JPH02228447A - 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼 - Google Patents
高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼Info
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- JPH02228447A JPH02228447A JP4753789A JP4753789A JPH02228447A JP H02228447 A JPH02228447 A JP H02228447A JP 4753789 A JP4753789 A JP 4753789A JP 4753789 A JP4753789 A JP 4753789A JP H02228447 A JPH02228447 A JP H02228447A
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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〕
本発明は、自動車、産業機械などの機械部品に加工され
る棒鋼のうち、熱間鍛造のままで部品となる、いわゆる
熱間鍛造用非調質部品の素材棒鋼に関するものであって
、特に熱間鍛造のままで高い靭性を有するような素材棒
鋼についてのものである。
る棒鋼のうち、熱間鍛造のままで部品となる、いわゆる
熱間鍛造用非調質部品の素材棒鋼に関するものであって
、特に熱間鍛造のままで高い靭性を有するような素材棒
鋼についてのものである。
Ｃ従来の技術〕
自動車、産業機械用鋼部品の多くは熱間鍛造により成形
されている。ところで熱間鍛造は、１２００℃以上の高
温に加熱して行なわれるため、そのままでは組織が粗大
化し、強度と靭性の著しく劣ったものとなる。そのため
熱間鍛造後には、焼き入れ焼き戻し処理（調質処理）を
施し、熱間鍛造時の高温加熱により粗大化した組織を微
細とするのが普通である。
されている。ところで熱間鍛造は、１２００℃以上の高
温に加熱して行なわれるため、そのままでは組織が粗大
化し、強度と靭性の著しく劣ったものとなる。そのため
熱間鍛造後には、焼き入れ焼き戻し処理（調質処理）を
施し、熱間鍛造時の高温加熱により粗大化した組織を微
細とするのが普通である。
しかし当然このような調質処理にはコストがかかり、部
品の値段を押上げることとなるため、近年は調質処理を
省略しても熱間鍛造のままで所定の強度と靭性を存する
ような鋼、所轄熱間鍛造用非調質鋼が求められるように
なってきている。
品の値段を押上げることとなるため、近年は調質処理を
省略しても熱間鍛造のままで所定の強度と靭性を存する
ような鋼、所轄熱間鍛造用非調質鋼が求められるように
なってきている。
仮に、熱鍛非調質鋼部品に求められる機械的性質が強度
だけであるならば、■の析出強化を利用するだけで容易
に目的の強度が得られる。この方法は、例えば特開昭５
９−９１２２号公報に開示されている。ところがこの方
法では組織が依然粗大であり、靭性は向上しない。強度
と靭性の両方を同時に向上させようとするならば、なん
らかの方法で組織を微細化することが必要不可欠である
。
だけであるならば、■の析出強化を利用するだけで容易
に目的の強度が得られる。この方法は、例えば特開昭５
９−９１２２号公報に開示されている。ところがこの方
法では組織が依然粗大であり、靭性は向上しない。強度
と靭性の両方を同時に向上させようとするならば、なん
らかの方法で組織を微細化することが必要不可欠である
。
組織を微細化するためには、鍛造加熱時のオーステナイ
ト組織を微細化することが一つの方法であり、本願発明
者らはＴｉによる組織の微細化（特開昭６３−１６２８
１３号）、および特定の成分系を採用することによる組
織の微細化（特開昭６３−５７７４２号）を提案してい
る。これらの発明により、熱間鍛造のままでの高強度、
高靭性化が達成され、高靭性が要求される自動車用足周
り部品にも適用が可能となってきている。
ト組織を微細化することが一つの方法であり、本願発明
者らはＴｉによる組織の微細化（特開昭６３−１６２８
１３号）、および特定の成分系を採用することによる組
織の微細化（特開昭６３−５７７４２号）を提案してい
る。これらの発明により、熱間鍛造のままでの高強度、
高靭性化が達成され、高靭性が要求される自動車用足周
り部品にも適用が可能となってきている。
上記した本願発明者らの発明によって、熱間鍛造用非調
質棒鋼の高靭性化が進んできてはいるが、自動車部品な
