(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭素を０．２％以下、マンガン、硫黄、リン、モリブデン，ニッケル，クロム、ニオブ、チタン、銅、バナジウム、アルミニウム、タングステン、ケイ素、窒素、酸素及び水素を合計で４％未満含み、残部が鉄及び通常の残留物からなり、「Ｃ≡Ｃ＋（Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５」で定義される炭素当量が０．４５−０．７の範囲である“鋳放し”鋳鋼品を取り出す段階、前記鋳造作業を実施した後で前記鋳鋼品を冷却する段階、及びその次に前記鋳鋼品をＡＣ3温度を超える温度まで再加熱して前記鋳鋼品を均質化したのち、前記鋳鋼品を前記ＡＣ3温度とＡＣ1温度の間にある臨界間温度まで冷却し、その次に室温まで焼入れすることによる熱処理作業を実施する段階、の各段階から成ることを特徴とする熱処理鋳鋼品の製造方法。
【請求項２】
熱処理鋳鋼品の製造方法が、鋳造作業を実施して前記の“鋳放し”鋳鋼品を作る段階及びその次に前記熱処理作業を実施する段階から成ることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の方法。
【請求項３】
前記鋳鋼品が、鋳造後の前記冷却の後に、室温ないし３５０℃の範囲にある温度まで再加熱されることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項４】
前記鋳鋼品が、９００℃ないし１１００℃の範囲にある温度まで加熱されて鋳鋼品を均質化されることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
前記均質化された鋳鋼品が、その次に１分当たり２℃ないし１分当たり１０℃にある速度で７００℃ないし８００℃の範囲にある温度まで冷却されることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項６】
前記均質化された鋳鋼品が、７００℃ないし８００℃の範囲にある前記温度まで炉冷されることを特徴とする請求の範囲第５項に記載の方法。
【請求項７】
前記鋳鋼品が、水焼入れ速度での焼入れにより室温まで焼入れされることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項８】
前記鋳鋼品が、水中における室温までの前記鋳鋼品の焼入れにより焼入れされることを特徴とする請求の範囲第７項に記載の方法。
【請求項９】
前記鋳鋼品が、０．１０％−０．２０％炭素から成ることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１０】
前記鋳鋼品が、０．１５％−０．２０％炭素から成ることを特徴とする前記請求の範囲第９項に記載の方法。
【請求項１１】
前記鋳鋼品が、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ及びＷを含む鋼から成ることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１２】
前記鋳鋼品が、
Ｃ        ０．１−０．２％
Ｍｎ      ０．９−１．５％
Ｓ        ０．００２−０．０１５％
Ｐ        ０．００２−０．０１５％
Ｍｏ      ０−０．２％
Ｎｉ      ０．３−０．６％
Ｃｒ      ０．３−０．６％
Ｎｂ      ０−０．１％
Ｔｉ      ０．０２−０．１０％
Ｃｕ      ０．５−１．０％
Ｖ        ０．１０−０．１９％
Ａｌ      ０．０３−０．１４％
Ｗ        ０．１０−０．５％
Ｓｉ      ０．３０−０．６５％
Ｎ2       ０．００８−０．０１２％
Ｏ2       ０．００６−０．０２５％
Ｈ2       ０．０００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
から成る鋼から成ることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１３】
前記鋳鋼品が作られる前記鋼が、従来法で融解されたのち鋳造されることを特徴とする前記請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１４】
前記請求の範囲のいずれか１項による方法によって作られた熱処理鋳鋼品。
【請求項１５】
