JPH03211227A - 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 - 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］ 本発明は優れた強度・靭性及び被剛性を有する機械構造
用熱間鍛造非調質鋼の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 従来、高強度高靭性を必要とする機械部品の製造に関し
ては、所定の形状に熱間鍛造後焼入れ焼き戻しを行うと
いった調質処理が施されていた。しかしながら調質処理
は多くの工程を必要とし、多大な熱エネルギーも要する
ため製造コストの上昇を招くことになる。このため近年
工程数の削減、省エネルギーの観点から調質処理を省略
しつる鋼、即ち非調質鋼の開発が行われてきた。強度向
上を狙うのであればＶを含有させた非調質鋼で十分であ
る。しかしこの鋼種は靭性特に低温靭性が悪く、高強度
高靭性が要求される自動車の足廻り部品に用いる素材と
しては不十分であり、被削性もきわめて悪く部品生産性
に欠けていた。また近年部品設計上、降伏強度が重視さ
れる趨勢にあり同一の引張強度に対しなるべく降伏強度
の高いいわゆる高降伏比の材料の開発が望まれている。

これに対して特開昭５６−３８４４８号公報には、Ｓｉ
、　Ｍｎ等を多くすることによる地鉄の強化と、Ｔｉ、
　Ｖ　、　Ｎｂの析出強化による鋼材の高強度化を図る
と共に鋼中のＮを０．２９％Ｔ１以上と多くすることに
より、窒化物主体のＴｉ、　Ｖ　、　Ｎｂの析出物を生
成させることにより旧オーステナイト粒径を微細化して
、鋼材の高靭性化を図り熱間鍛造のままで、その後の熱
処理を一切行わずに優れた引張強度・靭性の確保を可能
とした材料が示されている。

［発明が解決しようとする課１！！Ｉ］しかしこのよう
な材料を用いてもなお十分な降伏強度を確保するには至
っていないというのが現状である。

本発明の目的は、引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２以上で、
十分な靭性と優れた被剛性を有し、更に７０ｋｇｆ／ａ
ｍ’以上もの高い降伏強度を有する熱間鍛造非調質鋼の
製造方法を提供することである。

［１１！題を解決するための手段］ 本発明者らは高強度高靭性かつ被剛性に優れた熱間鍛造
非調質鋼の降伏強度の向上手法を提供するために鋭意検
討を行った結果、熱間鍛造後に従来行われていなかった
時効処理を施すことにより、引張強度・靭性・被削性を
劣化することなしに降伏強度を上昇させることが可能で
あるという新規な知見を得て本発明をなしたものである
。

即ち、第一の本発明に係わる製造方法の要旨とするとこ
ろは、重量％で Ｃ：０．１０〜０．６０％ Ｓｉ　：　０．８０〜３．０％ Ｍｎ：３．０％以下 Ｓ：０．０５０〜０．３０％ Ｖ　：　０．０３０〜０．０５ ０　　：　　０．００５　〜０．０５０　　％を含有し
、更に Ｃｒ：３．０％以下 Ｎｉ　：　３．０％以下 ＭＯ：１．０％以下 Ｃｕ：２．０％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ｔｉ　：　０．００１〜０．０５０％ Ｎｂ　：　　０．００５　〜０．１０％Ａ文７０．００
５〜０．１０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、２００℃〜６０
０℃に時効後放冷することにより引張強度８５ｋｇｆ／
ｍｍ’以上、降伏強度７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する
ことを特徴とするものである。

次に、第二の本発明に係わる製造方法の要旨とするとこ
ろは、第一の本発明鋼の組成に加え、更に重量％で Ｐｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃａ　：　Ｏ、ＯＯ１〜０　、０５０％Ｔ　ｅ　：　０
　、００１〜０　、２０％Ｓｅ：０．０１０〜０．０５ ０− の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、２００℃〜６０
０℃に時効後放冷することにより弓張強度８５ｋｇｆ／
ｍｍ’以上、降伏強度７０ｋｇｆ／ｍｍ”以上を有する
高強度高靭性かつ被剛性の優れた熱間鍛造非調質鋼の製
造を可能とすることを特徴とするものである。

［作　　　用］ 以下に本発明の詳細な説明する。

まず、Ｃは鍛造品の強度を増加させるのに有効な元素で
あるか、０．１０％未満では強度が不足し、また０、６
０％を超えると、靭性の劣化を招くため、含有量を０１
０〜０．６０％とした。

次にＳｉは固溶体硬化による強度の増加を図ることを目
的として添加するが、０．８０％未満ではその効果は不
十分であり、一方、３．０％を超えるとその効果は飽和
し、むしろ靭性の劣化を招くので、その含有量を０．８
０〜３．０％とした。

