JPH10330836A - 被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法 - Google Patents
被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法Info
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- JPH10330836A JPH10330836A JP14191997A JP14191997A JPH10330836A JP H10330836 A JPH10330836 A JP H10330836A JP 14191997 A JP14191997 A JP 14191997A JP 14191997 A JP14191997 A JP 14191997A JP H10330836 A JPH10330836 A JP H10330836A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等を添加せず、Ａｌを鋼中
に残留させずに、高強度・高靱性で被削性と疲労特性に
優れた非調質の熱間鍛造部品を製造する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．５
％、Ｓ：０．０１０〜０．０７０％、及びＣｒ：０．５
〜２．５％を含み、Ａｌ：０．０１０％未満、Ｔｉ：
０．００５％未満、及びＯ：０．００２０％未満に制限
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼片又
は鋼塊を調製し、１２００〜１３５０℃に加熱し熱間鍛
造した後、直接急冷し結晶粒度番号が５番以下の粗粒で
あってマルテンサイト又は／及びベイナイト主体のミク
ロ組織にする。上記成分に、Ｃａ：０．００１０〜０．
０１００％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｓｅ：０．
０１〜０．３０％、Ｔｅ：０．０１〜０．３０％、及び
Ｂｉ：０．０１〜０．３０％の内１種以上を追加する。
に残留させずに、高強度・高靱性で被削性と疲労特性に
優れた非調質の熱間鍛造部品を製造する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．５
％、Ｓ：０．０１０〜０．０７０％、及びＣｒ：０．５
〜２．５％を含み、Ａｌ：０．０１０％未満、Ｔｉ：
０．００５％未満、及びＯ：０．００２０％未満に制限
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼片又
は鋼塊を調製し、１２００〜１３５０℃に加熱し熱間鍛
造した後、直接急冷し結晶粒度番号が５番以下の粗粒で
あってマルテンサイト又は／及びベイナイト主体のミク
ロ組織にする。上記成分に、Ｃａ：０．００１０〜０．
０１００％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｓｅ：０．
０１〜０．３０％、Ｔｅ：０．０１〜０．３０％、及び
Ｂｉ：０．０１〜０．３０％の内１種以上を追加する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、高強度且つ高靱
性の熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法に関するものであ
る。
性の熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】自動車に使用される熱間鍛造部品には、
従来、機械構造用炭素鋼や合金鋼を熱間鍛造した後に焼
入れ・焼戻しを施したものが使用されてきた。しかし、
コスト低減のために近年では、熱間鍛造後の冷却ままで
使用する非調質鋼が広く採用されてきた。しかし、Ｖや
Ｎｂを微量添加した従来のフェライト・パーライト系の
非調質鋼は、衝撃値等の靱性が低いのが欠点であった。
上記欠点を改善するために、低炭素鋼を熱間鍛造後の直
接焼入れ等の方法で冷却して、高強度・高靱性としたマ
ルテンサイト系又は／及びベイナイト系非調質鋼が提案
されている。
従来、機械構造用炭素鋼や合金鋼を熱間鍛造した後に焼
入れ・焼戻しを施したものが使用されてきた。しかし、
コスト低減のために近年では、熱間鍛造後の冷却ままで
使用する非調質鋼が広く採用されてきた。しかし、Ｖや
Ｎｂを微量添加した従来のフェライト・パーライト系の
非調質鋼は、衝撃値等の靱性が低いのが欠点であった。
上記欠点を改善するために、低炭素鋼を熱間鍛造後の直
接焼入れ等の方法で冷却して、高強度・高靱性としたマ
ルテンサイト系又は／及びベイナイト系非調質鋼が提案
されている。
【０００３】例えば、特開昭６３−３１２９４９号公報
には、Ｃ：０．０４〜０．２０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜
１．０wt.%、Ｍｎ：０．８〜２．０wt.%、Ｎｂ：０．０
１〜０．１５wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、
Ｂ：０．０００３〜０．００５wt.%、及びＡｌ：０．０
０５〜０．１０wt.%を含む鋼を熱間鍛造後直接水冷する
非調質鋼が開示されている。しかしながら、ＮｂやＴｉ
は硬い窒化物や炭窒化物を形成し、切削工具に機械的摩
耗を生じさせるため工具寿命が短く、被削性に劣る。ま
た、硬い窒化物や炭窒化物は疲労破壊の起点にもなるの
で、疲労特性が良好でない等の欠点を有する。
には、Ｃ：０．０４〜０．２０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜
１．０wt.%、Ｍｎ：０．８〜２．０wt.%、Ｎｂ：０．０
１〜０．１５wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、
Ｂ：０．０００３〜０．００５wt.%、及びＡｌ：０．０
０５〜０．１０wt.%を含む鋼を熱間鍛造後直接水冷する
非調質鋼が開示されている。しかしながら、ＮｂやＴｉ
は硬い窒化物や炭窒化物を形成し、切削工具に機械的摩
耗を生じさせるため工具寿命が短く、被削性に劣る。ま
