JPH03183739A - 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 - 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、熱間鍛造ままで微細な金属組織を呈し、高強
度、高ＵＪ性を有する鋼と、この嘴の製造方法、および
この鋼を用いて部品を製造する方法に関するものであり
、自動車部品、産業機械部品用として適するちのである
。 ［従来の技術］ 自動車用、産業ｔｎｉ　ｓａｔ用の鋼部品の多くは、素
材となる棒鋼を所定の長さに切出して加熱し、熱間にて
鍛造することにより成形されるが、熱間鍛造は通常約１
２００℃以上の温度に加熱されて行なわれるため、熱間
鍛造ままの部品の金属組織は非常に粗大であり、そのま
までは強度、靭性に劣るのが普通である。よって、部品
の組織を機械的性質に優れた微細組織に変えるため、調
質処理、すなわち焼入、焼戻しが施されて使用されるの
が普通である。 しかしながら調質処理には多大なコス１−がかかるため
、近年は調質処理を省略しても必要十分な強度と靭性を
もつような鋼、いわゆる熱間鍛造用非調質鋼（熱鍛非調
質鋼）が求められるようになっている。 ｐｊ４ｔ１Ｂ非調質鋼はすでに実用化されており、要求
される靭性の点から分類すると、普通靭性型と高靭性に
分けて考えることができる。目的とする部品の使用条件
から考えて、強度だけが必要とされるならば、たとえば
Ｖ、Ｎｂ等の析出硬化を利用した非調質鋼を用いれば良
い。このタイプは、たとえ°ば特開昭５８−５２４５８
号公報に開示されている。 また強度と靭性の両方が必要である高靭性型の場合には
、熱間鍛造ままの組織が微細であることがほとんど必要
不可欠であり、高温に加熱しても組織の粗大化が起らな
いようにしなければならない。前述のＶ、Ｎｂの析出物
にも結晶粒を微細化する作用はあるが、非常に高い熱間
鍛造の温度域では効果がない。 熱間鍛造ままの組織が微細で、高靭性を有する非調質鋼
については本発明者らがすでに発明を完成しており、Ｔ
ｉを用いて組織粗大化防止を実現している（特開昭６２
−２５３７２５号公報、特願昭６３−３１８２７９号）
、これらの発明により、熱間鍛造ままで微細な組織を有
し、高強度、高靭性を備えた部品が得られるようになり
、自動車用足周り部品にも適用されるようになってきて
いる。 ［発明が解決しようとする課題］ 上記の先願発明などによって熱鍛非調質鋼の高靭性化が
なされ、従来の調質品と非調質鋼の代替が進んでいるが
、自動車部品などの高性能化、軽量化の要求はますます
激しくなり１機械的性質、特に靭性の一層の向上が求め
られている。 本発明はこの要求を満足させるべく、より強度靭性に優
れた熱鍛非調質鋼を提供するものである。 ［課題を解決するための手段］ （１）重量％で、 Ｃ：　０．２０−０．６０．　　Ｓ　ｉ　：　０．１０
−２．００゜Ｍ　ｎ　　：　　０．５０−２．００．　
　　　Ｃｒ　　：　　０．１０−１．２０゜Ｖ　　：　
［）、［＋３−０．２［１，Ｔ　ｆ　：　［１，１）（
１５−０，０７１）　。 Ａβ：　０．００５未満、　　Ｏ：　ｏ、ｏｏｔｏ−ｏ
、ｏｉｏｏ。 Ｎ　　：　０．００５−０．０２０　。 を含み、残部がＦｅと不可避不純物からなることを特徴
とする熱間鍛造ままで優れた靭性を有する高靭性熱間鍛
造用非調質鋼 （２）連続ｋＡ造により鋳造する際、凝固点がら１００
０℃の温度範囲を２０℃／ｎ＋ｆｎ、以上の冷却速度と
なるような条件で鋳片に鋳造し、その後分塊圧延を行な
うことなく直ちに棒鋼に圧延した上記＋１）項記載の成