どの軽量化の要求はますます厳しく、強度と靭性のより
優れた熱間鍛造用非調ｆ鋼が求められている。
質棒鋼の高靭性化が進んできてはいるが、自動車部品な
どの軽量化の要求はますます厳しく、強度と靭性のより
優れた熱間鍛造用非調ｆ鋼が求められている。
本発明はこの要求に応えるべく、低合金、低コストで、
より強度靭性に優れた熱間鍛造用非調質棒鋼を提供しよ
うとするものである。
より強度靭性に優れた熱間鍛造用非調質棒鋼を提供しよ
うとするものである。
熱間鍛造のままで、強度と靭性に優れた鋼部品とするた
めには、鍛造加熱時のオーステナイト組織を微細化する
ことが肝要であることは前に述べたが、詳細な実験の結
果、本発明者らは以下の２つの知見を得、強度と靭性の
より優れた熱間鍛造用非調質棒鋼を発明することができ
たのである。
めには、鍛造加熱時のオーステナイト組織を微細化する
ことが肝要であることは前に述べたが、詳細な実験の結
果、本発明者らは以下の２つの知見を得、強度と靭性の
より優れた熱間鍛造用非調質棒鋼を発明することができ
たのである。
（イ）熱間鍛造温度域では、ＭｎＳ粒子によるオーステ
ナイト組織微細化の効果が大きく、特にＭｎＳ粒子の大
きさを特定の範囲にすると、より大きな効果が得られる
。
ナイト組織微細化の効果が大きく、特にＭｎＳ粒子の大
きさを特定の範囲にすると、より大きな効果が得られる
。
（ロ）Ｔｉの添加がオーステナイト組織の粗大化を防止
することは知られているが、ＭｎＳ、Ｔｉのオーステナ
イト組織の粗大化防止効果は、Ｔ＋ と？ｌｎＳが複合
することにより相乗的にその効果が向上し、特にＴｉ析
出物の大きさをある限定された範囲に制御することによ
り、熱間鍛造温度域でも安定した微細組織が得られる。
することは知られているが、ＭｎＳ、Ｔｉのオーステナ
イト組織の粗大化防止効果は、Ｔ＋ と？ｌｎＳが複合
することにより相乗的にその効果が向上し、特にＴｉ析
出物の大きさをある限定された範囲に制御することによ
り、熱間鍛造温度域でも安定した微細組織が得られる。
すなわち本発明の要旨とするところは、（１） 重量
％で、 Ｃ： ０．１８−０．６０ Ｓ ｉ ： ０．１０ ２．００ Ｍｎ ： ０．５０ ２．００ ｓ ： ｏ、ｏｉ−ｏ、ｉ。
％で、 Ｃ： ０．１８−０．６０ Ｓ ｉ ： ０．１０ ２．００ Ｍｎ ： ０．５０ ２．００ ｓ ： ｏ、ｏｉ−ｏ、ｉ。
Ｃｒ ： ０．０５ １．００
Ｖ ： ０．０３−０．２０
Ｎ ： ０．００６−０．０２００
Ａ Ｅ ７０．０２−０．０６
を含み、残部がＦｅの成分を有する熱間圧延のままの棒
鋼の状態で、圧延方向と垂直な棒鋼断面上において観察
される面積０．１μイ以上、１２．６μイ未溝の範囲の
ＭｎＳ粒子の全平均面積が４．９μイ以下であることを
特徴とする高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼である。
鋼の状態で、圧延方向と垂直な棒鋼断面上において観察
される面積０．１μイ以上、１２．６μイ未溝の範囲の
ＭｎＳ粒子の全平均面積が４．９μイ以下であることを
特徴とする高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼である。
（２）また成分がさらに重量％でＴｉ ：０．００５
ｏ、ｏｓｏを含有し、該Ｔｆの含有によって析出形成し
た各Ｔｉ炭窒化物の最大径の全平均が０．１５μｍ以下
を含む上記（１）記載の高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼で
ある。
ｏ、ｏｓｏを含有し、該Ｔｆの含有によって析出形成し
た各Ｔｉ炭窒化物の最大径の全平均が０．１５μｍ以下
を含む上記（１）記載の高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼で
ある。
本発明者らは次の様な実験を行ない、本発明を完成した
。
。
第１表に示した成分の鋼を、１０ｋｇから２もの種々の
インゴットに鍛造し、さらに直径２５ｍｍから５５鴫の
棒鋼に熱間圧延し、種々のＭｎＳ粒子の大きさをもった
実験素材棒鋼とした。
インゴットに鍛造し、さらに直径２５ｍｍから５５鴫の
棒鋼に熱間圧延し、種々のＭｎＳ粒子の大きさをもった
実験素材棒鋼とした。
第１表
（重量％）
素材棒鋼のＭｎＳ大きさは、棒鋼の長平方向と垂直な断
面上で測定した。 ＭｎＳ大きさ測定には、電子線を物
質に照射した場合、その反射電子の強度が物質の密度に
依存することを利用した反射電子法を用いた。
面上で測定した。 ＭｎＳ大きさ測定には、電子線を物
質に照射した場合、その反射電子の強度が物質の密度に
