JP2001279386A - 鋳造性に優れたマルエージング鋼およびその製造方法 - Google Patents
鋳造性に優れたマルエージング鋼およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、強度を低下することなく、大気中
で溶解および鋳造し、大気中で冷却しても割れを発生し
ない成分組成のマルエージング鋼およびその製造方法を
提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：
１２．０〜２５．０％、Ｃｏ：６．０〜１３．０％、Ｍ
ｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％以下およびＡ
ｌ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする鋳造性に優れ
たマルエージング鋼。
で溶解および鋳造し、大気中で冷却しても割れを発生し
ない成分組成のマルエージング鋼およびその製造方法を
提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：
１２．０〜２５．０％、Ｃｏ：６．０〜１３．０％、Ｍ
ｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％以下およびＡ
ｌ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする鋳造性に優れ
たマルエージング鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳造性に優れたマ
ルエージング鋼およびその製造方法、詳細には大気中の
鋳造において割れが発生することのない鋳造性に優れた
マルエージング鋼およびその製造方法に関する。
ルエージング鋼およびその製造方法、詳細には大気中の
鋳造において割れが発生することのない鋳造性に優れた
マルエージング鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、マルエージング鋼（Ｃ：０．０３
％以下、Ｎｉ：１２．０〜２５．０％、Ｃｏ：８．０〜
１２．５％、Ｍｏ：３．５〜４．８％、Ｔｉ：０．２〜
１．７％およびＡｌ：０．１〜０．３％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物）は、強度および靱性が極
めて優れているとともに、被削性、加工性、溶接性も優
れているので、航空機用部品、抗張力ボルト、ダイカス
ト金型などの熱間工具、冷間鍛造工具などの多くの用途
に用いられている。
％以下、Ｎｉ：１２．０〜２５．０％、Ｃｏ：８．０〜
１２．５％、Ｍｏ：３．５〜４．８％、Ｔｉ：０．２〜
１．７％およびＡｌ：０．１〜０．３％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物）は、強度および靱性が極
めて優れているとともに、被削性、加工性、溶接性も優
れているので、航空機用部品、抗張力ボルト、ダイカス
ト金型などの熱間工具、冷間鍛造工具などの多くの用途
に用いられている。
【０００３】上記従来のマルエージング鋼は、鋳造する
と割れが発生し易いという問題点があった。そこで、割
れが発生しないように真空または不活性ガス雰囲気中で
溶解および鋳造した後徐冷していた。しかし、このよう
に真空または不活性ガス雰囲気中で溶解および鋳造し、
また徐冷すると製造コストが高くなるという欠点があっ
た。
と割れが発生し易いという問題点があった。そこで、割
れが発生しないように真空または不活性ガス雰囲気中で
溶解および鋳造した後徐冷していた。しかし、このよう
に真空または不活性ガス雰囲気中で溶解および鋳造し、
また徐冷すると製造コストが高くなるという欠点があっ
た。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、強度を低下
することなく、大気中で溶解および鋳造し、大気中で放
冷しても割れが発生しない成分組成のマルエージング鋼
およびその製造方法を提供することを課題としている。
することなく、大気中で溶解および鋳造し、大気中で放
冷しても割れが発生しない成分組成のマルエージング鋼
およびその製造方法を提供することを課題としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明者らは、マルエージング鋼が大気中で溶解お
よび鋳造し、大気中で放冷すると割れが発生する原因お
よびその対策について鋭意研究をしていたところ、従来
のマルエージング鋼は、Ｔｉが炭化物を形成し、この炭
化物が粒界にフィルム状に形成され、これが割れの原因
になっていること、この割れの原因であるＴｉを０．１
５％以下に減少しても引張強度、耐力、伸びおよび硬さ
が低下しないこと、Ｔｉを０．１５％以下にしても固溶
化熱処理をし、その後時効処理をすることによって引張
強度、耐力、伸びおよび硬さが従来のマルエージング鋼
のそれと同様になることなどの知見を得た。本発明は、
上記知見に基づいて発明されたものである。
め、本発明者らは、マルエージング鋼が大気中で溶解お
よび鋳造し、大気中で放冷すると割れが発生する原因お
よびその対策について鋭意研究をしていたところ、従来
のマルエージング鋼は、Ｔｉが炭化物を形成し、この炭