炭素を０．２％以下、マンガン、硫黄、リン、モリブデン，ニッケル，クロム、ニオブ、チタン、銅、バナジウム、アルミニウム、タングステン、ケイ素、窒素、酸素及び水素を合計で４％未満含み、残部が鉄及び通常の残留物からなり、「Ｃ≡Ｃ＋（Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５」で定義される炭素当量が０．４５−０．７の範囲である熱処理鋳鋼品であって、前記鋳鋼品が、鋳造及びその次の冷却のあとに、前記鋳鋼品をＡＣ3温度を越える温度まで再加熱して前記鋳鋼品を均質化し、次に前記鋳鋼品をＡＣ3温度とＡＣ1温度の間にある臨界間温度まで冷却し、その次に室温まで焼入れすることによって熱処理された鋳鋼品であることを特徴とする前記鋳鋼品。
【請求項１６】
鋳鋼品が、前記熱処理のあとで微細な球状化炭化物から成ることを特徴とする請求の範囲第１４項又は第１５項に記載の鋳鋼品。
【請求項１７】
前記炭化物が、＜１ミクロンの粒径を持つことを特徴とする請求の範囲第１６項に記載の鋳鋼品。
【請求項１８】
前記で生成した鋳鋼品が、３６３−５００Ｈｂの範囲にある硬さ、１２００−１６００Ｎｍｍ-2の範囲にある強度、６−１２％の範囲にある伸び、室温において３０−６０ジュール及び−４０℃において２０−４０ジュールの範囲にあるシャルピー衝撃強さ、並びに６００Ｎｍｍ-2以上の降伏点を持つことを特徴とする請求の範囲第１４項ないし第１７項のいずれか１項に記載の鋳鋼品。
【請求項１９】
前記鋳鋼品が溶接可能であることを特徴とする請求の範囲第１４項ないし第１８項のいずれか１項に記載の鋳鋼品。
【発明の詳細な説明】
発明の説明
本発明は熱処理鋳鋼品の製造方法及び熱処理鋳鋼品に関する。
空気中で鋳造したのち固溶化熱処理を施し、次にその鋳鋼品を焼入れして最終的には焼戻しすることによって低合金鋼鋳鋼品を製造することは公知である。そのような鋳鋼品はシャルピー（Ｃｈａｒｐｙ）衝撃試験によって得られるように比較的優れた靭性を持つけれども、余り高い硬さは得られない。例えば、靭性は１０−４０（Ｖノッチ入りシャルピー）の範囲であるのに対して、僅か３００−３５０ブリネル（Ｂｒｉｎｅｌｌ）硬さしか得られない。
前記の性質は真空誘導融解のような技術を使って或る程度まで改善できるが、優れた靭性と一緒に高い硬さは得られない。しかしながら、このような形態の大量鋳鋼品製造は実用的ではない。
本発明の目的は、前記の欠点を克服する或いは少なくする、熱処理鋳鋼品の製造方法及び熱処理鋳鋼品を提供することである。
本発明の第１の側面によると、炭素を０．２％以下、マンガン、硫黄、リン、モリブデン，ニッケル，クロム、ニオブ、チタン、銅、バナジウム、アルミニウム、タングステン、ケイ素、窒素、酸素及び水素を合計で４％未満含み、残部が鉄及び通常の残留物からなり、「Ｃ≡Ｃ＋（Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５」で定義される炭素当量が０．４５−０．７の範囲である“鋳放し”鋳鋼品を取り出す段階、その段階の後で冷却する段階、及び前記鋳鋼品をＡＣ3温度を超える温度まで再加熱して前記鋳鋼品を均質化したのち、前記鋳鋼品を前記ＡＣ3温度とＡＣ1温度の間にある臨界間温度（ｉｎｔｅｒ-ｃｒｉｔｉｃａｌ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）まで冷却し、その次に室温まで焼入れすることによる熱処理作業を実施する段階、の各段階から成る熱処理鋳鋼品の製造方法が提供される。
熱処理鋳鋼品の製造方法は、鋳造作業を実施して前記“鋳放し”鋳鋼品を作る段階及び次いで前記熱処理作業を実施する段階を含むことができる。
この熱処理作業は、鋳造の後の前記冷却段階以外に、前記鋳造作業と前記熱処理作業の間にいずれの中間段階を挟むことなく実施することが好ましい。
鋳造の後の前記冷却が済んだのち、この鋳鋼品を３５０℃までの室温の範囲にある温度まで再加熱することができる。
この鋳鋼品を９００℃ないし１１００℃、好ましくは１０５０℃の範囲にある温度まで加熱して鋳鋼品を均質化することができる。
こうして均質化された鋳鋼品は、次に、１分当たり２℃ないし１分当たり１０℃にある速度で７００℃ないし８００℃の範囲にある温度まで冷却することができる。
均質化された前記鋳鋼品を７００℃ないし８００℃の範囲にある前記温度まで炉冷することができる。
この鋳鋼品を水焼入れ速度で室温近くまで焼入れしてもよく、水中でこの鋳鋼品を室温近くまで焼入れするのも好ましい。
この鋳鋼品は０．１０％−０．２０％炭素、又は０．１５％ないし０．２％炭素から成ることができる。
この鋳鋼品は鋼及びＭｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｗから成ることができる。
この鋳鋼品は
Ｃ        ０．１−０．２％
Ｍｎ      ０．９−１．５％
Ｓ        ０．００２−０．０１５％
Ｐ        ０．００２−０．０１５％
Ｍｏ      ０−０．２％