依存することを利用した反射電子法を用いた。
熱間鍛造時のオーステナイト組織の大きさを再現するた
め、これらの棒鋼を熱間鍛造温度域の１２５０°Ｃに３
０分間加熱、水焼入れし、棒鋼の長平方向と垂直な断面
でオーステナイト組織の大きさを測定した。
め、これらの棒鋼を熱間鍛造温度域の１２５０°Ｃに３
０分間加熱、水焼入れし、棒鋼の長平方向と垂直な断面
でオーステナイト組織の大きさを測定した。
また、熱間鍛造のままでの衝撃破面遷移温度を調べる為
、全ての棒鋼を直径２５ｍｍに削り出し、１２５０”Ｃ
に３０分間加熱後、空冷してＪＩＳａ号のＵノツチシャ
ルピー試験片を造り、衝撃試験を行なった。
、全ての棒鋼を直径２５ｍｍに削り出し、１２５０”Ｃ
に３０分間加熱後、空冷してＪＩＳａ号のＵノツチシャ
ルピー試験片を造り、衝撃試験を行なった。
第１図は、横軸にＭｎＳの大きさを表ずＭｎ５円相当径
（棒鋼の圧延方向と垂直な断面上で観察された個々のＭ
ｎＳ面積と同一の面積をもった円の直径）の平均、縦軸
に１２５０°Ｃで再加熱時のオーステナイト結晶粒半径
をとった図面である。同図において、Ｍｎ５円相当径は
、測定された全ＭｎＳを対象に計算したものである。
（棒鋼の圧延方向と垂直な断面上で観察された個々のＭ
ｎＳ面積と同一の面積をもった円の直径）の平均、縦軸
に１２５０°Ｃで再加熱時のオーステナイト結晶粒半径
をとった図面である。同図において、Ｍｎ５円相当径は
、測定された全ＭｎＳを対象に計算したものである。
また第２図は、同じく横軸にＭｎ５円相当径、縦軸に１
２５０°Ｃ再加熱時のオーステナイト結晶粒半径の平均
をとったものであるが、Ｍｎ５円相当径は０．３６μｍ
以Ｅ、４．０μｍ未満の円相当径をもったＭｎＳ ｓ面
積でいえば０．１μｍ２以上、１２，６μイ未満のＭｎ
Ｓを対象に計算したものである。
２５０°Ｃ再加熱時のオーステナイト結晶粒半径の平均
をとったものであるが、Ｍｎ５円相当径は０．３６μｍ
以Ｅ、４．０μｍ未満の円相当径をもったＭｎＳ ｓ面
積でいえば０．１μｍ２以上、１２，６μイ未満のＭｎ
Ｓを対象に計算したものである。
第１図では、ＭｎＳ円相当半径とオーステナイト結晶粒
径との相関が非常に小さいのに対し、第２図では良い相
関関係を持っていることが分る。
径との相関が非常に小さいのに対し、第２図では良い相
関関係を持っていることが分る。
すなわち、棒鋼の圧延方向と垂直な断面で測定した時の
円相当径で０．３６μｍ以上、４．０μｍ未満のＭｎＳ
が再加熱時のオーステナイト結晶粒の大きさを支配して
おり、この知見が本発明を構成している最も重要なポイ
ントである。
円相当径で０．３６μｍ以上、４．０μｍ未満のＭｎＳ
が再加熱時のオーステナイト結晶粒の大きさを支配して
おり、この知見が本発明を構成している最も重要なポイ
ントである。
第２図において、ＭｎＳの大きさを円相当半径で０．３
６μｍ以上、４．０μｍ未満の範囲で区切った理由につ
いては、以下のとうりである。
６μｍ以上、４．０μｍ未満の範囲で区切った理由につ
いては、以下のとうりである。
すなわちいずれの素材棒鋼においても、ＭｎＳ 、円相
当径の出現度数率分布において２つの分布の共存が認め
られ、ひとつは円相当径０．３６μｍ以上、はぼ４．０
μｍ未満にある分布であり、もうひとつは、円相当径が
０．３６μｍ未満にある分布であったからである。
当径の出現度数率分布において２つの分布の共存が認め
られ、ひとつは円相当径０．３６μｍ以上、はぼ４．０
μｍ未満にある分布であり、もうひとつは、円相当径が
０．３６μｍ未満にある分布であったからである。
これら二つの分布にあるＭｎＳは、高温加熱時において
、オーステナイト組織の大きさに及ぼす影響がそれぞれ
異なると考えられたので、本発明者らはＭｎＳ大きさを
第１図に示したような全ＭｎＳの平均、第２図に示した
ような円相当径で０．３６μｍ以上、４．０μｍ未満の
範囲の平均で表わした。その結果、第２図に示したごと
く、円相当径を０．３６μｍ以上、４．０μｍ未満の平
均でとれば、再加熱時のオーステナイト粒径を精度良く
表わせることを見出した； また第３図には、１２５０°Ｃ再加熱時のオーステナイ
ト結晶粒径と衝撃破面遷移温度（５０％脆性破面となる
温度）の関係を示した。一般に自動車用足周り部品とし
ては、−４０’ＣのＪＩＳａ号Ｕノフチシャルビー衝撃
値が、２ｋｇｆ−ｍ／ｃ＋ｊ以上であることが要求され
るが、経験上−４０゛Ｃで２ｋｇｆ−ｍ／ａｉ以上の衝
撃値を得るためには、衝撃破面遷移温度は３０°Ｃ以下
であることが必要である。よって第２図より、オーステ
ナイト・結晶粒の半径は３５ａｍ以下であることが望ま
れる。