化物が粒界にフィルム状に形成され、これが割れの原因
になっていること、この割れの原因であるＴｉを０．１
５％以下に減少しても引張強度、耐力、伸びおよび硬さ
が低下しないこと、Ｔｉを０．１５％以下にしても固溶
化熱処理をし、その後時効処理をすることによって引張
強度、耐力、伸びおよび硬さが従来のマルエージング鋼
のそれと同様になることなどの知見を得た。本発明は、
上記知見に基づいて発明されたものである。
【０００６】すなわち、本発明の鋳造性に優れたマルエ
ージング鋼においては、Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：１
６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜１３．０％、Ｍ
ｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ａｌ：
０．０５〜０．１５％、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなるものとすることである。
ージング鋼においては、Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：１
６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜１３．０％、Ｍ
ｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％以下、Ａｌ：
０．０５〜０．１５％、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなるものとすることである。
【０００７】また、本発明の鋳造性に優れたマルエージ
ング鋼の製造方法においては、成分組成をＣ：０．０３
％以下、Ｎｉ：１６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜
１３．０％、Ｍｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５
％以下、Ａｌ：０．０５〜０．１５％、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなるものとし、鋳造後８００〜１
２００℃で１〜４時間加熱して固溶化処理をし、その後
４００〜６００℃で１〜６時間加熱して時効処理をする
ことである。
ング鋼の製造方法においては、成分組成をＣ：０．０３
％以下、Ｎｉ：１６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜
１３．０％、Ｍｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５
％以下、Ａｌ：０．０５〜０．１５％、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなるものとし、鋳造後８００〜１
２００℃で１〜４時間加熱して固溶化処理をし、その後
４００〜６００℃で１〜６時間加熱して時効処理をする
ことである。
【０００８】
【作用】本発明の鋳造性に優れたマルエージング鋼は、
Ｔｉを０．１５％以下にしているため、炭化物が少な
く、炭化物が粒界にフィルム状に形成されることがなく
なるので、大気中で溶解および鋳造しても割れが発生す
ることがない。
Ｔｉを０．１５％以下にしているため、炭化物が少な
く、炭化物が粒界にフィルム状に形成されることがなく
なるので、大気中で溶解および鋳造しても割れが発生す
ることがない。
【０００９】
【発明の実施の形態】次に、本発明の鋳造性に優れたマ
ルエージング鋼およびその製造方法において、成分組成
を上記のように限定した理由を説明する。 Ｃ：０．０３％以下 Ｃは、不純物であり、Ｔｉと結合して炭化物を形成して
割れの原因となるとともに、靱性を低下するので、０．
０３％以下、好ましくは０．０１％以下にする必要があ
る。
ルエージング鋼およびその製造方法において、成分組成
を上記のように限定した理由を説明する。 Ｃ：０．０３％以下 Ｃは、不純物であり、Ｔｉと結合して炭化物を形成して
割れの原因となるとともに、靱性を低下するので、０．
０３％以下、好ましくは０．０１％以下にする必要があ
る。
【００１０】Ｎｉ：１６．０〜２１．０％ Ｎｉは、マトリックスの強度および靱性を向上させるの
で、そのために含有させる元素である。その作用効果を
得るには１６．０％、好ましくは１７．０％以上含有さ
せる必要があるが、２１．０％、好ましくは１９．０％
を超えると固溶化熱処理温度から室温まで放冷してもオ
ーステナイトが残って全体がマルテンサイトにならない
ので、その含有範囲を１６．０〜２１．０％とする。好
ましい範囲は１７．０〜１９．０％である。
で、そのために含有させる元素である。その作用効果を
得るには１６．０％、好ましくは１７．０％以上含有さ
せる必要があるが、２１．０％、好ましくは１９．０％
を超えると固溶化熱処理温度から室温まで放冷してもオ
ーステナイトが残って全体がマルテンサイトにならない
ので、その含有範囲を１６．０〜２１．０％とする。好
ましい範囲は１７．０〜１９．０％である。
【００１１】Ｃｏ：６．０〜１３．０％、 Ｃｏは、時効効果特性を高めるとともに、強度を向上さ
せるので、そのために含有させる元素である。それらの