た、硬い窒化物や炭窒化物は疲労破壊の起点にもなるの
で、疲労特性が良好でない等の欠点を有する。
【０００４】また、特開平３−３６２３３号公報には、
Ｃ：０．１０〜０．３０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜１．０
wt.%、Ｍｎ：２．２〜３．８wt.%、Ｃｒ：１．５０〜
３．００wt.%、Ｍｏ：０．０５〜０．５０wt.%、Ａｌ：
０．０１０〜０．０６０wt.%、Ｖ：０．０１〜０．３０
wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、及びＢ：０．０
００５〜０．００４０wt.%を含む非調質鋼が開示されて
いる。この発明もＴｉを含有する点で前記のような欠点
を有する。
Ｃ：０．１０〜０．３０wt.%、Ｓｉ：０．０５〜１．０
wt.%、Ｍｎ：２．２〜３．８wt.%、Ｃｒ：１．５０〜
３．００wt.%、Ｍｏ：０．０５〜０．５０wt.%、Ａｌ：
０．０１０〜０．０６０wt.%、Ｖ：０．０１〜０．３０
wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．０５wt.%、及びＢ：０．０
００５〜０．００４０wt.%を含む非調質鋼が開示されて
いる。この発明もＴｉを含有する点で前記のような欠点
を有する。
【０００５】また、特開昭６３−１９０１４２号公報に
は、Ｃ：０．０４〜０．１５wt.%、Ｓｉ：１．０５wt.%
以下、Ｍｎ：０．３〜３．０wt.%、Ｃｒ：０．７〜３．
０wt.%、及びＡｌ：０．０１〜０．０６wt.%を含む非調
質鋼が開示されている。しかしながら、Ａｌは鋼中の酸
素と結合して硬いＡｌ2 Ｏ3 を形成するので、切削工具
の摩耗の原因となる。また、Ａｌの存在は熱間鍛造後の
結晶粒を微細にするので、Ｂやその他の焼入れ性向上元
素によって焼入れ性を補わねばならず、コスト高の要因
となる。
は、Ｃ：０．０４〜０．１５wt.%、Ｓｉ：１．０５wt.%
以下、Ｍｎ：０．３〜３．０wt.%、Ｃｒ：０．７〜３．
０wt.%、及びＡｌ：０．０１〜０．０６wt.%を含む非調
質鋼が開示されている。しかしながら、Ａｌは鋼中の酸
素と結合して硬いＡｌ2 Ｏ3 を形成するので、切削工具
の摩耗の原因となる。また、Ａｌの存在は熱間鍛造後の
結晶粒を微細にするので、Ｂやその他の焼入れ性向上元
素によって焼入れ性を補わねばならず、コスト高の要因
となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、熱間
鍛造部品の性能を維持しつつコストの低減を図るため
に、先行技術は、低炭素鋼を熱間鍛造後直接焼入れ等を
して、高強度・高靱性を備えた非調質鋼を提案してい
る。しかしながら、先行技術では、ＮｂやＴｉの添加に
伴う炭化物や炭窒化物形成により切削工具の摩耗や疲労
破壊の起点の問題があり、Ａｌ添加によるＡｌ2 Ｏ3 介
在物による切削工具の摩耗や熱間鍛造後の結晶粒微細化
の問題、更にこの微細化に対する焼入れ性向上元素の添
加によるコスト上昇等の問題がある。
鍛造部品の性能を維持しつつコストの低減を図るため
に、先行技術は、低炭素鋼を熱間鍛造後直接焼入れ等を
して、高強度・高靱性を備えた非調質鋼を提案してい
る。しかしながら、先行技術では、ＮｂやＴｉの添加に
伴う炭化物や炭窒化物形成により切削工具の摩耗や疲労
破壊の起点の問題があり、Ａｌ添加によるＡｌ2 Ｏ3 介
在物による切削工具の摩耗や熱間鍛造後の結晶粒微細化
の問題、更にこの微細化に対する焼入れ性向上元素の添
加によるコスト上昇等の問題がある。
【０００７】従って、この発明の課題は、Ｎｂ、Ｔｉ及
びＢ等の元素を添加せず、且つ、Ａｌを鋼中に残留させ
ずに、高強度・高靱性で且つ切削工具の摩耗問題を解消
し、また疲労破壊特性に優れた非調質の熱間鍛造部品を
製造技術を開発することにある。こうして、この発明の
目的は、高価な合金元素を使用せず、焼戻しを施さず、
コストを上昇させずに高強度・高靱性で且つ被削性及び
疲労特性に優れた熱間鍛造部品を製造することにある。
びＢ等の元素を添加せず、且つ、Ａｌを鋼中に残留させ
ずに、高強度・高靱性で且つ切削工具の摩耗問題を解消
し、また疲労破壊特性に優れた非調質の熱間鍛造部品を
製造技術を開発することにある。こうして、この発明の
目的は、高価な合金元素を使用せず、焼戻しを施さず、
コストを上昇させずに高強度・高靱性で且つ被削性及び
疲労特性に優れた熱間鍛造部品を製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
観点から鋭意研究を重ねた結果、鋼片又は鋼塊の化学成
分組成についてＣ含有率を０．０２〜０．１５wt.%と低
くして、熱間鍛造部品の焼入れままの最高硬さをＨＲＣ
＝２５〜３５となるように調節し、Ｍｎ及びＣｒ含有率
を鍛造部品の大きさに合わせて芯部がＨＲＣ＝２０〜３
０になるように調節し、そして、Ｔｉ、Ａｌ及びＢを用
いずに鍛造時の加熱により粗大な結晶粒となるようにし
て焼入れ性を高める。こうすれば、焼戻しをしなくても
高強度、高靱性で、被削性及び疲労特性に優れた鍛造部
品の製造が可能となるという知見を得た。この発明は、
上述した知見に基づきなされたものであり、下記特徴を
有するものである。
観点から鋭意研究を重ねた結果、鋼片又は鋼塊の化学成
分組成についてＣ含有率を０．０２〜０．１５wt.%と低
くして、熱間鍛造部品の焼入れままの最高硬さをＨＲＣ
＝２５〜３５となるように調節し、Ｍｎ及びＣｒ含有率
を鍛造部品の大きさに合わせて芯部がＨＲＣ＝２０〜３
０になるように調節し、そして、Ｔｉ、Ａｌ及びＢを用
いずに鍛造時の加熱により粗大な結晶粒となるようにし
て焼入れ性を高める。こうすれば、焼戻しをしなくても
高強度、高靱性で、被削性及び疲労特性に優れた鍛造部
品の製造が可能となるという知見を得た。この発明は、
上述した知見に基づきなされたものであり、下記特徴を
有するものである。
【０００９】請求項１記載の発明は、Ｃ：０．０２〜
０．１５wt.%、Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｍｎ：
０．５〜２．５wt.%、Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.
