JPH09170046A - 高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼及びその製造方法 - Google Patents
高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼及びその製造方法Info
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- JPH09170046A JPH09170046A JP34794895A JP34794895A JPH09170046A JP H09170046 A JPH09170046 A JP H09170046A JP 34794895 A JP34794895 A JP 34794895A JP 34794895 A JP34794895 A JP 34794895A JP H09170046 A JPH09170046 A JP H09170046A
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Abstract
(57)【要約】
【解決課題】従来の焼入れ−焼戻し材に比べて得られる
特性が同等以上で且つ製造コストが安価なマルテンサイ
ト型非調質鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】鋼の組成を重量％で、0.02≦C≦0.15%,0.0
8≦Si≦1.0%,N≦0.03%であって下記式で表される焼入れ
性指数Ｈが、H=Cr+Mn+Ni+Mo+5(Cu+W+Zr+V+Ti)+XB+20Nb+
0.5Si-5Al≧3.5（但しMn≦3.0%,Cr≦3.0%,Ni≦4.0%,Cu
≦1.0%,Mo≦2.0%,W≦0.5%,Zr≦0.5%,B≦0.01%,V≦0.3%,
Nb≦0.08%,Al≦0.2%,Ti≦0.06%とし、またBが0.0008以
上0.005%以下含まれる場合にはXB=0.5とする）であり、
残部実質的にFeから成る組成とする。そしてその製造に
際して素材を８３０℃以上に加熱してオーステナイト化
させた後、３０℃／分以上の速度で５５０〜９００℃ま
で冷却して準安定オーステナイト領域で鍛造加工し、そ
の後１００℃／分以上の冷却速度で冷却してマルテンサ
イト変態させる。
特性が同等以上で且つ製造コストが安価なマルテンサイ
ト型非調質鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】鋼の組成を重量％で、0.02≦C≦0.15%,0.0
8≦Si≦1.0%,N≦0.03%であって下記式で表される焼入れ
性指数Ｈが、H=Cr+Mn+Ni+Mo+5(Cu+W+Zr+V+Ti)+XB+20Nb+
0.5Si-5Al≧3.5（但しMn≦3.0%,Cr≦3.0%,Ni≦4.0%,Cu
≦1.0%,Mo≦2.0%,W≦0.5%,Zr≦0.5%,B≦0.01%,V≦0.3%,
Nb≦0.08%,Al≦0.2%,Ti≦0.06%とし、またBが0.0008以
上0.005%以下含まれる場合にはXB=0.5とする）であり、
残部実質的にFeから成る組成とする。そしてその製造に
際して素材を８３０℃以上に加熱してオーステナイト化
させた後、３０℃／分以上の速度で５５０〜９００℃ま
で冷却して準安定オーステナイト領域で鍛造加工し、そ
の後１００℃／分以上の冷却速度で冷却してマルテンサ
イト変態させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、フランジコンパ
ニオン，コンロッド，スピンドル等の自動車用部品とし
て好適に使用可能な高強度−高靱性マルテンサイト型非
調質鋼及びその製造方法に関する。
ニオン，コンロッド，スピンドル等の自動車用部品とし
て好適に使用可能な高強度−高靱性マルテンサイト型非
調質鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来、
フランジコンパニオン，コンロッド，スピンドル等の部
品はＪＩＳ−Ｓ４５Ｃ，ＳＣＲ４２０，ＳＣＭ４２０等
を熱間鍛造した後に所定の強度と靱性を確保するために
焼入れ−焼戻し処理を行い製造していた。しかしながら
この場合、強度と靱性は確保できるもののリードタイム
が長くなるといった問題があった。
フランジコンパニオン，コンロッド，スピンドル等の部
品はＪＩＳ−Ｓ４５Ｃ，ＳＣＲ４２０，ＳＣＭ４２０等
を熱間鍛造した後に所定の強度と靱性を確保するために
焼入れ−焼戻し処理を行い製造していた。しかしながら
この場合、強度と靱性は確保できるもののリードタイム
が長くなるといった問題があった。
【０００３】一方、現在積極的に展開されている非調質
鋼を用いた場合、リードタイムの点では優れているが十
分な強度と靱性が得られない問題がある。
鋼を用いた場合、リードタイムの点では優れているが十
分な強度と靱性が得られない問題がある。
【０００４】これらの問題を解決するために、近年、制
御圧延技術に代表される加工熱処理技術の一つとしてオ
ースフォーミングという手法が検討されているが、一般
構造用鋼に対してこれを適用する場合、加工時にフェラ
イト変態が極端に促進され、得られる組織が不完全にな
ってしまう。このため従来の成分系の構造用鋼では十分
な強度と靱性が得られなかった。
御圧延技術に代表される加工熱処理技術の一つとしてオ
ースフォーミングという手法が検討されているが、一般
構造用鋼に対してこれを適用する場合、加工時にフェラ
イト変態が極端に促進され、得られる組織が不完全にな
ってしまう。このため従来の成分系の構造用鋼では十分
な強度と靱性が得られなかった。