作用効果を得るためには、６．０％、好ましくは８．０
％以上含有させる必要があるが、１３．０％を超えると
コストが高くなるので、その含有範囲を６．０〜１３．
０％とする。好ましい範囲は８．０〜１３．０％であ
る。
せるので、そのために含有させる元素である。それらの
作用効果を得るためには、６．０％、好ましくは８．０
％以上含有させる必要があるが、１３．０％を超えると
コストが高くなるので、その含有範囲を６．０〜１３．
０％とする。好ましい範囲は８．０〜１３．０％であ
る。
【００１２】Ｍｏ：３．０〜６．０％ Ｍｏは、強度を向上させるので、そのために含有させる
元素である。その作用効果を得るためには、３．０％、
好ましくは４．５％以上含有させる必要があるが、６．
０％、好ましくは５．５％を超えると延性および靱性を
低下させるので、その含有範囲を３．０〜６．０％とす
る。好ましい範囲は４．５〜５．５％である。
元素である。その作用効果を得るためには、３．０％、
好ましくは４．５％以上含有させる必要があるが、６．
０％、好ましくは５．５％を超えると延性および靱性を
低下させるので、その含有範囲を３．０〜６．０％とす
る。好ましい範囲は４．５〜５．５％である。
【００１３】Ｔｉ：０．１５％以下 Ｔｉは、不純物であり、上記のようにＣと結合して炭化
物を形成し、割れを発生させるので、０．１５％以下に
する必要がある。 Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ａｌは、溶製時の脱酸剤であるとともに、強度を向上さ
せるので、それらのために含有させる元素である。それ
らの作用効果を得るためには、０．０５％以上含有させ
る必要があるが、０．１５％を超えると延性および靱性
を低下させるので、その含有範囲を０．０５〜０．１５
％とする。
物を形成し、割れを発生させるので、０．１５％以下に
する必要がある。 Ａｌ：０．０５〜０．１５％ Ａｌは、溶製時の脱酸剤であるとともに、強度を向上さ
せるので、それらのために含有させる元素である。それ
らの作用効果を得るためには、０．０５％以上含有させ
る必要があるが、０．１５％を超えると延性および靱性
を低下させるので、その含有範囲を０．０５〜０．１５
％とする。
【００１４】Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＰおよびＳ Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＰおよびＳは不純物であり、Ｓｉ、
ＭｎおよびＣｕは、０．５％以下、ＰおよびＳは、０．
０５％以下が望ましい。
ＭｎおよびＣｕは、０．５％以下、ＰおよびＳは、０．
０５％以下が望ましい。
【００１５】次に、本発明の鋳造性に優れたマルエージ
ング鋼の製造方法について説明する。本発明の鋳造性に
優れたマルエージング鋼の製造方法は、Ｃ：０．０３％
以下、Ｎｉ：１６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜１
３．０％、Ｍｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％
以下およびＡｌ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の合金を
鋳造後８００〜１２００℃で１〜４時間加熱して固溶化
熱処理をし、その後４００〜６００℃で１〜６時間加熱
して時効処理をするものであるが、上記合金の成分組成
は上記説明のとおりである。また、上記合金は、従来の
ものと同様に真空または不活性ガス雰囲気中において溶
解および鋳造を行うこともできるものであるが、不活性
ガス雰囲気中において溶解し、大気中で鋳造を行うこと
もできるし、溶解および鋳造を大気中でも行うことがで
きるものである。
ング鋼の製造方法について説明する。本発明の鋳造性に
優れたマルエージング鋼の製造方法は、Ｃ：０．０３％
以下、Ｎｉ：１６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜１
３．０％、Ｍｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％
以下およびＡｌ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の合金を
鋳造後８００〜１２００℃で１〜４時間加熱して固溶化
熱処理をし、その後４００〜６００℃で１〜６時間加熱
して時効処理をするものであるが、上記合金の成分組成
は上記説明のとおりである。また、上記合金は、従来の
ものと同様に真空または不活性ガス雰囲気中において溶
解および鋳造を行うこともできるものであるが、不活性
ガス雰囲気中において溶解し、大気中で鋳造を行うこと
もできるし、溶解および鋳造を大気中でも行うことがで
きるものである。
【００１６】本発明の鋳造性に優れたマルエージング鋼
の製造方法において、鋳造後８００〜１２００℃で１〜
４時間加熱して固溶化熱処理をするのは、成分組成を均
一にするためである。その温度および時間を８００℃以
上および１時間以上にするのは、これより低い温度およ
び短い時間では成分組織が均一にならないとともに、固
溶化されないからであり、また１２００℃より高い温度
になると結晶粒が粗大化して靱性を低下するからであ
る。また加熱時間を４時間以下にするのは、４時間あれ