%、及びＣｒ：０．５〜２．５wt.%を含み、Ａｌ：０．
０１０wt.%未満、Ｔｉ：０．００５wt.%未満、及びＯ：
０．００２０wt.%未満に制限し、残部がＦｅ及び不可避
不純物からなる化学成分組成を有する鋼片又は鋼塊を調
製する。次いで、これを１２００〜１３５０℃の範囲内
の温度に加熱し、熱間鍛造した後、直接急冷して、得ら
れた鍛造材のＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイ
ト結晶粒度試験方法）による粒度番号が５番以下の粗粒
であって、マルテンサイト又は／及びベイナイトを主体
とするミクロ組織にする。このようにして、高強度と高
靱性とを備え、且つ被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛
造部品を製造する方法である。
０．１５wt.%、Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｍｎ：
０．５〜２．５wt.%、Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.
%、及びＣｒ：０．５〜２．５wt.%を含み、Ａｌ：０．
０１０wt.%未満、Ｔｉ：０．００５wt.%未満、及びＯ：
０．００２０wt.%未満に制限し、残部がＦｅ及び不可避
不純物からなる化学成分組成を有する鋼片又は鋼塊を調
製する。次いで、これを１２００〜１３５０℃の範囲内
の温度に加熱し、熱間鍛造した後、直接急冷して、得ら
れた鍛造材のＪＩＳ Ｇ ０５５１（鋼のオーステナイ
ト結晶粒度試験方法）による粒度番号が５番以下の粗粒
であって、マルテンサイト又は／及びベイナイトを主体
とするミクロ組織にする。このようにして、高強度と高
靱性とを備え、且つ被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛
造部品を製造する方法である。
【００１０】請求項２記載の発明は、請求項１記載の発
明において、鋼片又は鋼塊として、Ｃａ：０．００１０
〜０．０１００wt.%、Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、
Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｅ：０．０１〜０．
３０wt.%、及びＢｉ：０．０１〜０．３０wt.%からなる
群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加して含まれ
た化学成分組成を有するものを用いることに特徴を有す
るものである。
明において、鋼片又は鋼塊として、Ｃａ：０．００１０
〜０．０１００wt.%、Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、
Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、Ｔｅ：０．０１〜０．
３０wt.%、及びＢｉ：０．０１〜０．３０wt.%からなる
群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加して含まれ
た化学成分組成を有するものを用いることに特徴を有す
るものである。
【００１１】
【発明の実施の形態】この発明を実施する際に用いる鋼
片又は鋼塊は、転炉や電気炉等常用の製鋼炉で溶製さ
れ、連続鋳造機等の常用の鋳造設備等で調製されたもの
であればよい。上記鋼片又は鋼塊の化学成分組成を上述
したように限定した理由を説明する。
片又は鋼塊は、転炉や電気炉等常用の製鋼炉で溶製さ
れ、連続鋳造機等の常用の鋳造設備等で調製されたもの
であればよい。上記鋼片又は鋼塊の化学成分組成を上述
したように限定した理由を説明する。
【００１２】（１）Ｃ：０．０２〜０．１５wt.% この発明により得ようとする、熱間鍛造部品の急冷まま
での目標硬さは、ロックウェルＣスケール（以下、ＨＲ
Ｃという）で、表面部において２５〜３５、中心部にお
いて２０〜３０の間である。この目標値に対して、Ｃ含
有率が０．０２wt.%未満では十分な硬さを得ることがで
きない。また、製鋼段階での脱炭工程で長時間を要し、
コスト高になる。一方、Ｃ含有率が０．１５wt.%を超え
ると、熱間鍛造後の急冷後の硬さが高くなり過ぎて被削
性が低下する。従って、Ｃ含有率は、０．０２〜０．１
５wt.%の範囲内とする。
での目標硬さは、ロックウェルＣスケール（以下、ＨＲ
Ｃという）で、表面部において２５〜３５、中心部にお
いて２０〜３０の間である。この目標値に対して、Ｃ含
有率が０．０２wt.%未満では十分な硬さを得ることがで
きない。また、製鋼段階での脱炭工程で長時間を要し、
コスト高になる。一方、Ｃ含有率が０．１５wt.%を超え
ると、熱間鍛造後の急冷後の硬さが高くなり過ぎて被削
性が低下する。従って、Ｃ含有率は、０．０２〜０．１
５wt.%の範囲内とする。
【００１３】（２）Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.% Ｓｉは脱酸剤として重要な元素であり、０．０１wt.%未
満では鋼が脱酸不足になり、鋼中の酸化物系介在物が多
くなり清浄性が低下して望ましい機械的性質が得られな
くなる。しかし、０．５０wt.%を超えてＳｉを添加する
と、非金属介在物が増えて鋼の靱性及び疲労特性が低下
する。従って、Ｓｉ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%
の範囲内とする。
満では鋼が脱酸不足になり、鋼中の酸化物系介在物が多
くなり清浄性が低下して望ましい機械的性質が得られな
くなる。しかし、０．５０wt.%を超えてＳｉを添加する
と、非金属介在物が増えて鋼の靱性及び疲労特性が低下
する。従って、Ｓｉ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%
の範囲内とする。
