JPH0675747B2

JPH0675747B2 - 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH0675747B2
Application number: JP61028673A
Authority: JP
Inventors: 賢治相原; 和彦西田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-02-12
Filing date: 1986-02-12
Publication date: 1994-09-28
Anticipated expiration: 2009-09-28
Also published as: JPS62187545A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、高靱性非調質鋼の製造方法、特にC:0.05〜0.
6重量％を含有する炭素鋼もしくは低合金鋼から成る熱
間鍛造用非調質鋼の製造方法に関する。

（従来の技術）従来にあっても、自動車部品など多くの機械部品は熱間
鍛造により成形された後、焼き入れ、焼戻しからなる調
質処理を行い、さらに切削、研摩などの機械加工を施し
て製造されている。かかる調質処理は部品の機械的性質
を所要の値に調整するための熱処理として極めて有用で
あり、従来より必須の処理と考えられてきた。

しかしながら、今日のように製造ラインの合理化、生産
性の向上が強く叫ばれている状況下では、熱処理工程
の省略合理化、熱処理の熱エネルギー節約合理化、
焼き入れ時の焼き割れ防止による生産性向上、焼き入
れ時の変形の防止による生産性の向上等の観点から従来
の製造ラインの形態には多くの改善すべき点がある。

このような従来技術における今日的問題点を一気に解決
する手段として、上述の調質処理を省略することが考え
られ、そのためにＶなどの析出強化元素を添加して組織
の微細化と析出強化とを利用し、鍛造ままで所要特性を
備えたいわゆる非調質型の鍛造用鋼が種々提案されてい
る。

例えば、特公昭60−45250号には、熱間鍛造後に、成形
部品を1000℃から550℃の温度範囲を0.7℃/sec以下の速
度で冷却して、オーステナイト粒中に多角形フェライト
を多量に分散させ、実質的に細粒組織とすることが開示
されている。

特開昭59−100256号は、中炭素鋼領域でのTiの粗粒化抑
制効果を利用するものであって、Ti/Nの比を限定するこ
とを提案している。

特開昭60−103161号には、C:0.05〜0.15％の範囲内にお
いてCr＋Mn＝2.20〜5.90に調整することが開示されてい
る。

このように、従来にあっては、鋼の成分と組織とを調整
することで、熱間鍛造後の冷却途上におけるV,Nb等の化
合物の析出硬化を利用した熱間鍛造ままの非調質鋼部品
を得ていたのであった。

しかしながら、これらの従来の非調質鋼部品は、同じく
熱間鍛造による従来の調質鋼部品に比べて靭性が劣るた
め、靭性を要求されない限られた一部の部品で実用化さ
れているだけで、高強度、高靭性を要求される重要部品
にまで一般的に実用化することは不可能であった。

特に、比較的大型の熱間鍛造部品では加工時に負荷を下
げるために、鋼材の加熱温度を1200℃以上にする必要が
あり、このような高温加熱では予め鋼中にAl,V,Nb,Ti等
の細粒化元素を添加して組織の微細化を図っても、これ
らの元素の化合物は高温加熱時にほとんど分解固溶して
しまって、その細粒化作用も消失してしまう。このた
め、微細化元素による細粒化を利用するにはいきおい熱
間鍛造後の熱処理を工夫しなければならず、結局、高強
度、高靭性を実現することは、費用がかかり、従来技術
では極めて困難であった。

（発明が解決しようとする問題点）かくして、本発明の目的は、上述のような従来技術の欠
点を解消した、熱間鍛造用、特に大型部品の熱間鍛造用
非調質鋼の製造方法を提供することである。

（問題点を解決するための手段）ここに、本発明者らは、かかる目的達成のため、種々検
討したところ、従来法と全く異なる観点からの解決手段
があることを知り、本発明を完成させた。

すなわち、従来からの炭窒化物分散によるオーステナイ
ト粒成長阻止作用をもとにしたオーステナイト組織粗大
化の防止は、熱間鍛造におけるような1200〜1300℃とい
うような高温度に加熱する際には、炭窒素化がことごと
く分解してオーステナイト中に固溶してしまうため、オ
ーステナイト粒の成長阻止の作用が全く消失してしま
う。

このような、加熱状態でも分解固溶しない化合物でなけ
ればならない。このような化合物としては、MnS,TiN,Zr
N,Al₂O₃,SiO₂等の非金属介在物がある。ちなみに、従来
のオーステナイト微細化化合物であるAlNの分解温度は1
100℃である。

しかしながら、これらの非金属介在物は従来の製造方法
では粗大でまばらにしか分布しておらず、そのままでは
結晶粒成長の阻止を有効に成しうる状態ではない。ま
た、従来は非金属介在物は一般に可及的に少なくするこ
とが要望されており、それを積極的に利用するという考
えはみられなかった。