Ｎｉ      ０．３−０．６％好ましくは０．５％
Ｃｒ      ０．３−０．６％好ましくは０．５％
Ｎｂ      ０−０．１％
Ｔｉ      ０．０２−０．１０％
Ｃｕ      ０．５−１．０％
Ｖ        ０．１０−０．１９％好ましくは０．１０−０．１５％
Ｗ        ０．１０−０．５％
Ｓｉ      ０．３０−０．６５％好ましくは０．５％
Ｎ2       ０．００８−０．０１２％
Ｏ2       ０．００６−０．０２５％
Ｈ2       ０．００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物 残部
から成る鋼から成ることができる。
鋳鋼品が作られる鋼は、従来法で融解して例えば空気中で鋳造することができる。
本発明の第２の側面によると本発明の第１の側面の方法により作られた鋳鋼品が提供される。
本発明の第３の側面によると、炭素を０．２％以下、マンガン、硫黄、リン、モリブデン，ニッケル，クロム、ニオブ、チタン、銅、バナジウム、アルミニウム、タングステン、ケイ素、窒素、酸素及び水素を合計で４％未満含み、残部が鉄及び通常の残留物からなり、「Ｃ≡Ｃ＋（Ｍｎ）／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５」で定義される炭素当量が０．４５−０．７の範囲である熱処理鋳鋼品であって、鋳造後の次の冷却の後に、前記鋳鋼品をＡＣ3温度を超える温度まで再加熱して前記鋳鋼品を均質化し、次に前記鋳鋼品をＡＣ3温度とＡＣ1温度との間にある臨界間温度まで冷却し、その次に室温まで焼入れすることによって熱処理された熱処理鋳鋼品が提供される。
前記の熱処理後の鋳鋼品は、残留オーステナイト及びフェライトと、針状ベイナイト、針状フェライト、ベイナイト型フェライト、及び必要に応じてマルテンサイトの少なくとも１種とから成る２相組織から成ることができる。
前記熱処理後の鋳鋼品は、微細な球状炭化物から成ることができる。
この炭化物は＜１ミクロンの粒径を持つことができる。
こうして生成した鋳鋼品は、３６３−５００Ｈｂの範囲にある硬さ、１２００−１６００Ｎｍｍ-2の範囲にある強さ、６−１２％の範囲にある伸び、室温で３０−６０ジュール（Ｊｏｕｌｅ）及び−４０℃で２０−４０ジュールの範囲にあるシャルピー衝撃強さ、並びに６００Ｎｍｍ-2以上の降伏点を持つ。
前述の鋳鋼品の中に下記の理由により次の元素が添加される。
銅を０．５ないし１．０％の範囲で添加するとオーステナイトが安定化する、更に特に前記の熱処理の後半部分での析出硬化（ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）も促進する。０．５％未満ではオーステナイトが安定化するには不十分な銅であり、一方１．０％を超えると添加効果は殆どない。
０．３−０．６％の範囲のニッケルを添加するとオーステナイトが安定化する。０．３％未満ではオーステナイト安定化するには不十分であり、一方０．６％を超えると添加効果は殆どない。
０．０３％ないし０．１４％の範囲のアルミニウムを最初に添加すると鋼を脱酸し、しかも結晶粒の微細化効果も現れる。０．０３％未満ではアルミニウムが余りにも少ないので脱酸が起こることはない、一方０．１４％を超えるとアルミニウムが余りにも多いので脱酸が起ることはない。従って、比較的多めのアルミニウムが添加される。従来の賢明な方法はアルミニウム含有量を極めて多くして靭性を下げることであるが、我々は、所望の結晶粒の微細化効果を出すには比較的多量の残留アルミニウムが必要であることを確認した。
タングステン、バナジウム、チタン及びクロムが全て存在すると、溶鋼の中で炭化物及び浸炭窒化物が生成する。タングステン及びバナジウムは比較的強い炭化物及び浸炭窒化物の生成体であり、そしてチタンもクロムも炭化物を生成する。チタンが０．０２％以上存在すると、ピン（ｐｉｎ）状のオーステナイト粒界を促進し、微細な結晶粒だけでなく炭化物や浸炭窒化物を生成し、チタンが０．１０％を超えると更なる効果は殆どない。バナジウムは、炭化物を生成するために０．１％以上入れるが、０．１９％を超えると炭化物の結晶粒粗大化により靭性が低下する。Ｗ及びＣｒは、各々、０．１％及び０．３％を超えると微細な炭化物が生成する、一方０．５％を超えると炭化物の形態により靭性が低下する。鋼が作られる原料の中にはモリブデンおよび／またはニオブ元素は存在するが、必ずしも両元素とも存在するとは限らないので、これらの両元素の量は規定される最大量までは厳密に制御される。
０．９−１．５％の範囲のマンガンを添加するとオーステナイトが安定化し、溶鋼の中で炭化物が生成して混在物の形態の制御が助長される。
０．９％未満のマンガンではオーステナイトが安定化して硫化物混在物の改質を続けるには不十分なマンガン量であり、一方１．５％を超えるとマンガンが多すぎて所望の安定化効果が得られない。