【０００５】しかも構造用鋼に対してオースフォーミン
グを適用した場合、鍛造加工時に変形抵抗が増加してし
まうため、鍛造加工時に不都合が発生する等オースフォ
ーミングを適用できる構造用鋼はほとんどないのが実情
である。
グを適用した場合、鍛造加工時に変形抵抗が増加してし
まうため、鍛造加工時に不都合が発生する等オースフォ
ーミングを適用できる構造用鋼はほとんどないのが実情
である。
【０００６】一方上記部品を温間鍛造にて製造する場
合、変形抵抗を下げるために焼鈍し等の軟化熱処理を行
う必要があり、材料コストを上昇させてしまう問題があ
る。
合、変形抵抗を下げるために焼鈍し等の軟化熱処理を行
う必要があり、材料コストを上昇させてしまう問題があ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本願の発明の非調質鋼は
このような課題を解決するために開発されたものであ
る。而して本願の発明の非調質鋼は、重量％で、０．０
２≦Ｃ≦０．１５％，０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦
０．０３％であって下記式で表される焼入れ性指数Ｈ
が、Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ
＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧
３．５（但しＭｎ≦３．０，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦
４．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．
５％，Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．３
％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０
６％とし、またＢが０．０００８以上０．００５％以下
含まれる場合にはＸＢ＝０．５とする）であり、且つ残
部実質的にＦｅから成ることを特徴とする（請求項
１）。
このような課題を解決するために開発されたものであ
る。而して本願の発明の非調質鋼は、重量％で、０．０
２≦Ｃ≦０．１５％，０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦
０．０３％であって下記式で表される焼入れ性指数Ｈ
が、Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ
＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧
３．５（但しＭｎ≦３．０，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦
４．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．
５％，Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．３
％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０
６％とし、またＢが０．０００８以上０．００５％以下
含まれる場合にはＸＢ＝０．５とする）であり、且つ残
部実質的にＦｅから成ることを特徴とする（請求項
１）。
【０００８】また請求項２の非調質鋼は、請求項１にお
いて、更に快削成分としてＳ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ
の一種若しくは二種以上を、Ｓ≦０．２％，Ｃａ≦０．
０５％，Ｐｂ≦０．３％，Ｔｅ≦０．１％，Ｂｉ≦０．
１５％で含有することを特徴とする。
いて、更に快削成分としてＳ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ
の一種若しくは二種以上を、Ｓ≦０．２％，Ｃａ≦０．
０５％，Ｐｂ≦０．３％，Ｔｅ≦０．１％，Ｂｉ≦０．
１５％で含有することを特徴とする。
【０００９】次に請求項３は、請求項１又は２の高強度
−高靱性マルテンサイト型非調質鋼の製造方法に係るも
のであって、素材を８３０℃以上に加熱してオーステナ
イト化させた後、３０℃／分以上の平均冷却速度で５５
０〜９００℃の範囲まで冷却した上で鍛造加工し、しか
る後１００℃／分以上の平均冷却速度でＭｆ点である３
００℃以下に冷却してマルテンサイト化することを特徴
とする。
−高靱性マルテンサイト型非調質鋼の製造方法に係るも
のであって、素材を８３０℃以上に加熱してオーステナ
イト化させた後、３０℃／分以上の平均冷却速度で５５
０〜９００℃の範囲まで冷却した上で鍛造加工し、しか
る後１００℃／分以上の平均冷却速度でＭｆ点である３
００℃以下に冷却してマルテンサイト化することを特徴
とする。
【００１０】更に請求項４の製造方法は、請求項３にお
いて、前記３００℃以下に冷却した後において、６００
℃以下の範囲で再加熱処理を行うことを特徴とする。
いて、前記３００℃以下に冷却した後において、６００
℃以下の範囲で再加熱処理を行うことを特徴とする。
【００１１】
【作用及び発明の効果】上記請求項１の発明は、オース
フォーミング手法を安定的に適用可能な鋼種に係るもの
である。このオースフォーミングを適用するためには鋼
の焼入れ性を高くする必要がある。そこで本発明者らは
そのための研究を行う中で、鋼の組成を上記組成とし且
つ焼入れ性を示す指数としてＨ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍ
ｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ
＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ（ＸＢはＢを０．０００８以上
０．００５以下含むとき０．５）を導き出し、そしてそ
の指数Ｈが３．５以上であれば上記オースフォーミング
を安定的に適用でき、最終的に強度，靱性に優れたマル
テンサイト型非調質鋼が得られることを知得した。
フォーミング手法を安定的に適用可能な鋼種に係るもの
である。このオースフォーミングを適用するためには鋼
の焼入れ性を高くする必要がある。そこで本発明者らは
そのための研究を行う中で、鋼の組成を上記組成とし且
つ焼入れ性を示す指数としてＨ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍ
ｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ
＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ（ＸＢはＢを０．０００８以上
０．００５以下含むとき０．５）を導き出し、そしてそ
の指数Ｈが３．５以上であれば上記オースフォーミング
を安定的に適用でき、最終的に強度，靱性に優れたマル
テンサイト型非調質鋼が得られることを知得した。
【００１２】本発明によれば、従来のＪＩＳ鋼種の焼入
れ−焼戻し材を超えるハイレベルの強度と靱性が得ら
れ、従ってこれを自動車等の部品に適用した場合、従来
の部品よりも小型化することができ、従ってまたその軽
量化を図ることができる。
れ−焼戻し材を超えるハイレベルの強度と靱性が得ら
れ、従ってこれを自動車等の部品に適用した場合、従来
の部品よりも小型化することができ、従ってまたその軽
量化を図ることができる。
【００１３】尚、本発明においては必要に応じてＳ，Ｃ
ａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ等の快削成分の一種若しくは二種
以上を添加することができ、この場合には材料の切削性
が高まって製品の製造性が高まる利点が得られる（請求
項２）。
ａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ等の快削成分の一種若しくは二種
以上を添加することができ、この場合には材料の切削性
が高まって製品の製造性が高まる利点が得られる（請求
項２）。
【００１４】本発明の鋼は基本的に非調質鋼であって焼
入れ，焼戻し処理をしない状態で十分な強度と靱性とが
得られ、従って従来のＪＩＳ鋼種の焼入れ−焼戻し材に
比べてリードタイムを短縮化でき、コストを低減するこ
とができる。
入れ，焼戻し処理をしない状態で十分な強度と靱性とが
得られ、従って従来のＪＩＳ鋼種の焼入れ−焼戻し材に
比べてリードタイムを短縮化でき、コストを低減するこ
とができる。
【００１５】次に請求項３は上記鋼の製造方法に係るも
ので、この方法では先ず素材を８３０℃以上に加熱して
オーステナイト化し、その後３０℃／分以上の平均冷却
速度で５５０〜９００℃の範囲まで、即ち準安定オース
テナイト領域まで冷却してそこで鍛造加工し、その後こ
れを冷却して組織をマルテンサイト化する。
ので、この方法では先ず素材を８３０℃以上に加熱して
オーステナイト化し、その後３０℃／分以上の平均冷却
速度で５５０〜９００℃の範囲まで、即ち準安定オース
テナイト領域まで冷却してそこで鍛造加工し、その後こ
れを冷却して組織をマルテンサイト化する。
【００１６】尚、上記素材として圧延，鍛造にてビレッ
ト，丸棒或いはコイル等にされたものを用いることがで
き、而してその過程での加工温度は９００℃以下とする
必要はない。本発明はその後において製品形状に鍛造加
工する際に、上記オースフォーミング手法を適用するこ
とを特徴とする。
ト，丸棒或いはコイル等にされたものを用いることがで
き、而してその過程での加工温度は９００℃以下とする
必要はない。本発明はその後において製品形状に鍛造加
工する際に、上記オースフォーミング手法を適用するこ
とを特徴とする。
【００１７】本発明の製造方法によれば、材料をオース
テナイト状態、即ち軟らかい状態で鍛造加工するため
に、鍛造加工に先立って変形抵抗を少なくするために予
め軟化熱処理を施す必要がなく、加工を容易に行うこと
ができる。また焼ならし材や熱処理を省略した圧延まま
の材料を使用する場合、本方法に従えば鍛造時の変形抵
抗を低減できる。
テナイト状態、即ち軟らかい状態で鍛造加工するため
に、鍛造加工に先立って変形抵抗を少なくするために予
め軟化熱処理を施す必要がなく、加工を容易に行うこと
ができる。また焼ならし材や熱処理を省略した圧延まま
の材料を使用する場合、本方法に従えば鍛造時の変形抵
抗を低減できる。
【００１８】本発明の製造方法においては、冷却により
マルテンサイト化した後において、これを６００℃以下
の温度に再加熱処理することができ、この場合には材料
の靱性を一層高めることができる。これにより強度と靱
性のバランスを最適化でき、適用する部品の要求特性に
見合った部品製造が可能となる。
マルテンサイト化した後において、これを６００℃以下
の温度に再加熱処理することができ、この場合には材料
の靱性を一層高めることができる。これにより強度と靱
性のバランスを最適化でき、適用する部品の要求特性に
見合った部品製造が可能となる。
【００１９】次に本発明における各化学成分の限定理由
を詳述する。 Ｃ：０．０２〜０．１５％ 非調質鋼であるため、焼入れ強度が構造用鋼として最大
となる１５００ＭＰａ以下とすべく上限を０．１５％と