分を有する高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 （３）上記（２）項に記載の製造方法で製造した棒鋼を
１２７０℃以下の温度に加熱し、機械部品に鍛造した後
８００℃から４００℃の温度範囲を平均０．１−５．０
℃／ｓｅｃ、の速度範囲で冷却し、調質処理を施さない
ことを特徴とする高靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方
法 （４）上記＋１）項に記載の鋼を１２７０℃以下の温度
に加熱して熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加し
て得られる含水１）１−９０　ｇ／　１００ｍ１の泡の
中で冷却し、フェライトパーライト組織を有し調質処理
を施さないことを特徴とする高靭性熱間鍛造非調質鋼部
品の製造方法 （５）連Ｍ！＃造により鋳造する際、凝固点から１００
０℃の温度範囲を２０℃／ｌｌｌ１ｎ、以上の冷却速度
となるような条件で鋳片に鋳造し、その後１２５０℃以
下の温度に加熱し、加工比２以上で機械部品に成形し、
調質処理を施さないことを特徴とする上記（１）項記載
の成分を有する高靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 である。 高靭性化のためには特に組織の微細化が不可欠であるこ
とは前に述べたが、熱間鍛造ままの組織を微細化するに
は、高温加熱時のオーステナイト組織の粗大化を防止す
ることが一つの有効な手段である。 オーステナイト組織の粗大化を防止するため、本発明者
らは微細析出物が結晶粒界の移動を防止する効果、いわ
ゆるビン止効果を利用した。ビン止の効果は析出物が微
細で、かつ多量であるほど効果が大きいが、Ｔｉ炭窒化
物は非常に微細に分散し、高温における溶解度も小さな
ため、特にオーステナイト組織の粗大化防止に有効であ
ることは周知の事実である。 本発明鋼の要点は、Ｔｉ炭窒化物をさらに微細に分散さ
せるため、Ｔｉの酸化物を利用することである（前記１
項）、また本発明鋼の製造方法の要点は、凝固後の冷却
速度をコントロールして一層微細に析出せしめることで
ある（前記２項）。 さらにこのようにして製造した本発明の鋼を用いた部品
の製造方法においては、高靭性とするため鍛造加熱温度
を規制してＴｉ炭窒化物の成長を抑制し、また組織の形
態を制御することが要点であるが（前記３項）、あるい
は加熱回数を減らすこと６有効であり（前記５項）、ま
た組織の形態を制御し均一な品質の部品とするために、
鍛造後泡の中で冷却することも有効である（前記４項）
。 【作　用］ 以下に本発明の限定理由について説明する。 Ｃ：Ｃは種々の炭化物を形成し、また鋼中に固溶して部
品の強度と靭性を決定する元素であり、必要な強度を得
るためには０．２０％が必要である。 ０．０２％未満では強度を得るための合金元素が多くな
り、不経済である。またＣが０．６０％を越えて添加さ
れた場合、靭性が低下する。 Ｓｉ　：Ｓｉは脱酸材として作用すると共に胴中に固溶
して鋼の強化を図る元素であり、０．１０％以上が必要
である。しかし、２．００％を越える量を添加すると靭
性が低下する。 Ｍｎ　：　Ｍｎは焼入性を高め、組織を微細化させて強
度と靭性を向上させる元素であり、０．５０％以上が必
要であるが、多量に添加した場合、靭性に好ましくない
組織が発現し易くなるので、上限を２．００％とした。 Ｃｒ　：　ＣｒはＭｎと同様に組織の微細化により強度
と靭性を高める元素である。その作用は０．１０％未満
では期待できないが、多量に添加した場合、効果が飽和
するとともに靭性に好ましくない組織が発現し易くなる