鋼を酸素から確実に保護するために鋳鋼合金の中にケイ素が必要なので、０．３％を超えるケイ素が供給される。即ち、鋼は確実に脱酸される。しかしながら、ニッケル及びマンガンはオーステナイトに対するケイ素の非安定化効果を防ぐ作用をするので、ケイ素の含有量が約０．６５％を超えない限りオーステナイトは安定化する。
炭素が０．１０％ないし０．２０％存在すると変態炭化物が生成して、針状ベイナイト及びベイナイト型フェライトの中で球状炭化物が生成する。
硫黄及びリンは、破壊靭性及び溶接性によって測定される靭性を抑えるので、可能な限り低含有量で存在する。両元素の産業上の最低量は、０．００２％である。
この明細書では、ＡＣ3温度は、徐冷の時にオーステナイトから変態が起こるときにフェライト及びオーステナイトが同時に現れる温度より低い温度であり、ＡＣ1温度は、徐冷の時にフェライト及びオーステナイトの混合物から変態が起こるときにフェライト及び炭化鉄が現れる温度より低い温度である。
炭素当量は、溶接用の鋼の当量炭素含有量を決めるために使われる経験式である。
本発明を付図を参照しながら、例のつもりで更に詳細に以後説明するが、図１からズ５は倍率５０倍であり：
図１は本発明によって作られた鋳鋼品の顕微鏡写真であり；
図２は図１の鋳鋼品と同じ組成の鋳造品の顕微鏡写真であり；
図３は図１の顕微鏡写真の鋼と同じ組成であるが異なる熱処理が施された鋳鋼品の顕微鏡写真であり；
図４は図１の鋳鋼品と同じ組成で作られたが更に熱処理が施された鋳鋼品の顕微鏡写真であり；
図５は図１の鋳鋼品と同じ組成で作られたが更に尚、熱処理が施された鋳鋼品の顕微鏡写真であり；
図６は本発明によって作られた別の鋳鋼品の倍率５００倍の顕微鏡写真であり；
図７は図６の鋳鋼品であるが倍率１２５０倍の顕微鏡写真であり；
図８は本発明によって作られた尚、別の鋳鋼品の倍率５００倍の顕微鏡写真であり；
図９は図８の鋳鋼品であるが倍率１２５０倍の顕微鏡写真であり；
図１０は図８の鋳鋼品であるが“鋳放し”の状態の倍率６３倍の顕微鏡写真であり；そして
図１１は図１０の鋳鋼品であるが倍率５００倍の顕微鏡写真である。
実施例１
清浄な鋼原料、即ちリン及び硫黄が少なくて各元素が０．０１５％未満で、全量で４％未満の低合金含有量を持ち、本実施例では０．１％未満の低炭素含有量を含む原料、を加熱することにより、高強度及び優れた靭性を持つ鋳造品を製造するための低合金鋼を作り、誘導炉の中で従来法により約１５６０℃の温度まで加熱した。約０．１％のアルミニウムを鋼浴に添加したのち、所望の微量合金成分を添加すると下記の表による“鋳放し”の分析値が得た。
Ｃ        ０．１−０．２％
Ｍｎ      ０．９−１．５％
Ｓ        ０．００２−０．０１５％
Ｐ        ０．００２−０．０１５％
Ｍｏ      ０−０．２％
Ｎｉ      ０．３−０．６％
Ｃｒ      ０．３−０．６％
Ｎｂ      ０−０．１％
Ｔｉ      ０．０２−０．１０％
Ｃｕ      ０．５−１．０％
Ｖ        ０．１０−０．１９％
Ａｌ      ０．０３−０．１４％
Ｗ        ０．１０−０．５％
Ｓｉ      ０．３０−０．６５％
Ｎ2       ０．００８−０．０１２％
Ｏ2       ０．００６−０．０２５％
Ｈ2       ０．０００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
微量合金成分はいずれの所望の従来法で添加してもよく、例えば本実施例ではＴｉ、Ｗ及びＣｕは元素として添加したが、バナジウム及びＭｎは鉄合金として添加し、そして必要な過剰の炭素を僅かに添加するだけで所望の炭素量が最高の０．２％となった。本実施例では、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉは原料の中に適量入っているのでこれらの元素は添加しなかった。
次に、前記で生成した溶鋼を、例えば誘導加熱によって１分当たり５０℃で急速に１６３０℃の温度まで過熱した。
次いで、誘導炉を１６３０℃で栓を開けて出湯させ、取鍋に出湯するのに合わせて０．１％のアルミニウムを金属流体へ添加した。取鍋の中にカルシウム、ケイ素、マンガンの鉄合金として０．１％のＣａ、Ｓｉ、Ｍｎを添加した。
前記で生成した鋼は取鍋から定形金型の中に鋳込んで、いずれの中間段階を挟むことなくこの時に生成する鋳鋼品を室温まで冷却した。
この鋳鋼品を室温まで冷却するのが速ければ速いほど、合金化条件の“フェーディング（ｆａｄｅ）”がそれだけ防がれると考えられる。