した。また製造上の制約から下限を０．０２％とした。
を詳述する。 Ｃ：０．０２〜０．１５％ 非調質鋼であるため、焼入れ強度が構造用鋼として最大
となる１５００ＭＰａ以下とすべく上限を０．１５％と
した。また製造上の制約から下限を０．０２％とした。
【００２０】Ｓｉ：０．０８〜１．０％ Ｓｉは焼入れ性を高める作用があるが加工性を害するた
め、上限を１．０％とした。
め、上限を１．０％とした。
【００２１】Ｎ：０．０３％以下 ＮはＣと同様に変形抵抗を増加させるため、上限を０．
０３％とした。
０３％とした。
【００２２】Ｍｎ：３．０以下 Ｍｎは焼入れ性を高める元素であるが、溶解時に炉壁を
傷めるため上限を３．０％とした。
傷めるため上限を３．０％とした。
【００２３】Ｃｒ：３．０％以下 Ｍｏ：２．０％以下 Ｗ ：０．５％以下 Ｚｒ：０．５％以下 Ｖ ：０．３％以下 Ｎｂ：０．０８％以下 これら成分は強力な炭化物を生成させるとともに焼入れ
性を高める元素であるが、多量に入れ過ぎると未固溶炭
化物により鍛造性が悪化するため、それぞれの上限を上
記値に規定した。
性を高める元素であるが、多量に入れ過ぎると未固溶炭
化物により鍛造性が悪化するため、それぞれの上限を上
記値に規定した。
【００２４】Ｂ ：０．０１％以下 Ｂは焼入れ性向上のため添加する。０．０１％でその効
果は飽和する。０．００１％以上で焼入れ性効果は現わ
れる。
果は飽和する。０．００１％以上で焼入れ性効果は現わ
れる。
【００２５】Ｔｉ：０．０６％以下 ＴｉはＢがＢＮを形成すると焼入れ性効果が減少するた
め、ＮをＴｉＮとして固定するため添加する。０．０６
％を超えると鋼の清浄度を害する。
め、ＮをＴｉＮとして固定するため添加する。０．０６
％を超えると鋼の清浄度を害する。
【００２６】Ｎｉ：４．０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｎｉ，Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、焼入れ
性を向上させる作用があるが、Ｃｕを入れ過ぎると熱間
加工性が悪化するため上限を１．０％とした。またＮｉ
は多量に入れた場合、焼入れ性の向上効果が収束してし
まうことから上限を４．０％とした。
性を向上させる作用があるが、Ｃｕを入れ過ぎると熱間
加工性が悪化するため上限を１．０％とした。またＮｉ
は多量に入れた場合、焼入れ性の向上効果が収束してし
まうことから上限を４．０％とした。
【００２７】Ａｌ：０．２％以下 Ａｌは焼入れ性を阻害する元素であり、焼入れ性指数の
計算式においてマイナス要素となるため上限を０．２％
に限定した。
計算式においてマイナス要素となるため上限を０．２％
に限定した。
【００２８】Ｓ：≦０．２％，Ｃａ：≦０．０５％，Ｐ
ｂ：≦０．３％，Ｔｅ：≦０．１％，Ｂｉ：≦０．１５
％ これら成分は材料の被削性を高める成分であって、それ
ぞれ上記範囲内で含有させることにより材料の被削性が
高まり、部品製造の際の製造性が高まる。
ｂ：≦０．３％，Ｔｅ：≦０．１％，Ｂｉ：≦０．１５
％ これら成分は材料の被削性を高める成分であって、それ
ぞれ上記範囲内で含有させることにより材料の被削性が
高まり、部品製造の際の製造性が高まる。
【００２９】Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋
Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−
５Ａｌ≧３．５ このＨは焼入れ性を表す指数であってＨを３．５以上と
することにより安定してオースフォーミング手法を適用
可能となり、その後の冷却において組織を容易にマルテ
ンサイト化することができる。
Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−
５Ａｌ≧３．５ このＨは焼入れ性を表す指数であってＨを３．５以上と
することにより安定してオースフォーミング手法を適用
可能となり、その後の冷却において組織を容易にマルテ
ンサイト化することができる。
【００３０】８３０℃以上の加熱によるオーステナイト
化及び５５０〜９００℃での鍛造加工 本発明の製造方法は、素材を８３０℃以上に加熱し、そ
の後５５０〜９００℃に冷却し、準安定オーステナイト
状態で鍛造加工を施すもので、この温度範囲で加工を行
うことによりマルテンサイト変態まで存続できる転位と
加工誘起析出炭化物を生成させることができ、これによ
り非常に緻密な組織が得られ、その結果高強度と高靱性
化が同時に達成できる。而して加工後の組織はマルテン
サイトを主体としたものとなる。
化及び５５０〜９００℃での鍛造加工 本発明の製造方法は、素材を８３０℃以上に加熱し、そ
の後５５０〜９００℃に冷却し、準安定オーステナイト
状態で鍛造加工を施すもので、この温度範囲で加工を行
うことによりマルテンサイト変態まで存続できる転位と
加工誘起析出炭化物を生成させることができ、これによ
り非常に緻密な組織が得られ、その結果高強度と高靱性
化が同時に達成できる。而して加工後の組織はマルテン
サイトを主体としたものとなる。
【００３１】尚、この手法において十分な焼入れ性，鍛
造性が必要となるため、焼入れ性を表す指数Ｈが３．５
以上及びＣ量を０．１５％以下に抑えた材料を使用しな
ければならない。何故なら低温オーステナイト領域での
鍛造は拡散的に変態−析出するフェライトの生成を著し
く促進させてしまうため、所定の強度と靱性が得られな
くなってしまい、またＣは低温オーステナイト時の変形
抵抗を増加させる主因であることから極力これを抑えな
ければならないからである。
造性が必要となるため、焼入れ性を表す指数Ｈが３．５