【００１４】（３）Ｍｎ：０．５〜２．５wt.% Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化すると共に、Ｓと結合
してＭｎＳを形成し、鋼の靱性を高める。この効果を発
揮させるためには０．５wt.%以上のＭｎ添加を要する。
しかし、Ｍｎ含有率が、２．５wt.%を超えると鋼の中心
部まで硬化して穴明け時等の被削性の低下が起こる。従
って、Ｍｎ含有率は、０．５〜２．５wt.%の範囲内とす
る。
してＭｎＳを形成し、鋼の靱性を高める。この効果を発
揮させるためには０．５wt.%以上のＭｎ添加を要する。
しかし、Ｍｎ含有率が、２．５wt.%を超えると鋼の中心
部まで硬化して穴明け時等の被削性の低下が起こる。従
って、Ｍｎ含有率は、０．５〜２．５wt.%の範囲内とす
る。
【００１５】（４）Ｓ：０．０１０〜０．０７０wt.% Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向
上させる。この効果を発揮させるためには０．０１０w
t.%以上のＳを添加する必要がある。しかし、Ｓを０．
０７０wt.%を超えて添加すると靱性が低下して望ましく
ない。従って、Ｓ含有率は、０．０１０〜０．０７０w
t.%の範囲内とする。
上させる。この効果を発揮させるためには０．０１０w
t.%以上のＳを添加する必要がある。しかし、Ｓを０．
０７０wt.%を超えて添加すると靱性が低下して望ましく
ない。従って、Ｓ含有率は、０．０１０〜０．０７０w
t.%の範囲内とする。
【００１６】（５）Ｃｒ：０．５〜２．５wt.% ＣｒもＭｎと同様に焼入れ性を高めて鋼を強化する。こ
の効果を発揮させるためにはＣｒを０．５wt.%以上添加
する必要がある。しかし、２．５wt.%を超えてＣｒを添
加すると、鋼の中心部まで硬化して被削性が低下する。
従って、Ｃｒ含有率は、０．５〜〜２．５wt.%の範囲内
とする。
の効果を発揮させるためにはＣｒを０．５wt.%以上添加
する必要がある。しかし、２．５wt.%を超えてＣｒを添
加すると、鋼の中心部まで硬化して被削性が低下する。
従って、Ｃｒ含有率は、０．５〜〜２．５wt.%の範囲内
とする。
【００１７】（６）Ａｌ：０．０１０wt.%未満 Ａｌは鋼の結晶粒を微細にして焼入れ性を低下させると
共に、鋼中にＡｌ2 Ｏ 3 の形態として残留すると、疲労
特性を低下させる。即ち、ＡｌはＳｉと同様脱酸剤とし
て重要な元素であり、製鋼段階での脱酸工程では溶鋼を
十分に脱酸して凝固過程で鋼中にＡｌ2 Ｏ3 が析出しな
いようにし、また、脱酸生成物であるＡｌ2 Ｏ3 を溶鋼
から十分に分離除去して、清浄性の良い鋼を溶製する必
要がある。しかし、凝固後鋼中にＡｌの一部が残留する
場合は、硬いＡｌ2 Ｏ3 介在物として混入しており、切
削工具の摩耗を大きくするのみならず、疲労破壊の起点
として作用し、疲労特性を低下させる。Ａｌによる焼入
れ性の低下及び疲労特性の低下を防止するため、Ａｌ含
有率は０．０１０wt.%未満に制限しなければならない。
共に、鋼中にＡｌ2 Ｏ 3 の形態として残留すると、疲労
特性を低下させる。即ち、ＡｌはＳｉと同様脱酸剤とし
て重要な元素であり、製鋼段階での脱酸工程では溶鋼を
十分に脱酸して凝固過程で鋼中にＡｌ2 Ｏ3 が析出しな
いようにし、また、脱酸生成物であるＡｌ2 Ｏ3 を溶鋼
から十分に分離除去して、清浄性の良い鋼を溶製する必
要がある。しかし、凝固後鋼中にＡｌの一部が残留する
場合は、硬いＡｌ2 Ｏ3 介在物として混入しており、切
削工具の摩耗を大きくするのみならず、疲労破壊の起点
として作用し、疲労特性を低下させる。Ａｌによる焼入
れ性の低下及び疲労特性の低下を防止するため、Ａｌ含
有率は０．０１０wt.%未満に制限しなければならない。
【００１８】（７）Ｔｉ：０．００５wt.%未満 ＴｉはＮと結合して角形の硬いＴｉＮを形成し、切削工
具の摩耗を促進すると共に、疲労破壊の起点として作用
する。Ｔｉは上記作用をするので、この発明においては
有害元素である。このような弊害を防ぐため混入するＴ
ｉ含有率は０．００５wt.%未満に制限しなければならな
い。
具の摩耗を促進すると共に、疲労破壊の起点として作用
する。Ｔｉは上記作用をするので、この発明においては
有害元素である。このような弊害を防ぐため混入するＴ
ｉ含有率は０．００５wt.%未満に制限しなければならな
い。
【００１９】（８）Ｏ：０．００２０wt.%未満 Ｏは鋼中のＡｌと結合してＡｌ2 Ｏ3 を形成し、被削性
及び疲労特性を低下させる。これを防ぐため、Ｏ含有率
は０．００２０wt.%未満に制限しなければならない。
及び疲労特性を低下させる。これを防ぐため、Ｏ含有率
は０．００２０wt.%未満に制限しなければならない。
【００２０】次に、Ｃａ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ及びＢｉは
いずれも熱間鍛造部品の被削性の改善に有効な元素とし
て添加するものである。従って、これら元素の内少なく
とも１種を含有することによりその被削性が一層向上す
る。
いずれも熱間鍛造部品の被削性の改善に有効な元素とし
て添加するものである。従って、これら元素の内少なく
とも１種を含有することによりその被削性が一層向上す
る。
【００２１】 （９）Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.% Ｃａは紡錘形のＣａＳを形成し、被削性を向上させる作
用をする。この作用を発揮させるためには０．００１０
wt.%以上のＣａ添加を必要とする。しかし、０．０１０
０wt.%を超えてＣａを添加しても被削性向上硬化は飽和
する。従って、Ｃａの含有率は、０．００１０〜０．０
１００wt.%の範囲内とする。
用をする。この作用を発揮させるためには０．００１０
wt.%以上のＣａ添加を必要とする。しかし、０．０１０
０wt.%を超えてＣａを添加しても被削性向上硬化は飽和
する。従って、Ｃａの含有率は、０．００１０〜０．０
１００wt.%の範囲内とする。