、オーステナイト組織の大きさに及ぼす影響がそれぞれ
異なると考えられたので、本発明者らはＭｎＳ大きさを
第１図に示したような全ＭｎＳの平均、第２図に示した
ような円相当径で０．３６μｍ以上、４．０μｍ未満の
範囲の平均で表わした。その結果、第２図に示したごと
く、円相当径を０．３６μｍ以上、４．０μｍ未満の平
均でとれば、再加熱時のオーステナイト粒径を精度良く
表わせることを見出した； また第３図には、１２５０°Ｃ再加熱時のオーステナイ
ト結晶粒径と衝撃破面遷移温度（５０％脆性破面となる
温度）の関係を示した。一般に自動車用足周り部品とし
ては、−４０’ＣのＪＩＳａ号Ｕノフチシャルビー衝撃
値が、２ｋｇｆ−ｍ／ｃ＋ｊ以上であることが要求され
るが、経験上−４０゛Ｃで２ｋｇｆ−ｍ／ａｉ以上の衝
撃値を得るためには、衝撃破面遷移温度は３０°Ｃ以下
であることが必要である。よって第２図より、オーステ
ナイト・結晶粒の半径は３５ａｍ以下であることが望ま
れる。
第２．３図より、熱鍛温度１２５０°Ｃでオーステナイ
ト結晶粒半径が３５μｍ以下の細粒状態を得るためには
、円相当半径０．３６μｍ以上４．０μｍ未満のＭｎＳ
の平均円相当径が２．５μｍ以下（面積４．９μｍ２以
下）であることが必要である。
ト結晶粒半径が３５μｍ以下の細粒状態を得るためには
、円相当半径０．３６μｍ以上４．０μｍ未満のＭｎＳ
の平均円相当径が２．５μｍ以下（面積４．９μｍ２以
下）であることが必要である。
さらに本発明者らは、以下の試験によりＴｉ炭窒化物、
ＭｎＳ複合利用によるオーステナイト組織の粗大化防止
に対する相乗的な効果を見出した。
ＭｎＳ複合利用によるオーステナイト組織の粗大化防止
に対する相乗的な効果を見出した。
にて直径３０鵬の棒鋼に圧延したものである。これらの
鋼を１ｔｏｏ”ｃから１３００°Ｃに３０分加熱した後
、水焼き入れし、圧延方向と垂直な断面の旧オーステナ
イト結晶粒度を調べた。
鋼を１ｔｏｏ”ｃから１３００°Ｃに３０分加熱した後
、水焼き入れし、圧延方向と垂直な断面の旧オーステナ
イト結晶粒度を調べた。
第２表 （１盟％）
この結果を第４図に示した。５ｆｆｉは少なく、Ｔｉが
添加されたＮα１の場合、オーステナイト結晶粒は１２
００°Ｃ以下では非常に微細であるが、１２００℃を越
えた温度で急激に粗大化している。また、十分なＳが添
加されているがＴｉが無い阻２では、結晶粒径は安定し
ているが、Ｔｉ添加と比べると粗大である。これに対し
、ＴｔとＳが添加されているＮ１１３．４．５では、高
温まで非常に微細な結晶粒度を保つことが分る。すなわ
ちＴｉ炭窒化物とＭｎＳのオーステナイト結晶粒粗大化
防止の効果は、相乗的であることがわかった。
添加されたＮα１の場合、オーステナイト結晶粒は１２
００°Ｃ以下では非常に微細であるが、１２００℃を越
えた温度で急激に粗大化している。また、十分なＳが添
加されているがＴｉが無い阻２では、結晶粒径は安定し
ているが、Ｔｉ添加と比べると粗大である。これに対し
、ＴｔとＳが添加されているＮ１１３．４．５では、高
温まで非常に微細な結晶粒度を保つことが分る。すなわ
ちＴｉ炭窒化物とＭｎＳのオーステナイト結晶粒粗大化
防止の効果は、相乗的であることがわかった。
素材棒鋼断面上から抽出レプリカを採り、電子顕微鏡に
より観察した結果、Ｎα３のＴｉ炭窒化物の最大径の平
均は０．２３μｍ、Ｎａ４では０．１５μｍ、魔５で０
．０６μｍであった。
より観察した結果、Ｎα３のＴｉ炭窒化物の最大径の平
均は０．２３μｍ、Ｎａ４では０．１５μｍ、魔５で０
．０６μｍであった。
この結果から、相乗的なγ組織の粗大化防止効果は、Ｔ
ｉの平均大きさが約０．１５μｍ以下の時に特に顕著で
あり、１２５０°Ｃ以上の温度域で結晶粒度が５番以上
の細粒となることがわかる。ここでＴｉ炭窒化物の最大
径の平均とは、立方体状のＴｉ炭窒化物の場合、面の対
角線長さであり、球状のＴｉ炭窒化物の場合では最大直
径である。
ｉの平均大きさが約０．１５μｍ以下の時に特に顕著で
あり、１２５０°Ｃ以上の温度域で結晶粒度が５番以上
の細粒となることがわかる。ここでＴｉ炭窒化物の最大
径の平均とは、立方体状のＴｉ炭窒化物の場合、面の対
角線長さであり、球状のＴｉ炭窒化物の場合では最大直
径である。
以下に本発明の構成要件の限定理由について説明する。
Ｃについて、
Ｃは鋼を強化するのに不可欠の元素である０機械構造用
として要求される強度を確保するため０．１８％以上が
必要である。しかし、０．６０％以上を添加すると靭性
が劣化するため上限を０６６０％とした。
として要求される強度を確保するため０．１８％以上が
必要である。しかし、０．６０％以上を添加すると靭性
