JPH01176055A - 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
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）
この発明は、熱間鍛造後の焼入れ焼戻し処理いわゆる調
質処理が省略できるだけでなく、鍛造前の切断加工性に
も優れた熱間鍛造用非調質鋼に関するものである。
質処理が省略できるだけでなく、鍛造前の切断加工性に
も優れた熱間鍛造用非調質鋼に関するものである。
（従来の技術）
自動車、産業機械などの機械構造用熱間鍛造部品は、従
来、機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金鋼を用い
て、鍛造加工後、焼入れ焼もどし処理いわゆる調質処理
を経て必要な強度および靭性に調整された後、機械加工
によって仕上げられる。
来、機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金鋼を用い
て、鍛造加工後、焼入れ焼もどし処理いわゆる調質処理
を経て必要な強度および靭性に調整された後、機械加工
によって仕上げられる。
かかる調質処理は、機械的性質を確保するために必要で
あるが、多大の熱エネルギーを要するとともに、処理工
数の増加等のため、部品製造コストの上昇を招いている
。そのため、近年、省エネルギーや工程省略によるコス
トダウンを図るべく、熱処理を省略して熱間鍛造のまま
で使用することができるいわゆる非調質鋼が開発され、
機械構造用部品に一部実用化されつつある。これらは■
、Ｎｂ、 Ｔｉなどの析出強化型元素を添加することに
より、所要強度を熱間鍛造後の冷却過程で得るものであ
る。（たとえば特公昭５８−５３７０９号公報、特開昭
５６−３８４４８号公報）。
あるが、多大の熱エネルギーを要するとともに、処理工
数の増加等のため、部品製造コストの上昇を招いている
。そのため、近年、省エネルギーや工程省略によるコス
トダウンを図るべく、熱処理を省略して熱間鍛造のまま
で使用することができるいわゆる非調質鋼が開発され、
機械構造用部品に一部実用化されつつある。これらは■
、Ｎｂ、 Ｔｉなどの析出強化型元素を添加することに
より、所要強度を熱間鍛造後の冷却過程で得るものであ
る。（たとえば特公昭５８−５３７０９号公報、特開昭
５６−３８４４８号公報）。
（発明が解決しようとする問題点）
しかしながら上記の非調質鋼は、鍛造前の素材の段階で
も析出強化により、従来鋼より硬さが高くなっているこ
とから、鍛造の前工程に問題があった。
も析出強化により、従来鋼より硬さが高くなっているこ
とから、鍛造の前工程に問題があった。
すなわち、熱間鍛造部品の製造工程においては、鍛造前
に素材を所定寸法に切断する工程が必要であり、ビレッ
トシャー切断、鋸切断、ガス切断等が用いられているが
ビレットシャーや鋸盤による切断において硬さの上昇は
刃具の寿命を短かくするため好ましくない。
に素材を所定寸法に切断する工程が必要であり、ビレッ
トシャー切断、鋸切断、ガス切断等が用いられているが
ビレットシャーや鋸盤による切断において硬さの上昇は
刃具の寿命を短かくするため好ましくない。
このように従来の熱間鍛造用非調質鋼では、鍛造後の調
質処理省略という効果をもたらす反面、鍛造前の素材硬
さが従来の調質用鋼より高いため、切断工程のビレット
シャーや鋸盤での切断加工性が劣るというところに問題
を残していた。
質処理省略という効果をもたらす反面、鍛造前の素材硬
さが従来の調質用鋼より高いため、切断工程のビレット
シャーや鋸盤での切断加工性が劣るというところに問題
を残していた。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、非調
質性に優れるのはいうまでもなく、鍛造前の切断加工工
程における切断加工性にも優れた熱間鍛造用非調質鋼を
提案することを目的とする。
質性に優れるのはいうまでもなく、鍛造前の切断加工工
程における切断加工性にも優れた熱間鍛造用非調質鋼を
提案することを目的とする。
（問題点を解決するための手段）
さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重
ねた結果、鍛造前の切断工程において良好な切断加工性