この鋳鋼品を室温まで冷却した後、遅れを避けるために、この場合もいずれの中間段階を挟むことなく鋳鋼品を単一段階で加熱した。この単一段階は鋳鋼品を１０５０℃まで再加熱してその鋳鋼品を均質化することから成っていた。これは従来の空気炉で行なった。均質化したのち、この炉を１分当たり約５℃の平均速度で７５０℃まで冷却した。その次に、この鋳鋼品を室温まで水焼入れを行なった。この鋳鋼品から中央部分で試料を切り出して従来法で調製した。必要な場合は、空気炉を７８０℃ないし７３０℃の範囲の温度まで冷却することができる。温度がこの範囲に下がるけれども、降伏点を除いた全ての機械的性質は変わらない。ベイナイトの消耗でフェライトの体積分率が増加するので、このようなことが考えられる。
図１から極めて明白なように、ミクロ組織は、白い相の中に大部分が残留したオーステナイト又はフェライトを示す相と、別の相の中に前記の熱処理により球状化された極めて微細な炭化物と一緒の少量のベイナイト型フェライト及びマルテンサイトを含む針状ベイナイトを示す相との明確な２相組織であった。この炭化物は１ミクロン未満の粒径である。前記の炭化物生成体が化学量論的法則に従って溶鋼の中で炭素を含む炭化物を生成するけれども、チタン又はバナジウム浸炭窒化物のような浸炭窒化物も生成するので、窒素含有量は前記の表に示すように一定である。前記で生成する鋳鋼品の中の合金元素の役割は既に説明しているのでここで再び説明する必要はない。
前に説明して図１に示した例では、鋳鋼品は次のような組成である；
Ｃ        ０．１９％
Ｍｎ      １．０９％
Ｓ        ０．００４％
Ｐ        ０．００７％
Ｍｏ      ０．１５％
Ｎｉ      ０．４７％
Ｃｒ      ０．５３％
Ｎｂ      ０．００４％
Ｔｉ      ０．０４３％
Ｃｕ      ０．６９％
Ｖ        ０．１６％
Ａｌ      ０．０８２％
Ｗ        ０．２５％
Ｓｉ      ０．６３％
Ｎ2       ０．００８−０．０１２％
Ｏ2       ０．００６−０．０２０％
Ｈ2       ０．０００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
炭素当量  ０．６２
上記のように図１に示す例は、本発明による熱処理を行ない試料を試験すると次の物理的性質を持つことが判った：
硬さ                              ４００-４１５Ｈｂ
ＵＴＳ                            １３３１Ｎｍｍ-2
伸び                                ７％
面減少率                          ２０％
耐衝撃性（シャルピーＲＴ）        ４４ジュール
耐衝撃性（シャルピー−４０℃）    ２３ジュール
降伏点                            １０６１Ｎｍｍ-2
前記で生成した鋳鋼品は、得られた硬さレベルの割には比較的靭性があることが注目される。
実施例２
上記と同じ組成の鋼を、先に説明した鋳鋼品と同じような鋳鋼品にしたが、この鋳鋼品は、最初に１０５０℃の熱処理を実施し、次に室温まで水焼入れを行ないその次に４５０℃で焼戻しを実施した。
図１の例と同じ方法で別に作った鋳鋼品をこのような従来の熱処理により次の物理的性質を得た：
硬さ                              ３７５Ｈｂ
ＵＴＳ                            １１９３Ｎｍｍ-2
伸び                                ５％
面減少率                          １０％
耐衝撃性（シャルピーＲＴ）        １５ジュール
降伏点                            １１６４Ｎｍｍ-2
全項目とも物理パラメーターは、本発明によって作りそして本発明によって熱処理した試料のパラメーターよりも小さかった。
実施例３＆４
実施例３＆４では、下記に示す組成を持ち、先に説明したような熱処理鋳鋼品を実施例１の場合のように作った。
Ｃ        ０．１７％
Ｍｎ      ０．４９％
Ｓ        ０．０１０％
Ｐ        ０．００５％
Ｍｏ      ０．００５％
Ｎｉ      ０．０１７％
Ｃｒ      ０．０２４％
Ｎｂ      ０．００３％
Ｔｉ      ０．０８０％
Ｃｕ      ０．００８％
Ｖ        ０．００１％
Ａｌ      ０．００３％
Ｗ        ０．３７％
Ｓｉ      ２．３１％
Ｎ2       ０．００８−０．０１２％
Ｏ2       ０．００６−０．０２０％
Ｈ2       ０．０００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
炭素当量  ０．２９