以上及びＣ量を０．１５％以下に抑えた材料を使用しな
ければならない。何故なら低温オーステナイト領域での
鍛造は拡散的に変態−析出するフェライトの生成を著し
く促進させてしまうため、所定の強度と靱性が得られな
くなってしまい、またＣは低温オーステナイト時の変形
抵抗を増加させる主因であることから極力これを抑えな
ければならないからである。
【００３２】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
に示す各種組成の鋼種について、それぞれを各オーステ
ナイト化（γ化）温度（８３０℃以上）で加熱した後こ
れを冷却し、鍛造温度７５０℃，減面率６０％の条件下
で鍛造加工した後、水冷を行って組織をマルテンサイト
化し、その硬さを測定して焼入れ性を示す指数Ｈと硬さ
との関係を求めた。結果が図１に示してある。
に示す各種組成の鋼種について、それぞれを各オーステ
ナイト化（γ化）温度（８３０℃以上）で加熱した後こ
れを冷却し、鍛造温度７５０℃，減面率６０％の条件下
で鍛造加工した後、水冷を行って組織をマルテンサイト
化し、その硬さを測定して焼入れ性を示す指数Ｈと硬さ
との関係を求めた。結果が図１に示してある。
【００３３】
【表１】
【００３４】この図１より、オーステナイト化加熱温度
が８３０℃以上，焼入れ性指数Ｈが３．５以上である場
合において硬さ３００以上を確保でき、本発明のオース
フォーミング手法が適用できることが分かる。
が８３０℃以上，焼入れ性指数Ｈが３．５以上である場
合において硬さ３００以上を確保でき、本発明のオース
フォーミング手法が適用できることが分かる。
【００３５】一方ＪＩＳ鋼種であるＳＣＲ４２０，ＳＣ
Ｍ４２０等は焼入れ性指数Ｈが１．８〜２．０であり、
またＳＮＣＭ４２０で３．１程度であり、安定して加工
熱処理（オースフォーミング）が適用できるレベルには
ない。
Ｍ４２０等は焼入れ性指数Ｈが１．８〜２．０であり、
またＳＮＣＭ４２０で３．１程度であり、安定して加工
熱処理（オースフォーミング）が適用できるレベルには
ない。
【００３６】これらの現象の理由は次の通りである。低
温オーステナイト領域で塑性加工を加えると、加工によ
り導入された転位が完全に消滅できず、拡散変態となる
フェライト変態或いはパーライト変態を著しく促進して
しまう。その結果、焼入れ性指数の小さい（焼入れ性の
低い）材料ではいくら鍛造後に急冷を施しても相当な割
合でアシキュラーフェライトと呼ばれる組織や上部ベイ
ナイト，等軸フェライト，パーライト等を生成させてし
まい、硬さを大幅に下げてしまう。
温オーステナイト領域で塑性加工を加えると、加工によ
り導入された転位が完全に消滅できず、拡散変態となる
フェライト変態或いはパーライト変態を著しく促進して
しまう。その結果、焼入れ性指数の小さい（焼入れ性の
低い）材料ではいくら鍛造後に急冷を施しても相当な割
合でアシキュラーフェライトと呼ばれる組織や上部ベイ
ナイト，等軸フェライト，パーライト等を生成させてし
まい、硬さを大幅に下げてしまう。
【００３７】次に図２に表１の鋼種Ｇについてオーステ
ナイト化加熱温度１０００℃における鍛造−水冷後の鍛
造温度と硬さ及びシャルピー衝撃値の関係を示した。こ
の図より、マルテンサイトが主体となる場合、鍛造温度
が５５０〜９００℃の範囲で明確な効果が確認できる。
ナイト化加熱温度１０００℃における鍛造−水冷後の鍛
造温度と硬さ及びシャルピー衝撃値の関係を示した。こ
の図より、マルテンサイトが主体となる場合、鍛造温度
が５５０〜９００℃の範囲で明確な効果が確認できる。
【００３８】次に鋼種Ｇについて図３に示すプロセスＡ
に従って材料を１０００℃に１分間加熱した後７００〜
８００℃に冷却し、端面拘束試験法による変形抵抗を測
定した。また比較のためにＪＩＳ−ＳＣＭ４２０につい
て図３のプロセスＢに従って７００〜８００℃に１分間
加熱保持後、端面拘束試験法による変形抵抗を測定し
た。結果が図４に示してある。
に従って材料を１０００℃に１分間加熱した後７００〜
８００℃に冷却し、端面拘束試験法による変形抵抗を測
定した。また比較のためにＪＩＳ−ＳＣＭ４２０につい
て図３のプロセスＢに従って７００〜８００℃に１分間
加熱保持後、端面拘束試験法による変形抵抗を測定し
た。結果が図４に示してある。
【００３９】この試験は熱間圧延ままの組織のものを試
験したものである。この結果から、両鋼種とも多量のベ
イナイトを含んだ状態であるため、通常の温間鍛造であ
るプロセスＢでは変形抵抗が非常に高くなっている。
験したものである。この結果から、両鋼種とも多量のベ
イナイトを含んだ状態であるため、通常の温間鍛造であ
るプロセスＢでは変形抵抗が非常に高くなっている。
【００４０】一方、加工熱処理であるプロセスＡに従っ
た場合、熱間圧延後に生成するベイナイト組織等はオー
ステナイト化加熱時に全て消滅し、鍛造時にはＣ量の少
ない変形能に富んだ軟らかいオーステナイト単相となる
ため、加工性は良くなっている。従って本発明鋼を本発
明の製造プロセスに従って鍛造加工した場合、供給され
る材料が加工性の悪い圧延ままの組織を有するものであ
っても十分な加工性を確保できることが確認できる。
た場合、熱間圧延後に生成するベイナイト組織等はオー
ステナイト化加熱時に全て消滅し、鍛造時にはＣ量の少
ない変形能に富んだ軟らかいオーステナイト単相となる
ため、加工性は良くなっている。従って本発明鋼を本発
明の製造プロセスに従って鍛造加工した場合、供給され
る材料が加工性の悪い圧延ままの組織を有するものであ
っても十分な加工性を確保できることが確認できる。
【００４１】次に図５は現状の非調質鋼とＪＩＳ−構造
用鋼の焼入れ−焼戻し材及び本発明の製造プロセスに従
って製造した本発明例鋼（マルテンサイト型非調質鋼）