を得るには、鋼材の硬さをプリネル硬さ（ＨＢ）で２０
０以下にすれば良いことの知見を得た。
ねた結果、鍛造前の切断工程において良好な切断加工性
を得るには、鋼材の硬さをプリネル硬さ（ＨＢ）で２０
０以下にすれば良いことの知見を得た。
そこで発明者らは次に、上記の硬さ特性を実現すべく鋼
材成分について広範囲にわたって検討した末に、所期し
た目的を達成できる組成を突き止め、この発明を完成さ
せるに至ったのである。
材成分について広範囲にわたって検討した末に、所期し
た目的を達成できる組成を突き止め、この発明を完成さ
せるに至ったのである。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。すなわ
ちこの発明は、 Ｃ： ０．３０〜０．６０ｗｔχ （以下単に％で示す
）、Ｓｉ ： ０．１０〜０．６０％、 Ｍｎ ： ０．５０〜２．００％以下、Ｐ ： ０．０
３０％以下、 Ｓ ： ０．０１０ 〜０．１２０ ％、Ａｌ ：
０．０２０ 〜０．０６０ ％、Ｎ ： ０．００２
〜０．０１５％およびＶ：０．０５〜０．４０％、 を含み、かつ Ｎｂ ： ０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ ： ０．
００５〜０．０５０％、Ｃｒ ： ０．１５〜０．６０
％およびＰｂ ： ０．０４〜０．３０％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部は実質
的にＦｅの組成になり、硬さが）ＩＢで２００以下であ
ることからなる被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼であ
る。
ちこの発明は、 Ｃ： ０．３０〜０．６０ｗｔχ （以下単に％で示す
）、Ｓｉ ： ０．１０〜０．６０％、 Ｍｎ ： ０．５０〜２．００％以下、Ｐ ： ０．０
３０％以下、 Ｓ ： ０．０１０ 〜０．１２０ ％、Ａｌ ：
０．０２０ 〜０．０６０ ％、Ｎ ： ０．００２
〜０．０１５％およびＶ：０．０５〜０．４０％、 を含み、かつ Ｎｂ ： ０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ ： ０．
００５〜０．０５０％、Ｃｒ ： ０．１５〜０．６０
％およびＰｂ ： ０．０４〜０．３０％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部は実質
的にＦｅの組成になり、硬さが）ＩＢで２００以下であ
ることからなる被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼であ
る。
以下この発明を具体的に説明する。
まず、この発明鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理
由について説明する。
由について説明する。
Ｃ： ０．３０〜０．６０％
Ｃは、強度を得るために必要な元素であり、熱間鍛造の
ままで所望の強度を確保するためには少なくとも０．３
０％を必要とするが、０．６０％を超えると、硬さが高
くなりすぎて、靭性や被削性の劣化を招くので、Ｃは０
．３０〜０．６０％の範囲とする必要がある。
ままで所望の強度を確保するためには少なくとも０．３
０％を必要とするが、０．６０％を超えると、硬さが高
くなりすぎて、靭性や被削性の劣化を招くので、Ｃは０
．３０〜０．６０％の範囲とする必要がある。
Ｓｉ ： ０．１０〜０．６０％
Ｓｉは、製鋼の脱酸剤および熱間鍛造ままでの強度確保
のために必要な元素であり、そのためには少なくとも０
．１０％を必要とするが、０．６０％を超えると靭性お
よび被削性とも害されるので、Ｓｉは０．１０〜０．６
０％の範囲とする必要がある。
のために必要な元素であり、そのためには少なくとも０
．１０％を必要とするが、０．６０％を超えると靭性お
よび被削性とも害されるので、Ｓｉは０．１０〜０．６
０％の範囲とする必要がある。
門口 ： Ｏ，ＳＯ〜２．００％
Ｍｎは、強度および靭性の向上に有用な元素であり、９
００〜１３００°Ｃに加熱することによって十分に固溶
し、非調質鋼として必要な強度および靭性を付与するも
のである。熱間鍛造のままでの強度を確保するためには
少くとも０．５０％を必要とするが、２．００％を超え