が劣化するため上限を０６６０％とした。
Ｓｔについて、
Ｓｉ は脱酸材として添加されるが、その他に固溶Ｓｔ
として鋼を強化する働きがある。 ０．１０％未満では
脱酸材として不足であり、２．００％より多くては、鋼
が必要以上に硬くなるため靭性の劣化が著しいので、こ
れを限定する。
として鋼を強化する働きがある。 ０．１０％未満では
脱酸材として不足であり、２．００％より多くては、鋼
が必要以上に硬くなるため靭性の劣化が著しいので、こ
れを限定する。
Ｍｎについて、
Ｍｎは脱酸材として働（ほかに焼入性を高め、組織を微
細化する作用があり、強化元素として働く。０．５０％
未満では強度が不足するが、２．００％を越えて添加し
ても靭性の劣化を招く。
細化する作用があり、強化元素として働く。０．５０％
未満では強度が不足するが、２．００％を越えて添加し
ても靭性の劣化を招く。
Ｓについて、
本発明の最も重要な元素であり、ＭｎＳを形成すること
により熱間鍛造温度域におけるオーステナイト組織の粗
大化を防止する。この効果は０．０１％以上で期待され
るが、０．１０％を越えると衝撃値の異方性が大きくな
る。また、Ｓは被削性を改善する。
により熱間鍛造温度域におけるオーステナイト組織の粗
大化を防止する。この効果は０．０１％以上で期待され
るが、０．１０％を越えると衝撃値の異方性が大きくな
る。また、Ｓは被削性を改善する。
Ｃｒについて、
Ｃｒは組織の微細化を通じて強度、靭性を高める作用が
ある。この作用は、０．１０％未満では期待できない。
ある。この作用は、０．１０％未満では期待できない。
また多量に添加された場合靭性を低下させるので、上限
を１．２０％とした。
を１．２０％とした。
■について、
■は冷却中に炭化物として析出する事により、鋼を著し
く強化する。強化作用を発揮するために０．０３％が必
要であるが、０．２０％を越えて添加しても硬くなりす
ぎて靭性を劣化させる。
く強化する。強化作用を発揮するために０．０３％が必
要であるが、０．２０％を越えて添加しても硬くなりす
ぎて靭性を劣化させる。
Ａ２について、
Ａｌは脱酸材として働き、また炭窒化物として組織を＠
細化する。ｏ、ｏｏｓ％未満では脱酸効果が期待できな
いが、０．０５０％を越えて添加しても組織の微細化作
用が飽和する。
細化する。ｏ、ｏｏｓ％未満では脱酸効果が期待できな
いが、０．０５０％を越えて添加しても組織の微細化作
用が飽和する。
Ｎについて、
ＮはＴｉを高温で溶解しないＴｉ窒化物とし、組織を微
細化するために添加される。十分な量のＴｉ窒化物を析
出させるために、Ｎは０．００６％以上が必要である。
細化するために添加される。十分な量のＴｉ窒化物を析
出させるために、Ｎは０．００６％以上が必要である。
しかし多量に添加しても、固溶Ｎが増加して靭性の劣化
をもたらすだけであるので、Ｎは０．０２０％以下とす
る。
をもたらすだけであるので、Ｎは０．０２０％以下とす
る。
Ｔｉについて、
請求項の第２項において必要不可欠であるのがＴｉであ
り、鋼中に炭窒化物として微細分散し、再加熱時のオー
ステナイト組織を微細化する。組織の微細化をするには
、０．００５％以上必要であるが、ｏ、ｏｓｏ％を越え
た場合効果が飽和する。
り、鋼中に炭窒化物として微細分散し、再加熱時のオー
ステナイト組織を微細化する。組織の微細化をするには
、０．００５％以上必要であるが、ｏ、ｏｓｏ％を越え
た場合効果が飽和する。
ＭｎＳ粒子の大きさは、鍛造加熱時のオーステナイト組
織の大きさを決定する大きな要因であり、本発明に不可
欠の要件である。ＭｎＳは、オーステナイト結晶粒界を
所謂ビン止することにより微細化する。加熱時のオース
テナイト結晶粒度は、棒鋼の圧延方向と垂直な断面上で
測定したときの大きさが０．４５μイ以上、５０．０μ
ｍ２未満のＭｎＳの平均大きさで決定される。微細組織
を得るためには、この０．４５μｍ２以上５０．０μｍ
２未満のＭｎＳの平均が２０μｍ２以下である必要があ
る。
織の大きさを決定する大きな要因であり、本発明に不可
欠の要件である。ＭｎＳは、オーステナイト結晶粒界を
所謂ビン止することにより微細化する。加熱時のオース
テナイト結晶粒度は、棒鋼の圧延方向と垂直な断面上で
測定したときの大きさが０．４５μイ以上、５０．０μ
ｍ２未満のＭｎＳの平均大きさで決定される。微細組織
を得るためには、この０．４５μｍ２以上５０．０μｍ
２未満のＭｎＳの平均が２０μｍ２以下である必要があ
る。
Ｔｉは、その大きさ（Ｔｉ析出物の最大径）が細かいほ
どオーステナイト組織を微細化するが、特に平均が０．
１５μｍ以下の場合、オーステナイト組織の微細化効果