ば成分組織を均一することができるとともに、全体の組
織をマルテンサイトにすることができ、また４時間以上
になると結晶粒が粗大化して靱性を低下するからであ
る。
の製造方法において、鋳造後８００〜１２００℃で１〜
４時間加熱して固溶化熱処理をするのは、成分組成を均
一にするためである。その温度および時間を８００℃以
上および１時間以上にするのは、これより低い温度およ
び短い時間では成分組織が均一にならないとともに、固
溶化されないからであり、また１２００℃より高い温度
になると結晶粒が粗大化して靱性を低下するからであ
る。また加熱時間を４時間以下にするのは、４時間あれ
ば成分組織を均一することができるとともに、全体の組
織をマルテンサイトにすることができ、また４時間以上
になると結晶粒が粗大化して靱性を低下するからであ
る。
【００１７】また、本発明の鋳造性に優れたマルエージ
ング鋼の製造方法において、固溶化熱処理の後に４００
〜６００℃で１〜６時間加熱して時効処理するのは、Ｎ
ｉ3Ｍｏをを析出させて硬化および強化させるためであ
る。その温度および時間を４００℃以上および１時間以
上にするのは、これらより低い温度および短い時間では
Ｎｉ3 Ｍｏの析出が十分でないからであり、また６００
℃以下および６時間以下にするのは、これより高い温度
および長い時間では軟化して硬度および強度が低下する
からである。
ング鋼の製造方法において、固溶化熱処理の後に４００
〜６００℃で１〜６時間加熱して時効処理するのは、Ｎ
ｉ3Ｍｏをを析出させて硬化および強化させるためであ
る。その温度および時間を４００℃以上および１時間以
上にするのは、これらより低い温度および短い時間では
Ｎｉ3 Ｍｏの析出が十分でないからであり、また６００
℃以下および６時間以下にするのは、これより高い温度
および長い時間では軟化して硬度および強度が低下する
からである。
【００１８】本発明の鋳造性に優れたマルエージング鋼
の用途は、従来のマルエージング鋼と同様に熱間加工し
て用いることもできるし、また大気中で溶解および鋳造
することができるので、鋳造後熱間加工することなく用
いるもの、例えば金型、ゴルフクラブのヘッドなどの鋳
物製品に用いるのに適している。
の用途は、従来のマルエージング鋼と同様に熱間加工し
て用いることもできるし、また大気中で溶解および鋳造
することができるので、鋳造後熱間加工することなく用
いるもの、例えば金型、ゴルフクラブのヘッドなどの鋳
物製品に用いるのに適している。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施例によって説
明する。
明する。
【実施例】下記表１に示した成分組成の本発明の実施例
および比較例の６および７を除く鋼を大気雰囲気中で溶
解し、大気中でロストワックス鋳型に鋳造して図１に示
すような形状の試験用鋳物各２０個および直径１０ｍｍ
×２００ｍｍの円柱状の試験材各１０個を製造した。
および比較例の６および７を除く鋼を大気雰囲気中で溶
解し、大気中でロストワックス鋳型に鋳造して図１に示
すような形状の試験用鋳物各２０個および直径１０ｍｍ
×２００ｍｍの円柱状の試験材各１０個を製造した。
【００２０】
【表１】
【００２１】上記試験用鋳物および試験材をサンドブラ
スト処理にて鋳型を除去した後、試験用鋳物において
は、浸透探傷検査（カラーチェック）によって割れの検
査を実施した。その結果を下記表２に記載した。また、
本発明例の１〜７および比較例の１〜７の円柱状の試験
材を１１５０℃、２時間の固溶化熱処理および５００
℃、５時間の時効熱処理した後、これらの試験材から平
行部がφ６ｍｍの引張試験片を切り出し、これらの試験
片を用いて引張強度、耐力、伸びおよび硬さを測定し
た。その結果を下記表２に記載した。
スト処理にて鋳型を除去した後、試験用鋳物において
は、浸透探傷検査（カラーチェック）によって割れの検
査を実施した。その結果を下記表２に記載した。また、
本発明例の１〜７および比較例の１〜７の円柱状の試験
材を１１５０℃、２時間の固溶化熱処理および５００
℃、５時間の時効熱処理した後、これらの試験材から平
行部がφ６ｍｍの引張試験片を切り出し、これらの試験
片を用いて引張強度、耐力、伸びおよび硬さを測定し
た。その結果を下記表２に記載した。
【００２２】
【表２】
【００２３】これらの結果によると、本発明例は、割れ
発生率がいずれも０％であった。これに対して、本発明
よりＴｉ含有量が多い比較例１〜７のものは何れも割れ
が発生しており、真空およびＡｒガス雰囲気中で溶解お
よび鋳造したものは５％であったが、大気中で溶解およ
び鋳造したものは１６〜５５％であった。引張強度、耐
力、伸びおよび硬さは、Ｔｉ以外の成分組成が同様のも
のは殆ど差がなかった。
発生率がいずれも０％であった。これに対して、本発明
よりＴｉ含有量が多い比較例１〜７のものは何れも割れ
が発生しており、真空およびＡｒガス雰囲気中で溶解お
よび鋳造したものは５％であったが、大気中で溶解およ
び鋳造したものは１６〜５５％であった。引張強度、耐
力、伸びおよび硬さは、Ｔｉ以外の成分組成が同様のも
のは殆ど差がなかった。
【００２４】
【発明の効果】本発明の鋳造性に優れたマルエージング
鋼は、上記成分組成にしたこにより、大気中で溶解およ
び鋳造しても機械的性質を低下することなく、鋳造品に
割れを全く発生しないという優れた効果を奏する。