の強度−靱性バランスを示した図である。この図から、
本発明例鋼が通常のマルテンサイト型非調質鋼のみなら
ずＪＩＳ−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材をもしのぐ特性
を有していることを明らかに見てとることができる。
用鋼の焼入れ−焼戻し材及び本発明の製造プロセスに従
って製造した本発明例鋼（マルテンサイト型非調質鋼）
の強度−靱性バランスを示した図である。この図から、
本発明例鋼が通常のマルテンサイト型非調質鋼のみなら
ずＪＩＳ−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材をもしのぐ特性
を有していることを明らかに見てとることができる。
【００４２】次に快削成分を含有させた表２に示す化学
組成の鋼種Ｘについて鍛造温度と硬さ及び衝撃値との関
係を求めた。結果が図６に示してある。図から分かるよ
うに、快削成分のない場合と比較して靱性は若干低下す
るものの、５５０〜９００℃の鍛造−引き続く焼入れに
より靱性の向上がはっきりと確認できる。尚、製造条件
は加熱温度：１０００℃，鍛造温度までの冷却方法：空
冷（３０℃／分以上の冷却速度），加工度：４５％，鍛
造後の冷却方法：水冷（１００℃／分以上の冷却速度）
とした。
組成の鋼種Ｘについて鍛造温度と硬さ及び衝撃値との関
係を求めた。結果が図６に示してある。図から分かるよ
うに、快削成分のない場合と比較して靱性は若干低下す
るものの、５５０〜９００℃の鍛造−引き続く焼入れに
より靱性の向上がはっきりと確認できる。尚、製造条件
は加熱温度：１０００℃，鍛造温度までの冷却方法：空
冷（３０℃／分以上の冷却速度），加工度：４５％，鍛
造後の冷却方法：水冷（１００℃／分以上の冷却速度）
とした。
【００４３】
【表２】
【００４４】＜具体的製品の製造例＞次に自動車重要部
品の一つである図７に示すフランジコンパニオン１０を
図８に示す工程に従って製造した。その際の製造条件に
ついては表３に示す３通りとし、それぞれ焼入れ性指数
Ｈの異なった２鋼種Ｇ，Ｂについて各特性を比較検討し
た。
品の一つである図７に示すフランジコンパニオン１０を
図８に示す工程に従って製造した。その際の製造条件に
ついては表３に示す３通りとし、それぞれ焼入れ性指数
Ｈの異なった２鋼種Ｇ，Ｂについて各特性を比較検討し
た。
【００４５】
【表３】
【００４６】ここで各プロセスに従った場合の材料特性
を調べるため、図７に示すフランジ部Ａと絞り部Ｂから
切り出した衝撃試験片を用いてシャルピー衝撃試験と硬
さ試験をそれぞれ行った。図９及び図１０は各鋼種にお
けるフランジ部Ａと絞り部Ｂの硬さを示している。
を調べるため、図７に示すフランジ部Ａと絞り部Ｂから
切り出した衝撃試験片を用いてシャルピー衝撃試験と硬
さ試験をそれぞれ行った。図９及び図１０は各鋼種にお
けるフランジ部Ａと絞り部Ｂの硬さを示している。
【００４７】これらの結果から明らかなように、焼入れ
性指数Ｈの低いものは加工熱処理プロセスであるプロセ
ス３や低温熱間鍛造であるプロセス２に従った場合、所
定の硬さが全く得られていない。一方本発明例鋼である
鋼種Ｇの場合、何れのプロセスに従った場合にも十分な
硬さが得られている。
性指数Ｈの低いものは加工熱処理プロセスであるプロセ
ス３や低温熱間鍛造であるプロセス２に従った場合、所
定の硬さが全く得られていない。一方本発明例鋼である
鋼種Ｇの場合、何れのプロセスに従った場合にも十分な
硬さが得られている。
【００４８】図１１は鋼種Ｇの靱性の測定結果を示した
もので、この図から加工熱処理プロセスであるプロセス
３に従った場合、最も高い値を示し、本発明の効果が十
分に表われていることが分かる。
もので、この図から加工熱処理プロセスであるプロセス
３に従った場合、最も高い値を示し、本発明の効果が十
分に表われていることが分かる。
【００４９】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において、種々変更を加えた態様で実施可能である。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において、種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図１】本発明の実施例において得られた焼入れ性指数
と硬さとの関係を表す図である。
と硬さとの関係を表す図である。
【図２】本発明の実施例において得られた鍛造温度と硬
さと衝撃値との関係を表す図である。
さと衝撃値との関係を表す図である。
【図３】本発明の製造プロセスを従来の製造プロセスと
の比較においてパターン化して表す図である。
の比較においてパターン化して表す図である。
【図４】本発明の実施例材を図３に示すパターンに従っ
て処理した場合の鍛造加工時の変形抵抗を表す図であ
る。
て処理した場合の鍛造加工時の変形抵抗を表す図であ
る。
【図５】本発明例材の引張強さと衝撃値とのバランスを
従来材との比較において表す図である。
従来材との比較において表す図である。
【図６】快削成分を含有させた本発明の実施例材におい
て得られた鍛造温度と硬さと衝撃値との関係を表す図で
ある。
て得られた鍛造温度と硬さと衝撃値との関係を表す図で
ある。
【図７】本発明の適用部品としての一例であるフランジ
コンパニオンを表す図である。
コンパニオンを表す図である。
【図８】図７のフランジコンパニオンの製造工程の説明
図である。
図である。
【図９】比較例材Ｂを用い、各種プロセスに従って図８
に示す工程に従いフランジコンパニオンを製造した場合
に得られる硬さを示した図である。
に示す工程に従いフランジコンパニオンを製造した場合