【００２２】（１０）Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、
Ｂｉ：０．０１〜０．３０wt.% Ｐｂ及びＢｉはいずれも低融点金属であり、鋼中に微細
に分散したＰｂ及びＢｉの金属相が切削中に溶融して鋼
を脆化させ、切り屑処理性を改善したり、仕上げ面粗さ
を良好にする等の被削性改善に効果を発揮する元素であ
る。しかし、いずれの元素においても０．０１wt.%未満
の添加ではこのような被削性改善効果は小さい。一方、
０．３０wt.%を超えて添加すると、鋼中には、微細に分
散しない未固溶のＰｂ及びＢｉの相が混在して出現し、
鍛造時の割れの原因になる。従って、Ｐｂ及びＢｉの含
有率はいずれにおいても、０．０１〜０．３０wt.%の範
囲内とする。
Ｂｉ：０．０１〜０．３０wt.% Ｐｂ及びＢｉはいずれも低融点金属であり、鋼中に微細
に分散したＰｂ及びＢｉの金属相が切削中に溶融して鋼
を脆化させ、切り屑処理性を改善したり、仕上げ面粗さ
を良好にする等の被削性改善に効果を発揮する元素であ
る。しかし、いずれの元素においても０．０１wt.%未満
の添加ではこのような被削性改善効果は小さい。一方、
０．３０wt.%を超えて添加すると、鋼中には、微細に分
散しない未固溶のＰｂ及びＢｉの相が混在して出現し、
鍛造時の割れの原因になる。従って、Ｐｂ及びＢｉの含
有率はいずれにおいても、０．０１〜０．３０wt.%の範
囲内とする。
【００２３】（１１）Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、
Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.% Ｓｅ及びＴｅはいずれもＭｎＳの中に溶け込んで、Ｍｎ
Ｓの変形抵抗を高め、熱間圧延後、あるいは熱間鍛造後
のＭｎＳの形状を紡錘状に保ち、被削性を改善する効果
を有する。この効果を発揮させるためには、いずれの元
素においても０．０１wt.%以上添加する必要がある。し
かし、いずれの元素でも０．３０wt.%を超える添加によ
り、熱間延性が不足して圧延後の棒鋼に表面疵が多発し
たり、鍛造時の割れ発生の原因になったりする等の弊害
を招く。従って、Ｓｅ及びＴｅの含有率はいずれにおい
ても０．０１〜０．３０wt.%の範囲内とする。なお、こ
の発明で使用する鋼片又は鋼塊には、上記元素の他に
Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＳｎ等の不可避的に混入する
元素が含まれる。
Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.% Ｓｅ及びＴｅはいずれもＭｎＳの中に溶け込んで、Ｍｎ
Ｓの変形抵抗を高め、熱間圧延後、あるいは熱間鍛造後
のＭｎＳの形状を紡錘状に保ち、被削性を改善する効果
を有する。この効果を発揮させるためには、いずれの元
素においても０．０１wt.%以上添加する必要がある。し
かし、いずれの元素でも０．３０wt.%を超える添加によ
り、熱間延性が不足して圧延後の棒鋼に表面疵が多発し
たり、鍛造時の割れ発生の原因になったりする等の弊害
を招く。従って、Ｓｅ及びＴｅの含有率はいずれにおい
ても０．０１〜０．３０wt.%の範囲内とする。なお、こ
の発明で使用する鋼片又は鋼塊には、上記元素の他に
Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＳｎ等の不可避的に混入する
元素が含まれる。
【００２４】次に、この発明における熱間鍛造以降にお
ける製造条件の限定理由を説明する。 （１２）鍛造前の加熱温度：１２００〜１３５０℃ 鍛造前の加熱温度が１２００℃未満では、鍛造後の再結
晶粒が小さくなって焼入れ性が低下する。また、鋼の変
形抵抗が大きくなって、鍛造工具の寿命が短くなる。一
方、加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱中のスケー
ル発生が多くなって、酸化ロスが大きくなったり、鍛造
時にスケールを巻き込んだりして作業上や品質上のトラ
ブル原因となる。従って、加熱温度は、１２００〜１３
５０℃の範囲内とする。
ける製造条件の限定理由を説明する。 （１２）鍛造前の加熱温度：１２００〜１３５０℃ 鍛造前の加熱温度が１２００℃未満では、鍛造後の再結
晶粒が小さくなって焼入れ性が低下する。また、鋼の変
形抵抗が大きくなって、鍛造工具の寿命が短くなる。一
方、加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱中のスケー
ル発生が多くなって、酸化ロスが大きくなったり、鍛造
時にスケールを巻き込んだりして作業上や品質上のトラ
ブル原因となる。従って、加熱温度は、１２００〜１３
５０℃の範囲内とする。
【００２５】（１３）結晶粒度：５番以下の粗粒 ＪＩＳによるオーステナイトの結晶粒度が５番を超える
細粒の場合は、鋼の焼入れ性が低下するので、焼入れ性
向上のための合金元素を多量に添加しなければならなく
なる。このようにＢ並びにＭｎ及びＣｒ等の焼入れ性向
上元素を削減するためには、熱間鍛造後の結晶粒を５番
以下の粗粒とする必要がある。
細粒の場合は、鋼の焼入れ性が低下するので、焼入れ性
向上のための合金元素を多量に添加しなければならなく
なる。このようにＢ並びにＭｎ及びＣｒ等の焼入れ性向
上元素を削減するためには、熱間鍛造後の結晶粒を５番
以下の粗粒とする必要がある。
【００２６】（１４）焼入れ後のミクロ組織：マルテン
サイト又は／及びベイナイト主体 上述したような、コスト上昇を招かない化学成分組成の
鋼の場合に、焼入れ後のミクロ組織をマルテンサイト又
は／及びベイナイト主体のミクロ組織にすることは、焼
戻しを施さなくても、高強度且つ高靱性を備えた熱間鍛
造部品を得るために必須の条件である。
サイト又は／及びベイナイト主体 上述したような、コスト上昇を招かない化学成分組成の
鋼の場合に、焼入れ後のミクロ組織をマルテンサイト又