ので、上限を１．２０％とする。 Ｖ：ｖは窒化物として鍛造加熱時の組織を微細化し、熱
間鍛造ままの鋼の靭性を高め、また鍛造後の冷却中にＶ
炭化物として析出することにより鋼を著しく強化する１
強化のために０．０３％以上が必要であるが、多量に加
えても焼入性が大きくなり、硬くなりすぎるので上限を
０．２０％とする。 Ｔｉ　：Ｔｉは本発明において重要な役割を持つ元素で
ある。すなわちＴｉは脱酸材として使用されることによ
り鋼鋳造後の高温状態の時に０と結合して酸化物となり
、鋼中に微細分散する。さらに鋼中に残った固溶Ｔｉは
、冷却中にＮ、Ｃと結合して炭窒化物になるが、Ｔｉ炭
窒化物はＴｉ酸化物の数が多いほど微細に分散する傾向
にある。 Ｔｉの炭窒化物は鍛造加熱時のオーステナイト組織の粗
大化を防止し、鍛造後の組織を微細化する作用があるた
め、鍛造ままの部品の靭性を著しく向上させる。オース
テナイト組織粗大化防止の効果を発揮するためには、Ｔ
ｉは０．００５％以上が必要であるが、０．０７０％を
越えて添加すると靭性と疲労強度の低下を招く。 Ａβ：Ａ２は強力な脱酸材であるので、多量の添加は本
発明に重要なＴｉ酸化物の形成を妨げることになる。よ
ってＡＪ２は０．００５％未満に限定する。 ０：０はＴｉ酸化物を形成し、鋼中に微細分散させるた
めに必要である。十分なＴｉ酸化物を形成するためには
０．００１０％以上が必要であるが、０．０１００％を
越えるＯは粗大な介在物を形成するため、靭性、被削性
などを劣化させる。 ＮＵＮのほとんどはＴｉ窒化物となり、鋼中に微細分散
して鍛造加熱時のオーステナイト組織を微細化する０組
ｉｌ微細化のためＮは最低０．００５％が必要であるが
、多量の添加は製造上難しく　ｆするので、上限を０．
０２０％とする。 請求項（２）において 連続鋳造により鋳造する際の凝固点から１０００℃の温
度範囲における冷却速度は、Ｔｉ炭窒化物の大きさを左
右する。このため、Ｊ！終的に部品を鍛造する時のオー
ステナイト組織の粗大化防止効果に大きく影響するので
重要である。凝固点から１０００℃までの冷却速度を２
０℃／ｍｉｎ、未満とした場合、Ｔｉ炭窒化物は粗大と
なり、オーステナイト組織の粗大化防止効果は低下し、
また疲労特性、被削性などに有害な粗大Ｔｉ炭窒化物が
発生する。よって連続鋳造により鋳造する際の凝固点か
ら１０００℃の温度範囲における冷却速度は、２０”Ｃ
／ｗｉｎ、以上とする。 分塊圧延は通常高温で長時間加熱された後行なわれるた
め、Ｔｉ炭窒化物を成長させ、組織の粗大化防止効果を
低下させる。よって分塊圧延を行なわず、鋳片から直接
棒鋼に圧延することが必要である。 請求項（３）において 鍛造により成形する際の加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物の成
長を抑制し、組織粗大化防止効果を維持するために１２
７０℃以下でなければならない、　１２７０℃を越える
温度に加熱して鍛造した場合、靭性が低下し、例えば自
動車用足周り部品等に要求される衝撃値（ＪＩＳ　Ｂ号
試験片を用いた場合、常温で８　ｋｇｆ−ｍ／ｃ＋＋＋
’　）を下回ることがある。 また鍛造に続く冷却時には、変態温度区間である８００
℃から４００℃の温度範囲を比較的速い冷却速度で冷却
することが靭性向上のために必要である。そのため、８
００℃から４０［１”Ｃの温度範囲の冷却速度を平均ｏ
、ｉ−ｓ、ｏ℃／ｓｅｅ、に限定する。 ０．１℃／ｓｅｃ、未満の冷却速度では、機械構造用部
品として必要な硬さ（ビッカース硬度で２１０以上）が
得られない、また５４０℃／ｓｅｃ、を越えた場合、硬