鋼は、上記成分組成にしたこにより、大気中で溶解およ
び鋳造しても機械的性質を低下することなく、鋳造品に
割れを全く発生しないという優れた効果を奏する。
【図１】本発明の実施例において製造した試験用鋳物の
斜視図である。
斜視図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で（以下同じ）、Ｃ：０．０３％
以下、Ｎｉ：１６．０〜２１．０％、Ｃｏ：６．０〜１
３．０％、Ｍｏ：３．０〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％
以下およびＡｌ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする
鋳造性に優れたマルエージング鋼。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：１６．０〜
２１．０％、Ｃｏ：６．０〜１３．０％、Ｍｏ：３．０
〜６．０％、Ｔｉ：０．１５％以下およびＡｌ：０．０
５〜０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなる成分組成の合金を鋳造後８００〜１２００
℃で１〜４時間加熱して固溶化熱処理をし、その後４０
０〜６００℃で１〜６時間加熱する時効処理をすること
を特徴とする鋳造性に優れたマルエージング鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000096935A JP2001279386A (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 鋳造性に優れたマルエージング鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000096935A JP2001279386A (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 鋳造性に優れたマルエージング鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001279386A true JP2001279386A (ja) | 2001-10-10 |
Family
ID=18611630
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000096935A Pending JP2001279386A (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 鋳造性に優れたマルエージング鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001279386A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100465298C (zh) * | 2002-12-23 | 2009-03-04 | Sfs因泰克控股股份公司 | 用于制造螺钉的方法以及按此方法制造的螺钉 |
| EP2253727A1 (en) * | 2008-02-20 | 2010-11-24 | Mitsubishi Steel MFG. CO., LTD. | Powder for iron-based sintered alloy |
| JP2018204048A (ja) * | 2017-05-30 | 2018-12-27 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
| WO2019124296A1 (ja) * | 2017-12-18 | 2019-06-27 | 日立金属株式会社 | 積層造形物およびその製造方法、ならびに、積層造形用金属粉末 |
-
2000
- 2000-03-31 JP JP2000096935A patent/JP2001279386A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100465298C (zh) * | 2002-12-23 | 2009-03-04 | Sfs因泰克控股股份公司 | 用于制造螺钉的方法以及按此方法制造的螺钉 |
| EP2253727A1 (en) * | 2008-02-20 | 2010-11-24 | Mitsubishi Steel MFG. CO., LTD. | Powder for iron-based sintered alloy |
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| US8685180B2 (en) | 2008-02-20 | 2014-04-01 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Iron-based alloy powder |
| JP2018204048A (ja) * | 2017-05-30 | 2018-12-27 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
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