は／及びベイナイト主体のミクロ組織にすることは、焼
戻しを施さなくても、高強度且つ高靱性を備えた熱間鍛
造部品を得るために必須の条件である。
【００２７】（１５）焼入れ方法：熱間鍛造後の直接急
冷 熱間鍛造部品の焼入れは、熱間鍛造後冷却し、所定温度
に再加熱して焼入れ処理を施す方法が一般的に行なわれ
ている。この場合には熱間鍛造のオフラインで焼入れが
行なわれることになる。しかし、この発明による鋼は、
上述した化学成分組成を有するので、熱間鍛造終了時の
高温状態において十分な粗粒となっていることもあり、
熱間鍛造後、直接急冷して焼入れしても、上述した目標
の結晶粒度とミクロ組織とが容易に得られる。従って、
製造工程の省略や省エネルギーがなされ、生産性の向上
やコスト低減に寄与する。こうした理由により、この発
明では、熱間鍛造後に直接急冷して焼入れすることが望
ましい。
冷 熱間鍛造部品の焼入れは、熱間鍛造後冷却し、所定温度
に再加熱して焼入れ処理を施す方法が一般的に行なわれ
ている。この場合には熱間鍛造のオフラインで焼入れが
行なわれることになる。しかし、この発明による鋼は、
上述した化学成分組成を有するので、熱間鍛造終了時の
高温状態において十分な粗粒となっていることもあり、
熱間鍛造後、直接急冷して焼入れしても、上述した目標
の結晶粒度とミクロ組織とが容易に得られる。従って、
製造工程の省略や省エネルギーがなされ、生産性の向上
やコスト低減に寄与する。こうした理由により、この発
明では、熱間鍛造後に直接急冷して焼入れすることが望
ましい。
【００２８】
【実施例】次に、この発明の熱間鍛造部品の製造方法
を、実施例に基づいて更に詳細に説明する。
を、実施例に基づいて更に詳細に説明する。
【００２９】１５０ｋｇ／ヒートの真空溶解炉を用い
て、表１に示す化学成分組成の鋼を溶製し、鋼塊に鋳造
した。Ｎo.１〜８は本発明の範囲内の化学成分組成を有
する実施例用の鋼であり、Ｎo.９〜１７は本発明の範囲
外の化学成分組成を有する比較例用の鋼である。
て、表１に示す化学成分組成の鋼を溶製し、鋼塊に鋳造
した。Ｎo.１〜８は本発明の範囲内の化学成分組成を有
する実施例用の鋼であり、Ｎo.９〜１７は本発明の範囲
外の化学成分組成を有する比較例用の鋼である。
【００３０】
【表１】 鋼塊を熱間鍛造により直径６０ｍｍの丸棒に加工した
後、フロントハブに熱間鍛造した。図１に、熱間鍛造し
たままのフロントハブの形状を示す斜視図を示す。熱間
鍛造後の冷却は、水冷、油冷、水スプレーによる冷却、
又は水溶性焼入れ剤による冷却で行なった。熱間鍛造後
の部品について、割れの有無、及びミクロ組織を観察
し、結晶粒度、表面硬さ、軸部の芯部硬さを測定した。
また、靱性、被削性及び疲労特性について次の試験をし
た。 ・靱性の評価は、軸部からＪＩＳ３号衝撃試験片を採取
し、室温での衝撃値を求めた。 ・被削性の評価は、軸部外周を２ｍｍ、超硬工具で２０
０ｍｍ／ｍｉｎの速度で１０個削った時に発生する逃げ
面摩耗の幅を測定して行なった。 ・疲労試験は、６０ｍｍφの丸棒を同一条件で、フロン
トハブの軸部と同じ径の４５ｍｍφに熱間鍛造して製作
した棒より、小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、疲労
限応力を求めた。製造条件及び上記試験結果を、表２に
示す。これらの結果から下記事項が明らかである。
後、フロントハブに熱間鍛造した。図１に、熱間鍛造し
たままのフロントハブの形状を示す斜視図を示す。熱間
鍛造後の冷却は、水冷、油冷、水スプレーによる冷却、
又は水溶性焼入れ剤による冷却で行なった。熱間鍛造後
の部品について、割れの有無、及びミクロ組織を観察
し、結晶粒度、表面硬さ、軸部の芯部硬さを測定した。
また、靱性、被削性及び疲労特性について次の試験をし
た。 ・靱性の評価は、軸部からＪＩＳ３号衝撃試験片を採取
し、室温での衝撃値を求めた。 ・被削性の評価は、軸部外周を２ｍｍ、超硬工具で２０
０ｍｍ／ｍｉｎの速度で１０個削った時に発生する逃げ
面摩耗の幅を測定して行なった。 ・疲労試験は、６０ｍｍφの丸棒を同一条件で、フロン
トハブの軸部と同じ径の４５ｍｍφに熱間鍛造して製作
した棒より、小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、疲労
限応力を求めた。製造条件及び上記試験結果を、表２に
示す。これらの結果から下記事項が明らかである。
【００３１】
【表２】 本発明の方法であるＮo.１〜８（実施例）において
は、 ・鍛造時の割れは発生せず、 ・熱間鍛造部品の結晶粒度は５番以下の粗粒であり、 ・硬さも表面ＨＲＣ＝２６〜３５、芯部ＨＲＣ＝２２〜
２９であっていずれも目標範囲内にある。 ・衝撃値はいずれも１００Ｊ／ｃｍ2 を上回り良好であ
る。 ・逃げ面摩耗幅は５０μｍ以下と小さく良好である。 ・回転曲げ疲労限はすべて５００Ｎ／ｍｍ2 を上回り良
好な値となっている。
は、 ・鍛造時の割れは発生せず、 ・熱間鍛造部品の結晶粒度は５番以下の粗粒であり、 ・硬さも表面ＨＲＣ＝２６〜３５、芯部ＨＲＣ＝２２〜
２９であっていずれも目標範囲内にある。 ・衝撃値はいずれも１００Ｊ／ｃｍ2 を上回り良好であ
る。 ・逃げ面摩耗幅は５０μｍ以下と小さく良好である。 ・回転曲げ疲労限はすべて５００Ｎ／ｍｍ2 を上回り良
好な値となっている。
【００３２】これに対して、本発明の範囲外の方法で
あるＮo.９〜１７（比較例）においては、下記の通りで
ある。 ・Ｎo.９は、Ｃ含有率が０．１７wt.%と本発明の範囲よ
り高いため、表面及び芯部の硬さが高く、逃げ面摩耗幅
が７８μｍと大きい。また、Ｂｉ含有率が高いため、鍛
造時に割れが発生している。Ｃ及びＢｉ含有率が高いこ
とにより衝撃値も６０Ｊ／ｃｍ2 と低い。 ・Ｎo.１０は、Ｓｉ含有率が本発明の範囲より高いた
め、衝撃値が低い。Ｔｉ含有率が高いため、結晶粒が７
番と細粒であり、逃げ面摩耗幅が大きい。また、Ｐｂ含
有率が高いため鍛造時に割れが発生している。 ・Ｎo.１１は、Ｍｎ及びＣｒが本発明の範囲よりも低い