度が高くなりすぎる。 請求項（４）において 熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加して得られる
泡の中で冷却することの利点は、他の冷却方法に比較し
て部品全体に渡る均一な冷却ができる点にあり、熱鍛非
調質鋼として最適な組織に制御することができる。泡は
界面活性剤の水溶液あるいは水溶性ポリマー等からつく
ることができ、冷却速度は泡の含水量を変えることによ
り調整される０本発明鋼の組織を靭性に優れたフェライ
トとパーライト、あるいはフェライトとパーライトとベ
イナイとするための泡の含水量は、９０　ｇ　／　１０
０ｍ１以下であることが必要であるが、ｌ　ｇ　／　１
００＋ｓβ未満では、冷却速度が遅く強度が低下するこ
とがあるので、下限をｌ　ｇ　／　１００＋ｍｔ２以上
に限定する。 請求項（５）において Ｔｉ炭窒化物を微細に析出させるために、連続鋳造によ
り鋳造する際、凝固点から１０００℃の温度範囲を２０
℃／ｍｉｎ、以上の冷却速度となるような条件で鋳片に
鋳造すべきことは前に述べたが、加えてＴｉ炭窒化物の
成長を最小限に抑え、かつ最も低コストにて最終鍛造製
品とするためには、この鋳片を圧延工程を経ることなし
に鍛造に供することが必要である。１追加熱温度は、Ｔ
ｉ炭窒化物の成長抑制のために１２７０℃以下に限定す
る。また鋳片の欠陥を圧着し、鍛造部品の材質に及ぼす
鋳造組織の影響をなくし、高靭性とするため、加工比は
２以上が必要である。 ［実施例］ 実施例１ 請求項（１）に関する実施例を以下に示す。 第１表に示す成分を有する溶鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉
にて溶製し、インゴットに鋳造、冷却後１２３０℃に加
熱し、直径３０間の棒鋼に成形した。 この棒鋼を素材とし、Ｉｌｌ械部品を製造する際の熱間
鍛造熱履歴をシミュレートする目的で、１２００℃に２
０分加熱して放冷した。 これらに棒鋼からＪＩＳ　ａ号Ｕノツチシャルピー衝撃
試験片を切出し、衝撃値を測定した。また棒鋼長手方向
と垂直な断面内のビッカース硬さ（測定荷重１０ｋｇ）
も測定した。 第１表より本発明の鋼は優れた衝撃値を示すことが明ら
かである。 実施例２ 請求項（２）に関する実施例を以下に示す。 第２表の成分に調整した溶鋼（請求項＋１）に示した本
発明胴側）を断面大きさ　１６２Ｘ　１６２ｍｍ　。 ２４７　Ｘ　３００ｍｍ、　３５０ｘ　５６Ｇｍ＋ａの
連続祷造機にて鋳造して冷却した後、　２４７Ｘ　３０
０ｍｍ、　３５０Ｘ　５６０ｍｍの鋳片は１２５０℃の
温度に加熱して断面大きさ　１６２×１６２ｍｍのビレ
ットに分塊圧延した。また、　１６２×１６２＋ｎｍ鋳
片の一部は同様に１２５０℃の温度に加熱して１２０Ｘ
　１２０ｍｍ断面のビレットに分塊圧延した。鋳造時の
凝固点から１０００℃までの平均冷却速度は、　１６２
Ｘ　１６２ｍｍの鋳片で４５℃／ｓｅｃ、、２４７ｘ３
００ｍｍの審寿片で２５℃／　ｓｅｅ、　、　３５０　
Ｘ　５６０ｍｍの１寿片で９℃／ｓｅｃ、であった。こ
れらのビレットを１）５０℃に加熱し、直径４０關の棒
鋼に圧延し、試験用素材棒鋼とした。 この棒鋼を素材とし、機械部品を製造する際の熱間鍛造
熱履歴をシミュレートするため、１２００℃に２０分加
熱して放冷した。製造工程を第１図にこれらの棒鋼から
ＪＩＳ　ａ号Ｕノツチシャルピー衝撃試験片を切出し、
（Ｉｉ撃値を測定した。また棒鋼長手方向と垂直な断面
内のビッカース硬さ（測定荷重１０ｋｇ）も測定した。 これらの結果を第３表に示す、同表より同一成分の溶鋼
を用いた場合、請求項（２）に示した鋳造後の冷却速度
