有効温度域における圧
下率を、各パスでの累積値として、２０％以上とるよう
な鍛造を行えば、その直後に加速冷却を行った場合、組
織が基本的にオーステナイトである鋼以外の鋼について
は、加速冷却中に変態が起り、加工歪の影響により極め
て細粒の変態組織となる。

一方、組織が基本的にオーステナイトである鋼は、加速
冷却によりその歪が常温迄固定され、その後の溶体化処
理等により、再結晶を起し細粒化する。この有効鍛造温
度の上限が１０５０℃であり、歪が累積した組織を有効
に生成せしめる圧下率の下限が２０％である。

鍛造の有効下限温度は、鋼の化学成分や圧下量等によっ
て異なるため、本発明では規定しないが、冷却により変
態を起す鋼、つまり組織が基本的にオーステナイトであ
る鋼以外の鋼では、鍛造後の加速冷却の開始温度が、変
態点以上であるように、鍛造機−冷却装置間の温度低下
式を、考慮した温度であることが望ましい。

鍛造終了後加速冷却迄の時間は、特に規定しないが、出
来るだけ短い方がよ（、好ましくは６０秒以内である。

これが本発明で云う直ちに加速冷却を行うを意味する。

次に８００℃から４００℃迄の冷却速度を、５℃なｍ以
上と規定したのは、冷却後の組織をマルテンサイト、ベ
イナイト等の硬化組織にする目的、変態域を急冷して細
粒フェライトパーライトにする目的、基本的にオーステ
ナイト組織である鋼のように、歪を固定して、後工程で
再加熱による再結晶細粒化を行う目的等、化学成分と目
標特性に応じて異なるが、いずれも最終的には微細な組
織を得て、高靭性の鋼にするためである。

つまり、本発明に規定する化学成分を有する鋼では、８
００℃から４００℃迄の平均冷却速度が、５℃／Ｉ！！
＋＋＋以上になるような冷却速度で以上の効果が達成可
能である。加速冷却の終了温度は、特に規定しないが、
変態終了温度以下の温度、又は歪みの回復が、極めて小
さくなる温度以下の温度に迄、冷却を行うのがよく、２
００℃以下が好ましい。

最后に目的とする鍛造材の丸鋼断面の直径、又は多角形
鋼の対角線の長さが、８００閣以下と規定したのは、す
、上のべた限定製造条件の中で、目的とする鋼の組織が
充分細粒で、充分高い靭性となるようにするための最大
サイズがｓｏｏｍであるからで、これより大きい断面を
有する鋼では、高速で充分な有効鍛造深度を持つ鍛造が
、困難である。

尚加速冷却後の熱処理の是非については、特に規定しな
いが、用途と化学成分及び確保しようとする特性に応じ
、硬化組織の焼戻し、オーステナイト鋼の溶体化処理な
ど行うこともある。

（実施例） 表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表欄外に示
す方法で鋼片を作成し、それぞれ表２に示す製造条件と
同様な条件で、シュミレート鍛造及びシュミレート熱処
理を行った。熱処理後それぞれ強度、靭性について試験
に供した。

これらによると、製造番号１〜１８はそれぞれ化学成分
、製造条件共に本発明の規定に合致しているもので、断
面形状が円形・四角形の中実長尺鋼では、スプレーによ
る加速冷却、油或いは水浸漬により、８００〜４００℃
での平均冷却速度が６．０〜ｂ 状の実施例については、水浸漬により２００℃／−の冷
却速度とした。

機械的性質は、引張試験の結果および？１ｍＶ衝撃試験
の結果について、表２に併記したが、強度、靭性共極め
て良好な結果を示し、本発明例と同−成分鋼を、製造条
件が本発明の規定に外れた場合の製造例、煮１９．２０
．２１に比して、判然とした有意差を示し、本発明の効
果による差が顕著であった。

（発明の効果） 以上の実施例からみても明らかな如く、本発明によれば
従来法により得られた鋼に比して靭性が良好な鍛鋼が経
済的に製造し得ることが可能になるものであり、産業上
の効果は顕著なものがある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で Ｃ　０．０２〜０．７％、Ｓｉ　０．６％以下、Ｍｎ　
   ２％以下、Ｐ　０．０２０％以下、 Ｓ　０．０１５％以下、合計Ａｌ　０．１％以下を含み
   、残部がＦｅおよび不可避的不純物 よりなる化学成分を有する鋼片を、１０５０℃以下での
   累積圧下率が２０％以上である鍛造を施し、外径又は対
   角線長が８００ｍｍ以下の円形又は多角形の断面形状で
   ある中実又は中空の長尺鍛造品とし、鍛造後直ちに８０
   ０〜４００℃の平均冷却速度が５℃／ｍｉｎ以上になる
   ような加速冷却を施こすことを特徴とする鍛鋼の製造法
   。 ２　重量％で Ｍｎ　１０〜３５％、Ｃｕ　１％以下、 Ｃｒ　３０％以下、Ｎｉ　７０％以下、 Ｍｏ　５％以下、Ｎｂ　０．２％以下、 Ｖ　０．３％以下、Ｔｉ　０．１％以下、Ｂ　０．０１
   ％以下、Ｎ　０．５％以下 の１種又は２種以上を含む鋼片を使用した 特許請求の範囲第１項記載の鍛鋼の製造法。 ３　重量％で Ｃａ　０．００５％以下、Ｚｒ　０．１％以下、Ｔａ　
   ０．１％以下、Ｃｅ、Ｌａ等のＲＥＭの合計が０．００
   ５％以下の１種又は２種以上を含有した鋼片を使用した
   特許請求の範囲第１項又は第２項記載の鍛鋼の製造法。