に得られる硬さを示した図である。
【図１０】本発明例材である鋼種Ｇを用いて、各種プロ
セスに従って図８に示す工程に従いフランジコンパニオ
ンを製造した場合に得られる硬さを示した図である。
セスに従って図８に示す工程に従いフランジコンパニオ
ンを製造した場合に得られる硬さを示した図である。
【図１１】本発明例材である鋼種Ｇを用いて、各種プロ
セスに従って図８に示す工程に従いフランジコンパニオ
ンを製造した場合に得られる衝撃値を示した図である。
セスに従って図８に示す工程に従いフランジコンパニオ
ンを製造した場合に得られる衝撃値を示した図である。
１０ フランジコンパニオン
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、０．０２≦Ｃ≦０．１５％，
０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦０．０３％であって下
記式で表される焼入れ性指数ＨがＨ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ
＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０
Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧３．５（但しＭｎ≦３．０
％，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦４．０％，Ｃｕ≦１．０
％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．５％，Ｚｒ≦０．５％，
Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．３％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａ
ｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０６％とし、またＢが０．０
００８以上０．００５％以下含まれる場合にはＸＢ＝
０．５とする）であり、且つ残部実質的にＦｅから成る
高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼。 - 【請求項２】 請求項１において、更に快削成分として
Ｓ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉの一種若しくは二種以上を
Ｓ≦０．２％，Ｃａ≦０．０５％，Ｐｂ≦０．３％，Ｔ
ｅ≦０．１％，Ｂｉ≦０．１５％で含有することを特徴
とする高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は２の高強度−高靱性マルテ
ンサイト型非調質鋼の製造方法であって、素材を８３０
℃以上に加熱してオーステナイト化させた後、３０℃／
分以上の平均冷却速度で５５０〜９００℃の範囲まで冷
却した上で鍛造加工し、しかる後１００℃／分以上の平
均冷却速度でＭｆ点である３００℃以下に冷却してマル
テンサイト化することを特徴とする高強度−高靱性マル
テンサイト型非調質鋼の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３において、前記鍛造加工後マル
テンサイト化した後において、６００℃以下の範囲で再
加熱処理を行うことを特徴とする高強度−高靱性マルテ
ンサイト型非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34794895A JP3514018B2 (ja) | 1995-12-16 | 1995-12-16 | 高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34794895A JP3514018B2 (ja) | 1995-12-16 | 1995-12-16 | 高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09170046A true JPH09170046A (ja) | 1997-06-30 |
| JP3514018B2 JP3514018B2 (ja) | 2004-03-31 |
Family
ID=18393696
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34794895A Expired - Fee Related JP3514018B2 (ja) | 1995-12-16 | 1995-12-16 | 高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3514018B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003147480A (ja) * | 2001-11-14 | 2003-05-21 | Nippon Steel Corp | 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法 |
| WO2009057731A1 (ja) * | 2007-10-29 | 2009-05-07 | Nippon Steel Corporation | マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品 |