はＭｎＳの効果と相乗的となり、高温においても安定し
た微細組織を得ることができる。
どオーステナイト組織を微細化するが、特に平均が０．
１５μｍ以下の場合、オーステナイト組織の微細化効果
はＭｎＳの効果と相乗的となり、高温においても安定し
た微細組織を得ることができる。
なお本発明の鋼の被削性を改善する目的で、Ｐｂ、Ｂｉ
、Ｃａを加えても発明の効果には影響しない。これら
の元素については、Ｐｂ ：ｏ、ｏ２％。
、Ｃａを加えても発明の効果には影響しない。これら
の元素については、Ｐｂ ：ｏ、ｏ２％。
Ｂｉ ：０．０２％、 Ｃａ ：０．００１％以
上を添加することにより被削性を向上させる。これらは
目的に応じた元素、量を添加すれば良いが、いずれにし
ても多量に添加した場合には機械的性質の異方性が増し
、また靭性の低下が起るため、上限をＰｂ ：０．３５
％以下、Ｂ ｉ ： ０．３５％以下、Ｃａ 二０
．０２％以下にすることが望ましい。
上を添加することにより被削性を向上させる。これらは
目的に応じた元素、量を添加すれば良いが、いずれにし
ても多量に添加した場合には機械的性質の異方性が増し
、また靭性の低下が起るため、上限をＰｂ ：０．３５
％以下、Ｂ ｉ ： ０．３５％以下、Ｃａ 二０
．０２％以下にすることが望ましい。
第３表中Ｎα１からＮα３７に示した成分の鋼を、３０
０ｋｇ鋼塊に鋳造し、直径６０ｍｍの棒鋼に圧延した。
０ｋｇ鋼塊に鋳造し、直径６０ｍｍの棒鋼に圧延した。
Ｎα３８から隘４２は１５０ｋｇＭ塊に鋳造後、直径２
０（転）から１００ｍの棒鋼に圧延した。また、Ｎα４
３から４６は、それぞれ、２５ｋｇ、 ５００ｋｇ、
Ｈ，２ｔ、 ４を鋼塊に鋳造し、直径６０ＩＩＩ１１
の棒鋼とした。
０（転）から１００ｍの棒鋼に圧延した。また、Ｎα４
３から４６は、それぞれ、２５ｋｇ、 ５００ｋｇ、
Ｈ，２ｔ、 ４を鋼塊に鋳造し、直径６０ＩＩＩ１１
の棒鋼とした。
これらの圧延のままの棒鋼の、圧延方向と垂直な断面上
におけるＭｎＳ大きさは、反射電子法により測定し、Ｔ
ｉ析出物大きさは同位置から抽出レプリカを採って電子
顕微鏡にて観察、測定した。
におけるＭｎＳ大きさは、反射電子法により測定し、Ｔ
ｉ析出物大きさは同位置から抽出レプリカを採って電子
顕微鏡にて観察、測定した。
測定結果も第３表に示した。
これらの棒鋼を１２５０°Ｃにて３０分加熱し、自動車
用プロペラシャフトに鍛造、空冷した。このプロペラシ
ャフトから引張り試験片、衝撃試験片を採取し試験に供
した。この結果を第４表に示す。
用プロペラシャフトに鍛造、空冷した。このプロペラシ
ャフトから引張り試験片、衝撃試験片を採取し試験に供
した。この結果を第４表に示す。
本発明の鋼は、従来鋼に比較し、高強度高靭性を第４表
第４表続き
〔発明の効果］
以上述べたように、本発明の成分系とＭｎＳ粒子大きさ
、及びＴｉ炭窒化物大きさを有する鋼を製造するならば
、熱間鍛造のままで高強度、高靭性を供えた鋼となり、
自動車、産業機械などの熱鍛分抽熱して空冷した試料の
衝撃破面遷移温度との関係を示した図面である。
、及びＴｉ炭窒化物大きさを有する鋼を製造するならば
、熱間鍛造のままで高強度、高靭性を供えた鋼となり、
自動車、産業機械などの熱鍛分抽熱して空冷した試料の
衝撃破面遷移温度との関係を示した図面である。
第４図は第２表に示した素材棒鋼を再加熱したときのオ
ーステナイト結晶粒度を表した図面である。
ーステナイト結晶粒度を表した図面である。
第１図は素材棒鋼の圧延方向と垂直な断面で測定した全
ＭｎＳの円相当半径（ＭｎＳと同一面積の円を仮定した
ときの円の半径）の平均と、１２５０°Ｃ再加熱時のオ
ーステナイト結晶粒半径の関係を表した図面である。
ＭｎＳの円相当半径（ＭｎＳと同一面積の円を仮定した
ときの円の半径）の平均と、１２５０°Ｃ再加熱時のオ
ーステナイト結晶粒半径の関係を表した図面である。
第２図は素材棒鋼の圧延方向と垂直な断面で測定したＭ
ｎＳｎＳ光半径と１２５０°Ｃ再加熱時のオーステナイ
ト結晶粒半径の関係を表した図面であるが、ＭｎＳは０
．３８μｍ以上４．０μｍ未満の円相当半径をもったＭ
ｎＳ、面積でいえば０．４５μｍ２以上、５０μｍ２未
満のＭｎＳを対象に平均を計算したものである。
ｎＳｎＳ光半径と１２５０°Ｃ再加熱時のオーステナイ
ト結晶粒半径の関係を表した図面であるが、ＭｎＳは０
．３８μｍ以上４．０μｍ未満の円相当半径をもったＭ
ｎＳ、面積でいえば０．４５μｍ２以上、５０μｍ２未
満のＭｎＳを対象に平均を計算したものである。
第３図は１２５０°Ｃ加熱時におけるオーステナイト結
晶粒径と、直径２５ｍｍ削り出し棒鋼を１２５０”Ｃに