範囲で冷却することにより、硬度。 衝撃値が向上していることが分かる。さらに断面大きさ
　１６２ｘ　１６２＋ｎｎの鋳片を直接棒鋼に圧延した
ものと、−度１２（ｌｘ　１２０ｍａ＋に分塊圧延して
から棒鋼に圧延した場合を比較すると、前者の工程をと
った場合により高い硬度、靭性が得られ、請求項（２）
に示した方法で製造することにより最終鍛造部品の性質
が向上することが明らかである。 第 表 第 表 実施例３ 請求項（３）に関する実施例を以下に示す。 前記実施例２、第２表に示した本発明例の鋼を断面大き
さ　１６２Ｘ　１６２開の連続詩造機にて鋳造して冷却
した。鋳造後１０００℃までの冷却速度は平均４４℃／
ｍｉｎ、であった。＃ｓ片を室温まで冷却した後、１）
５０℃に再加熱して直径７０ＩＩＩＩ１）の棒鋼に圧延
した棒鋼を鍛造用素材とした。 これらの素材棒鋼を１２１０℃から１３００℃の温度に
加熱して自動車用のナックルスピンドルに鍛造後、衝風
冷却、保温材による徐冷等を用いて８００−４００℃の
間を０．０５−６．７℃／ｌｌｌ１ｎ、の冷却速度で冷
却を行なった。冷却後、自動車用ナックルスピンドルよ
り硬さ試験片、衝撃試験片（ＪＩＳ　３号）を切出し、
衝撃試験を行なった。 硬さと衝撃値に及ぼす冷却速度の影響を第２図に示した
。第２図においては加熱温度を１２００℃の一定とした
。第２図より、８００−４００℃の間の冷却速度を０．
１−５．０℃／ｓｅｃ、とすることにより、優れた硬さ
と衝撃値が得られることが分かる。 また硬さと衝撃値に対する鍛造加熱温度の影響を調べる
ため、鍛造加熱温度を変えてナックルスピンドルを鍛造
後、８００−４００℃の間を１．０’Ｃ／ｍｉｎ、で冷
却し、硬さと衝撃値を測定した。 この結果を第３図に示した。同図より鍛造加熱温度を１
２７０℃以下とすることにより、常温で８ｋｇｆ−ｍ／
ｃ−以上の良好な（Ｉｉ撃値となっていることがわかる
。 実施例４ 請求項（４）に関する実施例を以下に示す。 前記第２表に示した本発明の鋼を断面大きさ１６２　Ｘ
　１６２＋＋ｕａの連ｋｃ鋳造機にて鋳造し、凝固点か
ら１０００℃までの冷却速度を平均４４℃／ｍｉｎ、と
じた。鋳片を室温まで冷却した後、１）５０℃に再加熱
して直径７０ｍｍの棒鋼に圧延した棒鋼を鍛造用素材と
した。 第４表には素材棒鋼を１２３０℃に加熱した後、放冷し
たナックルスピンドル、および含水ｆｌｔｌ−９０ｇ　
／　１００＋ｎｎの泡の中で冷却を行なったナックルス
ピンドルの硬さの平均値と標準偏差０を示した。泡検知
により硬さのばらつきが小さくなっており、均一な材質
が得られている。ただし０．５　ｇ　／　１００ｍ１２
の泡中の冷却では、冷却速度が遅いため硬さが低下して
いる。 第 表 実施例５ 請求項（５）に関する実施例を以下に示す。 前記第２表に示した鋼を断面６０Ｘ６０關および１２０
ｘ　１２０ｍｍの連続鋳造機にて詩遺した。鋳造後の凝
固点から１０００℃までの冷却速度は、６０×６０１）
１Ｉの鋳片で１２５℃／　５ｈｉｎ、、　１２０ｘ　１
２０ｍｍの鋳片では８２℃／ｓｉｎ、であった。 ６０Ｘ６０ｍ＋ｎの１寿片はそのままで、また１２０×
１２０ｍｍの鋳片は１２５０℃に加熱して直径７０＋ｎ
＋ｎに圧延、冷却した後それぞれ１２００℃に再加熱し
、直径５０ｍｍ、　４０ｎ＋ｍ＋　３０ｍｍの棒鋼に鍛
造した。 ６０Ｘ６０ｍｍ鋳片から直径５０ｍｍ、　４０ｍｍ、　
３０ＩｌｌＩ１）棒鋼までの加工比（断面積の比）はそ
れぞれ１．４　、２．３　、４．０であり、　１２０Ｘ
　１２０ｍｍ　ｔＪ片からの合計加工比はそれぞれ５．
８　、９．０．１６．０である。 これらの棒鋼からＪＩＳ　３号Ｕノツチシャルピー衝撃
試験片を切出し、衝撃値および棒鋼長手方向と垂直な断