| US20100139820A1 (en) * | 2008-01-07 | 2010-06-10 | Tatsuya Kumagai | Wear-resistant steel plate having excellent wear resistance at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same |
| CN104128763A (zh) * | 2014-07-24 | 2014-11-05 | 成都亨通兆业精密机械有限公司 | 一种车床主轴加工工艺 |
| CN106623711A (zh) * | 2016-11-29 | 2017-05-10 | 太原钢铁(集团)有限公司 | 含钨奥氏体耐热钢管坯的锻造方法 |
| US9708698B2 (en) | 2011-12-28 | 2017-07-18 | Posco | Wear resistant steel having excellent toughness and weldability |
| CN108130476A (zh) * | 2017-12-01 | 2018-06-08 | 宝鼎科技股份有限公司 | 大型高强度合金钢吊钩锻件及制作方法 |
| CN110983177A (zh) * | 2019-11-24 | 2020-04-10 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 1000MPa级含钛马氏体钢氮化钛夹杂物的控制方法 |
| CN115961129A (zh) * | 2022-12-26 | 2023-04-14 | 无锡派克新材料科技股份有限公司 | 一种提高高强度焊接结构钢低温冲击性能的工艺 |
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|---|---|---|---|---|
| CN102989952A (zh) * | 2012-08-22 | 2013-03-27 | 昌利锻造有限公司 | 一种托线夹的加工方法 |
-
1995
- 1995-12-16 JP JP34794895A patent/JP3514018B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| JP2003147480A (ja) * | 2001-11-14 | 2003-05-21 | Nippon Steel Corp | 非調質高強度・高靭性鍛造品およびその製造方法 |
| US9487848B2 (en) | 2007-10-29 | 2016-11-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot forging use non-heat-treated steel and hot forged non-heat-treated steel part |
| JP5079788B2 (ja) * | 2007-10-29 | 2012-11-21 | 新日本製鐵株式会社 | マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品 |
| US9376738B2 (en) | 2007-10-29 | 2016-06-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot forging use non-heat-treated steel and hot forged non-heat-treated steel part |
| WO2009057731A1 (ja) * | 2007-10-29 | 2009-05-07 | Nippon Steel Corporation | マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品 |
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| US9708698B2 (en) | 2011-12-28 | 2017-07-18 | Posco | Wear resistant steel having excellent toughness and weldability |
| CN104128763A (zh) * | 2014-07-24 | 2014-11-05 | 成都亨通兆业精密机械有限公司 | 一种车床主轴加工工艺 |
| CN106623711A (zh) * | 2016-11-29 | 2017-05-10 | 太原钢铁(集团)有限公司 | 含钨奥氏体耐热钢管坯的锻造方法 |
| CN108130476A (zh) * | 2017-12-01 | 2018-06-08 | 宝鼎科技股份有限公司 | 大型高强度合金钢吊钩锻件及制作方法 |
| CN110983177A (zh) * | 2019-11-24 | 2020-04-10 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 1000MPa级含钛马氏体钢氮化钛夹杂物的控制方法 |
| CN110983177B (zh) * | 2019-11-24 | 2022-03-22 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 1000MPa级含钛马氏体钢氮化钛夹杂物的控制方法 |
| CN115961129A (zh) * | 2022-12-26 | 2023-04-14 | 无锡派克新材料科技股份有限公司 | 一种提高高强度焊接结构钢低温冲击性能的工艺 |
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