ため、芯部の硬さがＨＲＣ＝１３と低く、疲労限が低
い。また、Ｏ含有率が高いため逃げ面摩耗が大きい。 ・Ｎo.１２は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも高く、衝
撃値が低い。 ・Ｎo.１３は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも低く、逃
げ面摩耗が大きい。また、鍛造加熱温度が１３７０℃と
高いことにより、スケールを巻き込んで割れが発生して
いる。 ・Ｎo.１４は、Ａｌ含有率が本発明の範囲よりも高いこ
とにより結晶粒が細粒で、逃げ面摩耗が大きい。また、
Ｓｅ含有率が高いことにより鍛造割れが発生している。 ・Ｎo.１５は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲よりも高く、
芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。また、Ｔ
ｅ含有率が高く、鍛造割れが発生している。 ・Ｎo.１６は、Ｍｎ含有率が本発明の範囲よりも高く、
芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。 ・Ｎo.１７は、Ｂ添加鋼であるが、Ｔｉを含有し、また
鍛造加熱温度も１１４０℃と低いため、結晶粒が細粒
で、逃げ面摩耗が大きい。粗大なＴｉＮが混在して疲労
限も低い。
あるＮo.９〜１７（比較例）においては、下記の通りで
ある。 ・Ｎo.９は、Ｃ含有率が０．１７wt.%と本発明の範囲よ
り高いため、表面及び芯部の硬さが高く、逃げ面摩耗幅
が７８μｍと大きい。また、Ｂｉ含有率が高いため、鍛
造時に割れが発生している。Ｃ及びＢｉ含有率が高いこ
とにより衝撃値も６０Ｊ／ｃｍ2 と低い。 ・Ｎo.１０は、Ｓｉ含有率が本発明の範囲より高いた
め、衝撃値が低い。Ｔｉ含有率が高いため、結晶粒が７
番と細粒であり、逃げ面摩耗幅が大きい。また、Ｐｂ含
有率が高いため鍛造時に割れが発生している。 ・Ｎo.１１は、Ｍｎ及びＣｒが本発明の範囲よりも低い
ため、芯部の硬さがＨＲＣ＝１３と低く、疲労限が低
い。また、Ｏ含有率が高いため逃げ面摩耗が大きい。 ・Ｎo.１２は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも高く、衝
撃値が低い。 ・Ｎo.１３は、Ｓ含有率が本発明の範囲よりも低く、逃
げ面摩耗が大きい。また、鍛造加熱温度が１３７０℃と
高いことにより、スケールを巻き込んで割れが発生して
いる。 ・Ｎo.１４は、Ａｌ含有率が本発明の範囲よりも高いこ
とにより結晶粒が細粒で、逃げ面摩耗が大きい。また、
Ｓｅ含有率が高いことにより鍛造割れが発生している。 ・Ｎo.１５は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲よりも高く、
芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。また、Ｔ
ｅ含有率が高く、鍛造割れが発生している。 ・Ｎo.１６は、Ｍｎ含有率が本発明の範囲よりも高く、
芯部の硬さが高過ぎ、このため衝撃値が低い。 ・Ｎo.１７は、Ｂ添加鋼であるが、Ｔｉを含有し、また
鍛造加熱温度も１１４０℃と低いため、結晶粒が細粒
で、逃げ面摩耗が大きい。粗大なＴｉＮが混在して疲労
限も低い。
【００３３】以上、詳細に説明したように、本発明によ
り被削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非
調質鋼を製造することが可能である。
り被削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非
調質鋼を製造することが可能である。
【００３４】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等の高価な合金元素を添加せずに、被
削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非調質
鋼を安価に製造することができる。従って、このように
優れた品質特性を有する熱間鍛造部品を安価に製造する
方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたら
される。
Ｎｂ、Ｔｉ及びＢ等の高価な合金元素を添加せずに、被
削性及び疲労特性に優れた、高強度且つ高靱性の非調質
鋼を安価に製造することができる。従って、このように
優れた品質特性を有する熱間鍛造部品を安価に製造する
方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたら
される。
【図１】実施例における熱間鍛造ままのフロントハブの
形状を示す概略斜視図である。
形状を示す概略斜視図である。
１ 軸部 ２ つば部
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０２〜０．１５wt.%、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｍｎ：０．５〜２．５wt.%、 Ｓ ：０．０１０〜０．０７０wt.%、及び Ｃｒ：０．５〜２．５wt.% を含み、 Ａｌ：０．０１０wt.%未満、 Ｔｉ：０．００５wt.%未満、及び Ｏ ：０．００２０wt.%未満 に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学成
分組成を有する鋼片又は鋼塊を、１２００〜１３５０℃
の範囲内の温度に加熱し、熱間鍛造した後、直接急冷
し、得られた鍛造材のＪＩＳによる結晶粒度が５番以下
の粗粒で、マルテンサイト又は／及びベイナイトを主体
とするミクロ組織にすることにより、高強度及び高靱性
を付与することを特徴とする、被削性及び疲労特性に優
れた熱間鍛造部品の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼片又は鋼塊は、前記化学成分組成