そこで種々の実験を重ねたところ、溶鋼を鋳込んだ直後
の冷却速度を制御することにより、そのような非金属介
在物の微細分散を実現でき、実際そのようにして製造し
た後、熱間鍛造により非調質鋼部品を製造したところ、
靱性の優れた改善効果が確認された。

よって、本発明の要旨とするところは、C:0.05〜0.6重
量％を含有し、さらにS:0.03重量％超、Ti:0.005〜0.1
重量％およびZr:0.005〜0.1重量％のうち１種または２
種以上を含有する炭素鋼もしくは低合金鋼の溶鋼から鋼
塊もしくは鋼片を製造する工程において、溶鋼を鋳込ん
だ後、1400〜1000℃の間を２℃／分以上、好ましくは５
〜15℃／分の冷却速度で冷却することによりMnS、TiNお
よびZrNから成る群から選んだ少なくとも１種を微細均
一に分散させることを特徴とする、熱間鍛造用高靭性非
調質鋼の製造方法である。

ここに、「鋼塊もしくは鋼片を製造する」とは造塊法に
よる場合、連続鋳造による場合のいずれをも包含する趣
旨である。しかし、本発明の作用効果が特に発揮される
のは造塊法による場合である。連続鋳造法による場合、
他の操業条件から冷却速度が制約されることが多いから
である。

かくして、本発明にあっては、前述のような非金属介在
物を微細にし、均一にマトリックス中に分散させること
によって、結晶粒の成長を阻止して初期の目的を達成す
るものである。これらの介在物は、溶鋼中および凝固過
程中の高温オーステナイト中で生成するので、これらの
介在物が生成析出する温度域を急速に冷却することによ
り介在物を均一微細に生成析出させるのである。

本発明において非金属介在物の種類、量、分散形態は特
に制限しないが、これは通常の鋼組成にあって実際上含
有されるような種類、量であれば十分な程度であり、そ
れを本発明において規定する冷却を行ったときに得られ
た程度の分散形態で十分であるとの趣旨である。

しかし、特に効果的な非金属介在物は、MnS、ZrN、TiN
であって、その量もMn:0.6〜2.5重量％、S:0.03重量％
超0.3重量％以下Zr:0.005〜0.03重量％、Ti:0.005〜0.0
3重量％の範囲で効果が顕著である。

さらに、これらの非金属化合物、特にMnSは凝固時に本
発明の冷却速度範囲で1000℃以下のオーステナイト域ま
で完全に冷却しないとMnSが凝集析出して微細分散しな
いために、熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長粗大化
阻止効果が消失する。鋼塊あるいは鋳片の内部の温度分
布を考慮すれば鋼塊あるいは鋼片の表面温度はA₁点（72
3℃）以下まで冷却しておくことが好ましい。鋼塊ある
いは鋼片を分塊圧延もしくは熱間圧延する際は鋳込み後
室温まで冷却してから再度均熱炉もしくは加熱炉で1200
℃以上に加熱したのち圧延するのが普通である。

したがって、本発明によれば、溶湯凝固時に非金属介在
物の析出、分散を制御することによって熱間鍛造前の加
熱時および熱間鍛造後のオーステナイト粒の成長粗大化
を阻止できる。

このように、鋳込み直後の冷却速度を制御するという考
えは前述の従来技術においても全く触れられておらず、
また介在物による熱間鍛造後のオーステナイト粒の成長
粗大化の阻止というその作用効果においても、従来は全
く知らえていなかった事項である。

特に、本発明は熱間鍛造に際しての加熱温度が1200〜13
00℃と高い、比較的大型の熱間鍛造部品、例えば１部品
の重量が1kg以上という部品の製造において特にすぐれ
た効果を発揮する。

（作用）次に、本発明において、炭素含有量および冷却条件を上
述のように限定した理由を詳述する。

まず、本発明によれば、Ｃ量を0.05〜0.6重量％に制限
するが、Ｃ量が0.05％未満では熱間鍛造ままのフェライ
ト・パーライト組織では引張強さが60kgf/mm²に達しな
くなるので下限を0.05％とした。Ｃ量が0.6％を超える
と靭性が非常に劣化してくるので0.6％を上限とした。

なお、熱間鍛造部品は高周波焼入して使用することが多
いが、この場合にはＣ量は0.25％以上にしないと高周波
焼入による表面硬化効果があらわれず、一方、0.55％を
超えると焼割れを発生することがあるので、本発明にお
いてもＣ量は0.25〜0.55％とするのが好ましい。