３０代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他１名 π１図 ＭｎＳ円ネ目壱イ蚤（刈ＴＬ） ７Ｐ２図 ＭｎＳ円ネ目当イ予（μｍ） ７Ｉ′３図 オーステナイト糸舌晶米な￥ず蚤（ｐ爪）７、ｉ図 再加熱温度（°Ｃ）
晶粒径と、直径２５ｍｍ削り出し棒鋼を１２５０”Ｃに
３０代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他１名 π１図 ＭｎＳ円ネ目壱イ蚤（刈ＴＬ） ７Ｐ２図 ＭｎＳ円ネ目当イ予（μｍ） ７Ｉ′３図 オーステナイト糸舌晶米な￥ず蚤（ｐ爪）７、ｉ図 再加熱温度（°Ｃ）
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．１８−０．６０ Ｓｉ：０．１０−２．００ Ｍｎ：０．５０−２．００ Ｓ：０．０１−０．１０ Ｃｒ：０．０５−１．００ Ｖ：０．０３−０．２０ Ｎ：０．００６−０．０２００ Ａｌ：０．０２−０．０６ を含み、残部がＦｅの成分を有する熱間圧延のままの棒
鋼の状態で、圧延方向と垂直な棒鋼断面上において観察
される面積０．１μｍ＾２以上、１２．６μｍ＾２未満
の範囲のＭｎＳ粒子の全平均面積が４．９μｍ＾２以下
であることを特徴とする高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼。 - （２）成分がさらに重量％でＴｉ：０．００５−０．０
５０を含有し、該Ｔｉの含有によって析出形成した各Ｔ
ｉ炭窒化物の最大径の全平均が０．１５μｍ以下を含む
請求項（１）記載の高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1047537A JPH0759739B2 (ja) | 1989-02-28 | 1989-02-28 | 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1047537A JPH0759739B2 (ja) | 1989-02-28 | 1989-02-28 | 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02228447A true JPH02228447A (ja) | 1990-09-11 |
| JPH0759739B2 JPH0759739B2 (ja) | 1995-06-28 |
Family
ID=12777884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1047537A Expired - Lifetime JPH0759739B2 (ja) | 1989-02-28 | 1989-02-28 | 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0759739B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH059652A (ja) * | 1991-07-04 | 1993-01-19 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
| WO2004050932A1 (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-17 | Nippon Steel Corporation | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
| CN101962735A (zh) * | 2010-09-01 | 2011-02-02 | 包头市丰达石油机械有限责任公司 | 超高强度抽油杆钢 |
| CN103031494A (zh) * | 2011-09-29 | 2013-04-10 | 鞍钢股份有限公司 | 一种耐磨钢及其生产方法 |
| WO2013146880A1 (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 愛知製鋼株式会社 | 摩擦圧接用鋼材及びその製造方法 |
| WO2017068935A1 (ja) * | 2015-10-19 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 |