ると硬化が著しく靭性がかえって劣化するため、Ｍｎは
０．５０〜２．００％の範囲とする必要がある。
００〜１３００°Ｃに加熱することによって十分に固溶
し、非調質鋼として必要な強度および靭性を付与するも
のである。熱間鍛造のままでの強度を確保するためには
少くとも０．５０％を必要とするが、２．００％を超え
ると硬化が著しく靭性がかえって劣化するため、Ｍｎは
０．５０〜２．００％の範囲とする必要がある。
Ｐ ： ０．０３０％以下
Ｐは、鋼の材質を脆化させる有害元素であり、極力低減
させることが望ましいが０．０３０％以下で許容できる
。
させることが望ましいが０．０３０％以下で許容できる
。
Ｓ ： ０．０１０〜０．１２０％
Ｓは、靭性を劣化させるけれども一方で被削性の同上に
寄与するので、０．０１０％以上必要である。
寄与するので、０．０１０％以上必要である。
しかしながら０．１２０％を超えると熱間鍛造後の靭性
に悪影響をおよぼすため、Ｓは０．０１０〜０．１２０
％の範囲とする必要がある。
に悪影響をおよぼすため、Ｓは０．０１０〜０．１２０
％の範囲とする必要がある。
Ａｌ ： ０．０２０〜０．０６０％
Ａ１は、脱酸剤として添加するが結晶粒の微細化にも有
用な元素であり、熱間鍛造品の結晶粒を微細化するため
には０．０２０％以上必要である。しかしながら０．０
６０％を超えるとかえって結晶粒の粗大化を促進すると
ともに被削性を劣化させるので、Ａｌは０．０２０〜０
．０６０％の範囲とする必要がある。
用な元素であり、熱間鍛造品の結晶粒を微細化するため
には０．０２０％以上必要である。しかしながら０．０
６０％を超えるとかえって結晶粒の粗大化を促進すると
ともに被削性を劣化させるので、Ａｌは０．０２０〜０
．０６０％の範囲とする必要がある。
Ｎ ： ０．００２〜０．０１５χ
Ｎは、Ａ１、Ｖ、 Ｎｂ、 Ｔｉなどと共存して結晶粒
を微細化させるとともに、強度、靭性を向上させる有用
元素であり、少くとも０．００２０％を必要とする。
を微細化させるとともに、強度、靭性を向上させる有用
元素であり、少くとも０．００２０％を必要とする。
しかしながらｏ、ｏｉｓｏ％を超えると靭性がかえって
劣化するため、Ｎは０．００２０〜０．０１５０％の範
囲とする必要がある。
劣化するため、Ｎは０．００２０〜０．０１５０％の範
囲とする必要がある。
Ｖ ： ０．０５〜０．４０％
■は、熱間鍛造ままでの強度、靭性を確保するための主
要元素であり、熱間鍛造後の冷却時に炭窒化物として析
出して調質処理の省略を可能にするもので、少くとも０
．０５％を必要とする。しかしながら０．４０％を超え
ると著しく硬化し、靭性が劣化するだけでなく、経済性
の面からも不利になるため、■は０．０５〜０．４０％
の範囲に限定した。
要元素であり、熱間鍛造後の冷却時に炭窒化物として析
出して調質処理の省略を可能にするもので、少くとも０
．０５％を必要とする。しかしながら０．４０％を超え
ると著しく硬化し、靭性が劣化するだけでなく、経済性
の面からも不利になるため、■は０．０５〜０．４０％
の範囲に限定した。
Ｎｂ、 Ｔｉ ： ０．００５〜０．０５０％Ｎｂお
よびＴｉはいずれも、■と同様に主として炭窒化析出物
として存在し、熱間鍛造品の結晶粒の微細化と析出硬化
に有効に寄与するが、含有量が０．００５％に満たない
とその添加効果に乏しく、−方０．０５％を超えると効
果が飽和するため、Ｎｂ、 Ｔｉは０．００５〜０．０
５％の範囲に限定した。
よびＴｉはいずれも、■と同様に主として炭窒化析出物
として存在し、熱間鍛造品の結晶粒の微細化と析出硬化
に有効に寄与するが、含有量が０．００５％に満たない
とその添加効果に乏しく、−方０．０５％を超えると効
果が飽和するため、Ｎｂ、 Ｔｉは０．００５〜０．０
５％の範囲に限定した。
Ｃｒ ： ０．１５〜０．６０％
Ｃｒは、固溶による強化と組織の微細化作用により、熱
間鍛造品の強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有
量が０．１５％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方０．６０％を超えると靭性が低下するため、Ｃｒは０
．１５〜０．６０％の範囲に限定した。
間鍛造品の強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有