本発明によれば、さらに、S:0.03％超、Ti:0.005〜0.1
％、Zr:0.005〜0.1％、の１種もしくは２種以上が配合
される。したがって、本発明にあってはMnS、TiN、ZrN
の少なくとも１種が微細均一に分散析出される。

本発明においては、鋳込み直後の冷却速度を適正化して
非金属介在物を微細分散させることによって、その鋼塊
もしくは鋳片から熱間圧延された鋼材を素材として以後
の加工工程で熱間鍛造で鋼部品に成形加工する際におこ
るオーステナイト粒の粗大化を阻止する作用効果を活用
している。

この目的のためには、例えばMnSではＳ量が0.03％超、T
iNとZrNの場合にはTi、Zr量がそれぞれ0.005％以上ない
と数多いオーステナイト結晶粒の粒界移動を阻止するこ
とは難しい。

一方、Ti、Zr量が0.1％をそれぞれ越えると熱間鍛造品
の靭性が著しく低下するのでこれらの数値を添加量の上
限とした。

すでに述べたように、本発明によれば、非金属介在物の
微細化分散を利用するものであるが、かかる非金属介在
物は通常の鋼には一般的にみられるものであり、その限
りにおいて本発明にあって鋼組成が特に制限されること
はない。上述のＣ量は鋼の強度レベルを定めるために制
限するものである。

本発明に云う非金属介在物を例示すれば、MnS、ZrN、Ti
N等である。

しかしながら、本発明が対象とする非調質鋼の組成は、
好ましくは、 C:0.05〜0.6％、Mn:0.6〜2.5％、 Si:0.1〜1.0％、Cr:0.1〜1.5％、 Mo:1％以下、V:0.01〜0.3％、 Nb:0.1％以下、B:0.02％以下、 Al:0.1％以下、Ni:0.02％以下、さらに、Ti:0.005〜0.1％、Zr:0.005〜0.1％、およびS:
0.003％超0.3％以下のうちの少なくとも１種を含有する
ものであることが望ましい。

なお、所望により非金属介在物の量、種類を予め調整す
るには、例えば脱酸の程度を調節するとか、その他、す
でに当業者には良く知られた手段によって適宜行うこと
ができる。

次いで、本発明によれば、鋳込後1400〜1000℃間の温度
域を２℃／分以上、好ましくは５〜15℃／分の冷却温度
で冷却するが、鋳込みから1000℃までの冷却速度は硫化
物、窒化物の大きさと分布に非常に大きな影響を与える
と共に、硫化物や酸化物の偏析に大きな影響を与える。
本発明では高温域での熱間鋳造組織が介在物によって大
幅に変化し、介在物ができるだけ微細に均一分散すれ
ば、熱間鍛造後の靭性が改善されることを活用している
が、鋳込みから1000℃に至るまでの間の冷却速度を大き
くすることによって硫化物、酸化物、窒化物が均一微細
に分散して靭性の改善がさらに顕著になることが判明し
た。特にZr処理鋼では硫化物、酸化物の微細均一分散が
顕著になり、またZr含有鋼ではZr化合物の凝集粗大化が
抑制されるなど、鋳込後の冷却速度を２℃／分以上とす
ることによる効果は顕著である。

上述したように冷却速度は鋳込みから1000℃までの間で
調整されるべきであるが、実際上鋳込みから凝固までの
冷却速度は測定が困難であること、凝固後はほゞ直線的
に冷却されるので容易に冷却速度が外挿できること、ま
た容易に測定できるのが1400〜1000℃の間であることか
らこの温度範囲を冷却速度の数値限定の対象範囲とし
た。

冷却速度が２℃／分よりも小さくなると、硫化物や酸化
物が凝集粗大化して細粒化作用が消失してしまい、靭性
が急激に劣化するので、冷却速度の下限値を２℃／分と
した。好ましくは、その下限は、５℃／分である。介在
物や化合物の微細均一分散という点に関していえば冷却
速度は大きいほど有効であるが、表面割れの発生などの
トラブルが生じやすくなるので、トラブルを生じない範
囲で可能な限り大きい冷却速度をとることが望ましい。
一般にはその上限は15℃／分である。

かかる冷却速度は鋼塊あるいは鋼片の大きさによって必
ずしも一定しないが、通常の１トン〜50トンの鋼塊ある
いはスラブなどの鋼片では強制空冷あるいは気水混合噴
霧冷却によって達成できる範囲である。造塊法による場
合、単なる空冷では高々１℃／分程度である。好ましく
は、この冷却手段は冷却水の断続的スプレーであり、そ
の場合、スプレー時に局部的には100℃／分をこえる冷
却速度が経験されるが、それは直ちに復熱し、本発明に
云う冷却速度に戻る。断続的スプレー毎にこれが反復さ
れ、結局平均冷却速度として２℃／分以上の本発明にか
かる冷却速度が実現されるのである。