実施例３の試料は、第１の実施例に関連して説明した本発明による熱処理を実施したが、これに対して実施例４の別の試料は先に説明した従来の熱処理を実施した。次の結果を得た。
0004326592.tif 000002
実施例３の試料は本発明による熱処理に対応しなかったことが判る。この組成物は、０．３７％タングステン、及び０．０８％チタンを含み、バナジウム、銅又はクロムは事実上含んでいなかった。
実施例５
５番目の実施例では先に説明したように試料を再び作り、この場合は本発明による熱処理だけの熱処理が終わった鋳鋼品から試料を採った。実施例５は次表の組成であった：
Ｃ        ０．２７％
Ｍｎ      ０．８３％
Ｓ        ０．０１０％
Ｐ        ０．０１４％
Ｍｏ      ０．１０％
Ｎｉ      ０．５５％
Ｃｒ      ０．６０％
Ｎｂ      ０．１３％
Ｔｉ      ０．０５４％
Ｃｕ      ０．８０％
Ｖ        ０．１９％
Ａｌ      ０．０８５％
Ｗ        ０．３１％
Ｓｉ      ０．７５％
Ｎ2       ０．００８−０．０１２％
Ｏ2       ０．００６−０．０２０％
Ｈ2       ０．０００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
炭素当量  ０．６７
本発明による熱処理後の本実施例の試料を試験すると次の物理的性質を持つことが判った：
硬さ                              ４１５Ｈｂ
ＵＴＳ                            １１８９Ｎｍｍ-2
伸び                                ３％
面減少率                          ２４％
耐衝撃性（シャルピーＲＴ）          ８ジュール
降伏点                            １０７４Ｎｍｍ-2
この合金は、０．３１％タングステン、０．０８５％アルミニウム、０．１９％バナジウム及び０．８０％銅を含んでいたことが判る。従って、上記の元素は、本発明で規定した範囲内であるが、０．２７％の炭素含有量及び０．１３％のニオブ含有量は多すぎており規定した範囲外である。硬さ及びＵＴＳ値は同じ位であるが、靭性は僅か８ジュールである。
第１の実施例の試料のようにこの試料にも疲れ試験を実施すると、本発明の１０6サイクルの疲れ寿命と比較して僅か１０5サイクルの疲れ寿命であることが判った。
実施例６
実施例６では、第１の実施態様に関連して説明したような鋼を再び作ると、次表に示す組成であった：
Ｃ        ０．１８％
Ｍｎ      ０．９８％
Ｓ        ０．００５％
Ｐ        ０．０１１％
Ｍｏ      ０．１２％
Ｎｉ      ０．５０％
Ｃｒ      ０．６８％
Ｎｂ      ０．００８％
Ｔｉ      ０．０７４％
Ｃｕ      ０．６９％
Ｖ        ０．０１％
Ａｌ      ０．１１％
Ｗ        ０．２５７％
Ｓｉ      ０．４７％
Ｎ2       ０．０１０％
Ｏ2       ０．００６−０．０２０％
Ｈ2       ０．０００３−０．０００６％
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
炭素当量  ０．５８
この組成は、バナジウムが実質的に含まれていないことを除いて、実施例１の表に示すように本発明による組成物の組成と似ていたことが判る。本実施例による鋳鋼品の試料を本発明による熱処理を施して作ると、次の物理的性質であることが判った。
硬さ                              ４１５Ｈｂ
ＵＴＳ                            １３４０Ｎｍｍ-2
伸び                                ９％
面減少率                          ２２％
耐衝撃性（シャルピーＲＴ）        ２８ジュール
降伏点                            ７２５Ｎｍｍ-2
２８ジュールの耐衝撃性は、実施例１の４４ジュールの耐衝撃性と比較すると小さくなったことが判り、そのことはバナジウムが実質的に存在しないことが要因である。
先に説明した疲れ試験は、平均応力２７２Ｎｍｍ-2、応力比Ｒ＝０．０１及び振動数１０Ｈｚで実施した。破壊までのサイクル、或いは本発明による実施例の場合は試験の停止までのサイクルを測定した。
以後は図面を参照するが、全ての図面では試料は実施例１の鋳鋼品から採取して種々の熱処理を実施した。