また、ＭｎとＳは鋼中でＭｎＳとして存在し、組織の微
細化に寄与するが、Ｓ：０．０５０％未満ではその効果
は不十分である。またＭｎ：３．０％超、Ｓ：０．３０
％超ではその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くた
め、Ｍｎ、　Ｓの含有量をそれぞれＭｎ：３．０％以下
、Ｓ　　：　０．０５０〜０．３０％とした。

さらに、Ｖ、ＮはＶＮの析出挙動を通じて、組織の微細
化に寄与するか、Ｖ　：０．０３０％未満、Ｎ：　０．
００５％未満ではその効果は不十分であり、一方、Ｖ　
：０．３０　％超、Ｎ：０．０６０％超ではその効果は
飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、その含有量をＶ
　：０．０３０〜０．３０％、Ｎ：０．Ｏ０５〜ｏ、ｏ
ａｏ％とした。

そのほか、Ｃ「、Ｍｏ、　Ｎｉ、　Ｃｕは鍛造品の強度
を増加させるのに有効な元素であるが、経済的な観点か
ら、含有量をＣｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下とした。

この他本発明鋼においては、粒度調整の目的で＾２、Ｔ
ｉ、　Ｎｂの一種または二種以上を添加しである。しか
しながら、Ａｆｆｉ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．０
０１％未満、Ｎｂ：０．００５％未満ではその効果は不
十分であり、一方、肩：０．１０％超、Ｔｉ：０．０５
０％超、Ｎｂ：０．１０％超では、その効果は飽和し、
むしろ靭性を劣化させるので、Ａ、Ｑ：０．００５〜０
．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０
．００５〜０．０１０％とした。

更に本発明に係わる非調質鋼においては、Ｐｂ、　Ｃａ
１Ｔｅ、　Ｓｅ、　Ｂｉの一種または二種以上を添加し
であるが、これらは被削性向上を目的としたものである
。ただしＰｂ：０．００５％未満、Ｃａ：０．００１％
未満、Ｔｅ：０．００１％未満、Ｓａ：Ｏ，０１０％未
満、Ｂｉ：０．０１０％未満ではその効果は不十分であ
り、Ｐｂ：０．５０％超、Ｃａ：　０．０５０％超、Ｔ
ｅ：０．２０％超、Ｓｅ：０．５０％超、Ｂｉ：０．５
０％超ではその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招く
ため、その含有量をＰｂ：０．００５〜ｏ、ｓｏ％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜０
．２０％、　Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％、Ｂｉ：０
．０１０％〜０．５０％とした。

以上が本発明鋼の基本組成である。これらの組成の棒鋼
を用いて熱間鍛造を行い室温まで冷却した場合の組織は
ベイナイト主体でありこれに少量のマルテンサイト、残
留オーステナイトが混在している。このままでは、引張
強度、靭性の点では問題ないが、調質処理鋼に比べ降伏
強度が不足している。そこで時効処理を施しマルテンサ
イト相中の転位の易動度を低減することにより降伏強度
を向上させることに着目した。ただし時効温度が２００
℃未満ではその効果は不十分であり、６００℃を超える
と引張強度・降伏強度ともに大幅に減少する。従って時
効温度を２００℃〜６００℃とした。これらの条件に従
って時効後放冷することにより引張強度８５ｋｇｆ／ａ
ｍ”以上、降伏強度７０ｋｇｆ／＋ｍ”以上を有する高
強度高靭性かつ被剛性の優れた熱間鍛造非調質鋼を製造
することが可能である。

［実　施　例］ 以下に本発明に係わる高強度高靭性かつ被剛性に優れた
非調質鋼の製造方法の実施例を示す。

実施例−１ 第１表に示す■、■、６．７の組成の鋼を高周波炉にて
溶製し、鋳造後、直径５０ｍｍの丸棒に圧延した。これ
らを１２５０℃加熱の後、１ビームに熱間鍛造した。鍛
造仕上げ温度は１０５０℃であり、この後冷却速度１．
０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。このうち一部は３０
０℃で６０分間時効処理を行った。これらの１ビームの
中央部より長手方向にＪＩＳ　Ｊ号引張試験片、及びＪ
ＩＳ　３号衝撃試験片を採取し引張強度及び−５０℃、
２０℃におけるシャルピー衝撃値を求めた。一方、一部
のものについては、鋳造した後、厚さ３０ＩＩＩＩＩｌ
の鋼板に圧延した。圧延仕上げ温度は１０５０℃であり
この後、冷却速度１．０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した
。この鋼板を用いて時効前、時効後（３００℃ｘ　６０
ｍ１ｎ　）の被剛性を評価した。被剛性の目安としては
、５ＫＨ９（φ５）ドリルにより切削油なしで、送りを
初速０．１ｍａ＋／ｒｅｖにして深さ２０ｍｍのめくら
穴をあけたときのドリル寿命が穴の総深さ５０００ａ＋
ｍとなる場合の切削速度（ｍ／ｆｆ１ｉｎ）を用いた。