量が０．１５％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方０．６０％を超えると靭性が低下するため、Ｃｒは０
．１５〜０．６０％の範囲に限定した。
Ｐｂ ： ０．０４〜０．３０％
ｐｂは、Ｓと同様に被削性を向上させる元素であり、よ
り一層の被削性が必要とされる場合に添加する。しかし
ながら含有量が０．０４％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方０．３０％を超えると熱間加工性が劣化す
るため、ｐｂは０．０４〜０．３０％の範囲に限定した
。
り一層の被削性が必要とされる場合に添加する。しかし
ながら含有量が０．０４％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方０．３０％を超えると熱間加工性が劣化す
るため、ｐｂは０．０４〜０．３０％の範囲に限定した
。
次にこの発明鋼の製造方法について説明する。
さて所定の成分組成に調整された鋼は、その後に能率的
な圧延加工を行うため、９００″Ｃ以上の温度に加熱さ
れる。しかしながら１３００″Ｃを超えるとスケールロ
スによる歩留り低下や熱エネルギー面等で経済的に不利
になるため、加熱温度は９００〜１３００°Ｃ程度が好
ましい。引続く圧延は、Ａｒ、変態点以上すなわちオー
ステナイト単相域で行う必要がある。
な圧延加工を行うため、９００″Ｃ以上の温度に加熱さ
れる。しかしながら１３００″Ｃを超えるとスケールロ
スによる歩留り低下や熱エネルギー面等で経済的に不利
になるため、加熱温度は９００〜１３００°Ｃ程度が好
ましい。引続く圧延は、Ａｒ、変態点以上すなわちオー
ステナイト単相域で行う必要がある。
というのは切断加工に適したフェライト・パーライト組
織を得るためるは、Ａｒ３点以上で行うのが好適だから
であり、この点Ｔ＋α二相域の圧延では必要以上に組織
が微細化して硬さが高くなりすぎるきらいがある。その
後の冷却は、少くともＡｒ３〜Ａｒ＋変態点温度範囲に
ついては比較的遅い冷却速度で冷却する必要がある。
織を得るためるは、Ａｒ３点以上で行うのが好適だから
であり、この点Ｔ＋α二相域の圧延では必要以上に組織
が微細化して硬さが高くなりすぎるきらいがある。その
後の冷却は、少くともＡｒ３〜Ａｒ＋変態点温度範囲に
ついては比較的遅い冷却速度で冷却する必要がある。
というのは析出硬化をもたらＶ、 Ｎｂ、 Ｔｉなどの
炭窒化物は、オーステナイト中で一部析出するが、大半
がγ→α変態時に析出するので、Ａｒ、〜Ａｒ＋変態点
温度範囲の冷却速度は炭窒化物サイズおよび組織に大き
な影響をおよぼすためである。多くの実験を行った結果
、冷却速度が５°（／１Ｉｉｎを超えて速いと炭窒化物
サイズの微細化および組織の細粒化により硬さが高くな
りすぎるので、冷却速度は５”（：／ｗｉｎ以下で行う
ことが好ましい。
炭窒化物は、オーステナイト中で一部析出するが、大半
がγ→α変態時に析出するので、Ａｒ、〜Ａｒ＋変態点
温度範囲の冷却速度は炭窒化物サイズおよび組織に大き
な影響をおよぼすためである。多くの実験を行った結果
、冷却速度が５°（／１Ｉｉｎを超えて速いと炭窒化物
サイズの微細化および組織の細粒化により硬さが高くな
りすぎるので、冷却速度は５”（：／ｗｉｎ以下で行う
ことが好ましい。
かくして鍛造前切断工程において、良好な切断性を得る
ために必要なＨＢで２００以下の硬さの非調ｉｔ鋼が得
られるものである。
ために必要なＨＢで２００以下の硬さの非調ｉｔ鋼が得
られるものである。
（作 用）
この発明鋼の特徴は、従来の非調質鋼と異なり、鍛造前
の素材状態における硬度がＨＢで２００以下であるとい
うところであり、また熱間鍛造後は■、Ｎｂ、 Ｔｉ等
の析出強化によって焼入れ焼きもどし処理が不要となる
のはいうまでもない。
の素材状態における硬度がＨＢで２００以下であるとい
うところであり、また熱間鍛造後は■、Ｎｂ、 Ｔｉ等
の析出強化によって焼入れ焼きもどし処理が不要となる
のはいうまでもない。
（実施例）
第１表に示す組織の鋼（Ａ〜■）を溶製し、通常の方法
でビレットにした後、次の条件下に熱間圧延を施し、鋼
種Ａ−Ｄについては２５閣φ、一方鋼種Ｅ−１について
は３２ｍｍφの棒鋼に圧延した。
でビレットにした後、次の条件下に熱間圧延を施し、鋼