図１は、本発明によって今迄に説明した熱処理後の実施例１を示していて、それによると白い組織としての残留オーステナイト又はフェライトと、少量のベイナイト型フェライト及びマルテンサイトを含む針状ベイナイトとから成る２相組織を明確に示している。針状ベイナイト組織により２００ｇｍの荷重で鋳鋼品は約５００Ｈｖという比較的大きい硬さが得られ、一方、約２００Ｈｖの硬さの残留オーステナイト又はフェライトにより鋳鋼品の靭性が得られるが、微細な炭化物により格子強度は少し低下する。
図２では、ウィドマンステッテン組織を見ると、顕微鏡写真がウィドマンステッテンフェライト及び微細なパーライトを示す“鋳放し組織”を明確に証明している。
従って、図２は図１の実施例の試料の“鋳放し”組織を示している。
図３は、鋳鋼品が１０５０℃で均質化され、５００℃まで炉冷されたのち、水焼入れの熱処理が施された後の図１の実施例を示している。本明細書の請求の範囲よりも低いけれども、５００℃の温度まで炉冷した結果として、この顕微鏡写真では、羽毛状の上部ベイナイトは少量の下部ベイナイト及びマルテンサイトと一緒に存在している組織がミクロ組織の“白い”部分の中に観察される。“白い”羽毛状の上部ベイナイトは、本当は白い組織ではなく、実際は“黒みがかった相”であるので、このミクロ組織は真の２相組織ではない。こうして生成したミクロ組織はさほど靭性はなく、さほど硬さでもない。
図４は、鋳鋼品が１０５０℃で均質化され、７３０℃まで空冷された後、水焼入れの熱処理が施された図１の実施例を示している。前記の請求の範囲よりも速い冷却速度（例えば、１分当たり約１０℃）の、７３０℃までの空冷の結果として、この顕微鏡写真によると、白い相はこの場合も残留オーステナイト又はフェライトであるが、この実施例では図３よりも多くのマルテンサイトが生成するので、衝撃強さは低下して冷却速度が速いことから図２のマルテンサイトよりもはるかに黒みがかった２相組織が観察される。
図４の顕微鏡写真は、穏やかに冷却すること、即ち９００℃ないし１１００℃の再加熱温度から２℃ないし６℃／分の範囲にある速度で炉冷することが重要であることを示している。
図５は、鋳鋼品を１０５０℃で均質化し、その次に４５０℃まで空冷したのち、水焼入れの熱処理を実施した時の図１の実施例を示している。比較的低い温度までの冷却と組み合わせた空冷の結果として、この顕微鏡写真は、さほど硬さも、さほど靭性もない下部ベイナイトの単一相から成るミクロ組織を示している。
本発明によると、７００℃、ないし本実施例では約７５０℃を超える８００℃の温度までの前記の熱処理の間に冷却が必要である。本発明による熱処理は、約１０５０℃までの加熱による８６０−８９０℃のＡＣ3温度を超える熱処理と、ＡＣ3温度未満であるが、約７５０℃でありそして最低約７００℃でのＡＣ1を超える臨界間熱処理との組み合わせである。このことは、最初に鋳鋼品を均質化し、次いで室温まで冷却し、引き続いて加熱して、亜臨界（ｓｕｂ-ｃｒｉｔｉｃａｌ）熱処理まで焼き戻しをする既知の熱処理とは対照的である。
本発明によって、ＡＣ3温度よりもかなり高い約１０５０℃の前記の均質化熱処理温度まで鋳鋼品を加熱したのち、炉冷、即ち前記の範囲内の速度で比較的緩く冷却すると、臨界間熱処理、即ちＡＣ1温度とＡＣ3温度との間での熱処理が実施できる。実際は、鋳鋼品を従来通り８７０℃ないし１１５０℃の範囲で均質化し、その次に室温まで焼入れ、引き続いて亜臨界温度まで再加熱する。
例えば、１０５０℃で均質化すると溶鋼の中で生成した炭化物は分解し、そして結晶粒組織は従来から見慣れている図２で示されている組織から細粒化する。次にこの鋳鋼品を臨界間温度領域まで炉冷するが、その目的は、炭化物を球状化すること及び約７５０℃まで比較的ゆっくりと冷却することによりオーステナイトを残留することである。所望の針状ベイナイトが得ることができる。所望の硬さはベイナイト相から得られること、一方、靭性は残留オーステナイト及びフェライト、並びに球状化された炭化物から得られると考えられる。
本発明による実施例のミクロ組織の前記の例の中ではあるが、残留オーステナイトを含む白い相についての参考である。前記の参考には、ベイナイト、又はベイナイトとマルテンサイトに変態するフェライトだけでなくもフェライトも含んでよい。マルテンサイトは通常、約５５０ないし６００Ｈｖの硬さを示すが、針状ベイナイトは約４００ないし４５０Ｈｖの硬さを示し、この数値は試料を試験することにより実際に測定した硬さに概ね等しい。更に、実施例１では約４０ジュールの靭性が得られる。
下記の表は、更に２個の実施例、即ち実施例７及び８、の組成を示していて、この両者を実施例１と関連して以前に本明細書において説明したように作り、実施例１と関連して説明したように本発明による熱処理を実施した。
実施例７熱処理（Ｈｅａｔ）Ｎｏ．ＢＰ１３７
Ｃ        ０．２０
Ｍｎ      ０．９３
Ｓ        ０．００７