面内のビッカース硬さ（測定荷重１０ｋｇ）を測定した
。（第５表） ６０Ｘｂ 般に高靭性であるが、特に加工比が２以上の場合靭性が
良好であり、従来の調質鋼の衝撃値８ｋｇｆ−ＩＩＩ／
ｃ−以上を得ることがわかる。　　１２０Ｘ　１２０ｔ
ａｔａｎ片を一度分塊圧延して鍛造した棒鋼の場合、加
工比は大きいが衝撃値は８　ｋｇｆ１／ｃ−に満たない
。 第 ５ 表 ［発明の効果］ 以上示したように、本発明の高靭性熱鍛非調質鋼、本発
明の製造方法による棒鋼は、熱間鍛造ままで優れた衝撃
特性を有し、熱間鍛造用非調質鋼として非常に有用であ
る。 また本発明の高靭性非調質部品の製造方法は、鍛造まま
で高い衝撃値と均一な硬さを有する部品を製造するため
に有効な方法である。

【図面の簡単な説明】

第１図は試験用素材棒鋼の製造工程図、第２図は実施例
２においてナックルスピンドルを１２００℃に加熱、鍛
造した後横々の冷却速度で冷却した場合のビッカース硬
さ（Ｈｖ）と＋２０℃における衝撃値（ＪＩＳ　３号衝
撃試験片）の変化を示した図、第３図は実施例２におい
てナックルスピンドルを種々の温度に加熱し鍛造、放冷
した場合のビッカース硬さ（Ｈｖ）と＋２０℃における
衝撃値（ＪＩＳ　３号衝撃試験片）の変化を示した図で
ある。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．２０−０．６０，Ｓｉ：０．１０−２．００，
   Ｍｎ：０．５０−２．００，Ｃｒ：０．１０−１．２０
   ，Ｖ：０．０３−０．２０，Ｔｉ：０．００５−０．０
   ７０，Ａｌ：０．００５未満，Ｏ：０．００１０−０．
   ０１００，Ｎ：０．００５−０．０２０， を含み、残部がＦｅと不可避不純物からなることを特徴
   とする高靭性熱間鍛造用非調質鋼。
2. （２）連続鋳造により鋳造する際、凝固点から１０００
   ℃の温度範囲を２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となる
   ような条件で鋳片に鋳造し、その後分塊圧延を行なうこ
   となく直ちに棒鋼に圧延した請求項（１）記載の成分を
   有する高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法。
3. （３）請求項（２）に記載の製造方法で製造した棒鋼を
   １２７０℃以下の温度に加熱し、機械部品に鍛造した後
   ８００℃から４００℃の温度範囲を平均０．１−５．０
   ℃／ｓｅｃ．の速度範囲で冷却することを特徴とする高
   靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法。
4. （４）請求項（１）に記載の鋼を１２７０℃以下の温度
   に加熱して熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加し
   て得られる含水量１−９０ｇ／１００ｍｌの泡の中で冷
   却し、フェライトパーライト組織を有することを特徴と
   する高靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法。
5. （５）連続鋳造により鋳造する際、凝固点から１０００
   ℃の温度範囲を２０℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度となる
   ような条件で鋳片に鋳造し、その後１２５０℃以下の温
   度に加熱し、加工比２以上で機械部品に成形することを
   特徴とする請求項（１）記載の成分を有する高靭性熱間
   鍛造非調質鋼部品の製造方法。