に、更に、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｐｂ：０．０１〜０．３０wt.%、 Ｓｅ：０．０１〜０．３０wt.%、 Ｔｅ：０．０１〜０．３０wt.%、及び Ｂｉ：０．０１〜０．３０wt.% からなる群から選ばれた少なくとも１種を付加して含ん
でいることを特徴とする、請求項１に記載の被削性及び
疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14191997A JP3716073B2 (ja) | 1997-05-30 | 1997-05-30 | 被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14191997A JP3716073B2 (ja) | 1997-05-30 | 1997-05-30 | 被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10330836A true JPH10330836A (ja) | 1998-12-15 |
| JP3716073B2 JP3716073B2 (ja) | 2005-11-16 |
Family
ID=15303220
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14191997A Expired - Fee Related JP3716073B2 (ja) | 1997-05-30 | 1997-05-30 | 被削性及び疲労特性に優れた熱間鍛造部品の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3716073B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010066190A (ko) * | 1999-12-31 | 2001-07-11 | 이계안 | 마르텐사이트계 탄소강 및 이의 제조방법 |
| KR20020053398A (ko) * | 2000-12-27 | 2002-07-05 | 이계안 | 고강도 베이나이트계 비조질강 |
| KR20030008852A (ko) * | 2001-07-20 | 2003-01-29 | 현대자동차주식회사 | 자동차 샤시부품용 고강도 베이나이트계 비조질강 |
| KR100475943B1 (ko) * | 2002-04-04 | 2005-03-10 | 현대자동차주식회사 | 고강도 및 고인성을 갖는 단조품 및 그 제조방법 |
| WO2007026515A1 (ja) * | 2005-08-29 | 2007-03-08 | Ntn Corporation | 等速自在継手 |
| JP2009108357A (ja) * | 2007-10-29 | 2009-05-21 | Nippon Steel Corp | 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 |
| US20130037182A1 (en) * | 2010-04-07 | 2013-02-14 | Ascometal | Mechanical part made of steel having high properties and process for manufacturing same |
-
1997
- 1997-05-30 JP JP14191997A patent/JP3716073B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20010066190A (ko) * | 1999-12-31 | 2001-07-11 | 이계안 | 마르텐사이트계 탄소강 및 이의 제조방법 |
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| KR20030008852A (ko) * | 2001-07-20 | 2003-01-29 | 현대자동차주식회사 | 자동차 샤시부품용 고강도 베이나이트계 비조질강 |
| KR100475943B1 (ko) * | 2002-04-04 | 2005-03-10 | 현대자동차주식회사 | 고강도 및 고인성을 갖는 단조품 및 그 제조방법 |
| WO2007026515A1 (ja) * | 2005-08-29 | 2007-03-08 | Ntn Corporation | 等速自在継手 |
| JP2007064262A (ja) * | 2005-08-29 | 2007-03-15 | Ntn Corp | 等速自在継手 |
| US7942750B2 (en) * | 2005-08-29 | 2011-05-17 | Ntn Corporation | Constant velocity joint |
| JP2009108357A (ja) * | 2007-10-29 | 2009-05-21 | Nippon Steel Corp | 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 |
| US20130037182A1 (en) * | 2010-04-07 | 2013-02-14 | Ascometal | Mechanical part made of steel having high properties and process for manufacturing same |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3716073B2 (ja) | 2005-11-16 |
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