Ｐ        ０．０１２
Ｍｏ      ０．１４
Ｎｉ      ０．４５
Ｃｒ      ０．５０
Ｔｉ      ０．０６０
Ｃｕ      ０．６６
Ｖ        ０．１３
Ａｌ      ０．０８９
Ｗ        ０．３０
Ｓｉ      ０．５６
Ｎ2       ０．０１１
Ｏ2       ０．０２１
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
炭素当量  ０．５８
熱処理Ｎｏ．ＢＰ１３７による試料を試験すると次の物理的性質であることが判った。
0004326592.tif 000003
実施例８ 熱処理Ｎｏ．ＡＲ０８７
Ｃ        ０．１５
Ｍｎ      １．１３
Ｓ        ０．００６
Ｐ        ０．０２０
Ｍｏ      ０．１５
Ｎｉ      ０．６０
Ｃｒ      ０．４６
Ｔｉ      ０．０２０
Ｃｕ      ０．６０
Ｖ        ０．１４
Ａｌ      ０．１４０
Ｗ        ０．１６
Ｓｉ      ０．４１
Ｎ2       ０．００８
Ｏ2       ０．０２４
Ｆｅ及び通常の残留物      残部
炭素当量  ０．５７
熱処理Ｎｏ．ＡＲ０８７による試料を試験すると次の物理的性質であることが判った。
0004326592.tif 000004
上記において、シャルピー試験の結果は多数の試験値の平均値として表しており、熱処理Ｎｏ．ＡＲ０８７の場合は、記載したいろいろな温度での試験の結果を示している。
図６及び７は熱処理Ｎｏ．１３７の試料の顕微鏡写真であり、少量の残留オーステナイト又はフェライトと、針状ベイナイト型フェライト及びマルテンサイトとを含む２相組織を示している。
図８及び９は、熱処理Ｎｏ．ＡＲ０８７から採った試料の顕微鏡写真であり、両図は、この場合は熱処理Ｎｏ．１３７の場合よりも多いフェライト及び残留オーステナイトと、ベイナイト型フェライト及び比較的少ない針状フェライトを含む針状ベイナイトとを表す２相組織も示している。
比較のために、図１０及び１２は熱処理Ｎｏ．ＡＲ０８７から採取したが、“鋳放し”の状態、即ち本発明による熱処理の前の試料の顕微鏡写真であり、等軸系フェライト、並びにウィドマンステッテンフェライト及びパーライトを示している。
本発明による鋳鋼品は多様な用途を持つが、例えばその鋳鋼品を使うと最少の重量で高強度及び優れた靭性を出すことが特に望まれる鉄道車両用連結器を得ることができる。そのような連結器は強度と耐摩耗性の最高５０％の改善を実現出来て、更に、それらの連結器は比較的低振動数の疲労を受けるが、本発明を実施する鋼によってそれも著しく改善される。
本発明による鋳鋼品は溶接が可能であること、及びそのような鋼の特別な用途が溶接で結合される部位を持つ側枠付きの客車のような鉄道車両の台車向けであるという点においても本発明を実施する鋳鋼品は有用である。更に、本発明を実施する鋳鋼品によって、以前に使用されていた材料の量の最高半分の使用量、従って以前に必要とされた重量の半分の使用量で済ませることができる。
規定された範囲内に炭素当量があるので、本発明を実施する鋳鋼品は前記の溶接性を持っている。炭素当量が０．４５未満の場合、鋳鋼品はいずれの予熱も必要ではなく、しかも溶接過程での加熱に関連する後熱も必要としない。炭素当量が０．７を超える場合、鋳鋼品を予熱するだけでなく、その鋳鋼品に後熱処理もする必要がある。規定された範囲で実施することにより溶接性に関する所望の特性が得られる。
本明細書では、全てのパーセント組成は“重量％”で表記され、全ての降伏点は０．２％耐力であり、シャルピー試験は規定された温度（ＲＴ＝室温）におけるＩＳＯのＶノッチ試験であり、全ての伸びは直径の４倍の標点距離の試験片を用いている。
特定の形態又は開示された機能を実施するための手段に関して表現され、今迄の説明で開示された特徴、又は次の請求の範囲、又は付図、或いは適切に開示されて結果を実現するための方法又はプロセスは、個別に又は前記の特徴と組み合わせてそれらのいろいろな形で本発明を実施するために利用できる。
【図１】
0004326592.tif 000005
【図２】
0004326592.tif 000006
【図３】
0004326592.tif 000007
【図４】
0004326592.tif 000008
【図５】
0004326592.tif 000009
【図６】
0004326592.tif 000010
【図７】
0004326592.tif 000011
【図８】
0004326592.tif 000012
【図９】
0004326592.tif 000013
【図１０】
0004326592.tif 000014
【図１１】
0004326592.tif 000015