種Ａ−Ｄについては２５閣φ、一方鋼種Ｅ−１について
は３２ｍｍφの棒鋼に圧延した。
なお第１表において、鋼種Ａ−Ｈはこの発明の対象鋼、
一方鋼種■は比較鋼の５４５Ｃである。
一方鋼種■は比較鋼の５４５Ｃである。
かくして得られた棒鋼のかたさ測定およびビレットシャ
ー切断試験結果を第２表に示す。
ー切断試験結果を第２表に示す。
第 ２ 表
１】 噸 プ 第２表より明らかなように、この発明に従う鋼（Ｎａｌ
〜８）はいずれも、ＨＢ２００以下の良好な切断加工性
が得られる硬さレベルであり、従来例（Ｎｎ９、鋼種Ｉ
）と同程度の硬さであった。
１】 噸 プ 第２表より明らかなように、この発明に従う鋼（Ｎａｌ
〜８）はいずれも、ＨＢ２００以下の良好な切断加工性
が得られる硬さレベルであり、従来例（Ｎｎ９、鋼種Ｉ
）と同程度の硬さであった。
これに対し硬さがＨＢで２００を超える比較例（ｋ［０
〜１７）はいずれも、適合例に較べて刃具寿命は唖かか
った。
〜１７）はいずれも、適合例に較べて刃具寿命は唖かか
った。
なお刃具寿命はＮ１１９ （３４５Ｃ）を５００回切断
後の刃具の摩耗量を基準として、同摩耗量に到達するま
での切断回数で比較評価したもので、この発明によれば
従来鋼と同レベルの切断加工性が得られることが確認さ
れた。
後の刃具の摩耗量を基準として、同摩耗量に到達するま
での切断回数で比較評価したもので、この発明によれば
従来鋼と同レベルの切断加工性が得られることが確認さ
れた。
（発明の効果）
かくしてこの発明によれば、非調質性に優れるのはいう
までもなく、熱間鍛造前の切断加工性が洛段に向上した
熱間鍛造用非調質鋼を得ることができ、ひいてはかかる
鋼種の適用範囲の拡大のみならず、コストダウンにも役
立つ。
までもなく、熱間鍛造前の切断加工性が洛段に向上した
熱間鍛造用非調質鋼を得ることができ、ひいてはかかる
鋼種の適用範囲の拡大のみならず、コストダウンにも役
立つ。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．３０〜０．６０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜２．００ｗｔ％、 Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０〜０．１２０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０２０〜０．０６０ｗｔ％、 Ｎ：０．００２〜０．０１５ｗｔ％および Ｖ：０．０５〜０．４０ｗｔ％、 を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％、 Ｃｒ：０．１５〜０．６０ｗｔ％および Ｐｂ：０．０４〜０．３０ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部は実質
的にＦｅの組成になり、硬さがＨＢで２００以下である
ことを特徴とする被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33026387A JPH01176055A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33026387A JPH01176055A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01176055A true JPH01176055A (ja) | 1989-07-12 |
Family
ID=18230686
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33026387A Pending JPH01176055A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01176055A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1987
- 1987-12-28 JP JP33026387A patent/JPH01176055A/ja active Pending
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