これらの結果を第２表に示す。

第２表において■、■は第一の本発明に係わる高強度高
靭性を有する非調質鋼であり、６．７は比較鋼である。

この第２表から明らかなように、時効前、時効後ともに
本発明鋼■、■はいずれも、８５ｋｇｆ／ｌｌ１ｍ”以
上の引張強度を有し、３．Ｏｋｇｆ−ｍ７ｃｍ”以上の
低温靭性、６．５ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ’以上の常温靭性を
有することがわかる。しかし時効前は降伏強度が不足し
ている。ところが時効を加えることにより降伏強度はど
れも上昇し７０ｋｇｆ／ａ＋ｍ２以上を有するようにな
る。これに対し比較鋼６はＣの含有量が本発明の範囲を
下回った例であり、靭性は開発鋼と同等であるが強度が
時効前、時効後ともに不足している。一方、比較ｗＩ７
はＳの含有量が本発明の範囲を下回った場合であり、強
度は問題ないが時効前、時効後ともに低温靭性及び常温
靭性が不足している。

実施例−２ 実施例１と同様に′ｔＳ１表に示す■〜■、８〜１０の
組成の鋼を高周波炉にて溶製し、鋳造後、直径５０ｍ＋
ａの丸棒に圧延した。これらを１２５０℃加熱の後、ｌ
ビームに熱間鍛造した。鍛造仕上げ温度は１０５０℃で
あり、この後冷却速度１．Ｏｔｌ：／ｓｅｃで室温まで
冷却した。このうち一部は３００℃で６０分間時効処理
を行った。これらの１ビームの中央部より長手方向にＪ
ＩＳ　Ｊ号引張試験片、及びＪＩＳ　３号衝撃試験片を
採取し引張強度及び−５０℃、２０℃におけるシャルピ
ー衝撃値を求めた。一方、一部のものについては、高周
波炉にて溶製し、鋳造した後、厚さ３０ｍｍの鋼板に圧
延した。圧延仕上げ温度は１０５０℃でありこの後大気
中にて放冷した。この鋼板を用いて時効前、時効後（３
００℃ｘ　６０ａ＋ｉｎ）の被剛性を評価した。被剛性
の目安としては、実施例１の場合と全く同じで、ドリル
寿命が穴の総深さ５０００ｍｍとなる場合の切削速度（
ａ＋／ｗｉｎ）を用いた。これらの結果を第３表に示す
。

第３表において、■〜■は第二の本発明に係わる非調質
鋼であり、８〜１０は比較鋼である。第３表より明らか
なように、■〜■はどれも時効後、８５ｋｇｆ／ｍｎ＋
”以上の引張強度、７０ｋｇｆ／ａｍ２以上の降伏強度
を有し、３．Ｏｋｇｆ−ｍ／ｃ謹２以上の低温靭性、６
．５ｋｇｆ−ｍ７ｃｍ”以上の常温靭性を有することが
わかる。比較鋼８はＳｉの含有量が本発明の範囲を下回
った例であり、靭性は開発鋼と同等であるが強度が時効
前、時効後ともに不足している。一方、比較鋼９．１０
はそれぞれＳ、　Ｎの含有量が本発明の範囲を下回った
場合であり、強度は問題ないが時効前、時効後ともに低
温靭性及び常温靭性が不足している。

なお被剛性については、第２表と第３表を比べるとわか
るように被削性元素（Ｐｂ　、　Ｃａ％Ｔｅ。

Ｓｅ、　Ｂｉ）を含有した■、■、■の方が全く含有し
ない■、■よりも被剛性が優れていることがわかる。

［発明の効果コ 以上述べたごとく、本発明鋼を用いることにより、８５
ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高い引張強度を有し、高靭性かつ
優れた被剛性を得ることが可能であり、更に熱間鍛造後
の時効により、７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上という高い降伏
強度を得ることができる。

これにより、従来必要とした調質処理の省略とそれにと
もなう製造コスト低減が可能となり、産業上の効果は極
めて顕著なものがある。

他４名

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で Ｃ：０．１０〜０．６０％ Ｓｉ：０．８０〜３．０％ Ｍｎ：３．０％以下 Ｓ：０．０５０ｐ〜０．３０％ Ｖ：０．０３０〜０．３０％ Ｎ：０．００５〜０．０６０％ を含有し、更に Ｃｒ：３．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｃｕ：２．０％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
   的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後、２００℃〜６０
   ０℃に時効後放冷することにより引張強度８５ｋｇｆ／
   ｍｍ＾２以上、降伏強度７０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上を有
   することを特徴とする高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の
   製造方法。 ２　重量％で、更に鋼成分として Ｐｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃａ：０．００１〜０．０５０％ Ｔｅ：０．００１〜０．２０％ Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％ Ｂｉ：０．０１０〜０．５０％ の一種または二種以上を含有する、被剛性も優れている
   ことを特徴とする請求項１記載の高強度高靭性熱間鍛造
   非調質鋼の製造方法。