このようにして得られた本発明にかかる熱間鍛造用鋼
は、次いで、一般には1200〜1300℃に加熱されてから10
50℃以上の仕上り温度で熱間鍛造され、放冷され、適宜
機械加工後、非調質型製品となる。このときの熱間鍛造
については何ら制限はなく、従来のものであってもよ
く、またさらに従来の適宜オーステナイト微細化処理を
この熱間鍛造後に行ってもよい。

次に、本発明を実施例に関連させてさらに説明する。

実施例１第１表に示す化学成分をもつ鋼を容量２トンの低周波誘
導加熱炉で溶製し、第２表に示す断面寸法をもつ鋳型の
中に鋳込んだ。

これら各種の寸法の鋼塊を表面温度1400℃で型抜きし、
その後1000℃になるまでの間、鋼塊の表面温度を測定し
冷却速度を求めた。各冷却速度は鋼塊の寸法および気水
噴霧と冷却水シャワーの断続使用によって変えた。第２
表にはこれらの冷却速度も併せて示す。

第１表の記号１で示す組成の鋼について、それぞれ第２
表に示す鋼塊、鋼片としてから、１辺160mmの鋼片に熱
間圧延後、その介在物の光学顕微鏡による視野断面での
寸法を測定し、その分布を調べた。結果はまとめて第３
表に示す。冷却速度に応じて介在物の分散状況が異なっ
てくるのが分かる。

次いで、第１表に示す組成の各鋼塊を一辺80mmの角棒に
鍛伸したものを素材として熱間鍛造を行った。この80mm
辺の角棒は1250℃に加熱したのち1100℃の仕上りで一辺
が30mmの角棒に熱間鍛造し、放冷した材料からJIS14A号
（平行部直径10mm）の引張試験片とJIS3号シャルピー試
験片を製作し、機械的性質を調査した。得られた特性を
第４表にまとめて示す。

いずれの鋼種においても、引張強度は従来法のそれに匹
敵するか多少高い程度であるにもかかわらず、シャルピ
ー衝撃値は２〜３倍程度改善されているのが分かる。第
２表に示すように記号イ、ロ、ハの順で冷却速度が小さ
くなっていることから分かるように、冷却速度が大きい
ほうが衝撃値の改善は大きいが、記号イとロとの場合に
大きな相違がみられないことから、冷却速度がほゞ20℃
／分程度で効果が飽和しているのが分かる。

実施例２第５表の化学成分を有する鋼を実操業ラインの転炉を使
って溶製し、この溶鋼を同じ第２表に記した断面寸法を
もつ鋳型の中に鋳込んだ。

これらの各種寸法の鋼塊を1400℃で型抜きし、その後10
00℃になるまでの間、鋼塊の表面温度を測定した。

また同時に、第５表の鋼と同一のシャージの溶鋼を300m
m×400mmの断面の連続鋳造鋳片に鋳込んだ。このときの
鋳片の表面温度を鋳造機の各位置で測温して、冷却の状
況を参考までに求めた。これらの鋼塊もしくは鋳片の冷
却速度は同じく実施例１における第２表に示すものと同
じであった。

これらの鋼塊もしくは鋳片を実施例１の場合と同じよう
にして熱間鍛造し、機械的性質を調べた。その結果を第
６表にまとめて示す。本例の場合も、実施例１の場合と
同様に記号イ、ロ、ハの場合に比べて、記号ニで示す従
来法では冷却速度が２℃／分未満になっており、シャル
ピー衝撃吸収エネルギーだけが顕著に低下しているのが
分かる。

また記号ホの場合でほゞ記号ハの場合に近い値になって
いる。

第６表に示す上述のような冷却速度と耐衝撃特性との関
係をグラフで示すと添付図面の通りであって、冷却速度
が２℃／分から改善がみとめられ、次いで５℃／分程で
かなりの改善がみられ、15℃／分を越えるとほゞ飽和す
るのが分かる。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、実施例２における冷却速度と衝撃値
（_UE₂₀）との関係を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.05〜0.6重量％を含有し、さらにS:0.0
3重量％超、Ti:0.005〜0.1重量％およびZr:0.005〜0.1
重量％のうち１種または２種以上を含有する炭素鋼もし
くは低合金鋼の溶鋼から鋼塊もしくは鋼片を製造する工
程において、溶鋼を鋳込んだ後、1400〜1000℃の間を２
℃／分以上の冷却速度で冷却することによりMnS、TiNお
よびZrNから成る群から選んだ少なくとも１種を微細均
一に分散させることを特徴とする、熱間鍛造用非調質鋼
の製造方法。