| US11111568B2 (en) | 2016-09-30 | 2021-09-07 | Nippon Steel Corporation | Steel for cold forging and manufacturing method thereof |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59100256A (ja) * | 1982-11-30 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 靭性の優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPS62207821A (ja) * | 1986-03-10 | 1987-09-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
-
1989
- 1989-02-28 JP JP1047537A patent/JPH0759739B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59100256A (ja) * | 1982-11-30 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 靭性の優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPS62207821A (ja) * | 1986-03-10 | 1987-09-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH059652A (ja) * | 1991-07-04 | 1993-01-19 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
| WO2004050932A1 (ja) * | 2002-11-15 | 2004-06-17 | Nippon Steel Corporation | 被削性に優れる鋼とその製造方法 |
| US8137484B2 (en) | 2002-11-15 | 2012-03-20 | Nippon Steel Corporation | Method of production of steel superior in machinability |
| CN101962735A (zh) * | 2010-09-01 | 2011-02-02 | 包头市丰达石油机械有限责任公司 | 超高强度抽油杆钢 |
| CN103031494A (zh) * | 2011-09-29 | 2013-04-10 | 鞍钢股份有限公司 | 一种耐磨钢及其生产方法 |
| WO2013146880A1 (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 愛知製鋼株式会社 | 摩擦圧接用鋼材及びその製造方法 |
| US9194033B2 (en) | 2012-03-30 | 2015-11-24 | Aichi Steel Corporation | Method for producing steel material for friction welding |
| WO2017068935A1 (ja) * | 2015-10-19 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 |
| CN108138288A (zh) * | 2015-10-19 | 2018-06-08 | 新日铁住金株式会社 | 热锻造用钢及热锻造品 |
| JPWO2017068935A1 (ja) * | 2015-10-19 | 2018-08-09 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 |
| US10844466B2 (en) | 2015-10-19 | 2020-11-24 | Nippon Steel Corporation | Hot forging steel and hot forged product |
| US11111568B2 (en) | 2016-09-30 | 2021-09-07 | Nippon Steel Corporation | Steel for cold forging and manufacturing method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0759739B2 (ja) | 1995-06-28 |
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