JP2000017377A - 空冷マルテンサイト鋼およびその製造方法 - Google Patents
空冷マルテンサイト鋼およびその製造方法Info
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- JP2000017377A JP2000017377A JP18902298A JP18902298A JP2000017377A JP 2000017377 A JP2000017377 A JP 2000017377A JP 18902298 A JP18902298 A JP 18902298A JP 18902298 A JP18902298 A JP 18902298A JP 2000017377 A JP2000017377 A JP 2000017377A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】焼入れ時の割れ不具合が無く、歪みが少なく、
かつ優れた強度、優れた降伏比を示す空冷マルテンサイ
ト鋼およびその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、
Ｎを特定した鋼を加熱温度1150〜1300℃にて熱間塑性加
工を加え、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ
（℃/min）を所定の速度に制御し、200℃以下の温度ま
で冷却することで組織をマルテンサイト率９０％以上で
かつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後５０
０〜７００℃の温度にて時効処理を施すことにより、引
張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力が
９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐力を引張り強さ
で除した値降伏比が０．９０以上、耐久比が０．５０以
上とすることを特徴としする空冷マルテンサイト鋼およ
びその製造方法。
かつ優れた強度、優れた降伏比を示す空冷マルテンサイ
ト鋼およびその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、
Ｎを特定した鋼を加熱温度1150〜1300℃にて熱間塑性加
工を加え、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ
（℃/min）を所定の速度に制御し、200℃以下の温度ま
で冷却することで組織をマルテンサイト率９０％以上で
かつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後５０
０〜７００℃の温度にて時効処理を施すことにより、引
張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力が
９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐力を引張り強さ
で除した値降伏比が０．９０以上、耐久比が０．５０以
上とすることを特徴としする空冷マルテンサイト鋼およ
びその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は熱間圧延、熱間鍛造
による船舶、建設機械、自動車を始めとする機械構造用
鋼の製造に関するものであり、熱間加工の熱を利用し空
冷叉は冷却速度を制御することで所定のマルテンサイト
組織にした後、その後時効することによって、焼割れ不
具合の防止、歪みの低減、高い引張強さ、高い降伏比、
及び、高い耐久比を同時にもたせることが可能な熱間鍛
造用鋼及びその製造方法である。
による船舶、建設機械、自動車を始めとする機械構造用
鋼の製造に関するものであり、熱間加工の熱を利用し空
冷叉は冷却速度を制御することで所定のマルテンサイト
組織にした後、その後時効することによって、焼割れ不
具合の防止、歪みの低減、高い引張強さ、高い降伏比、
及び、高い耐久比を同時にもたせることが可能な熱間鍛
造用鋼及びその製造方法である。
【０００２】
【従来の技術】船舶、建設機械、自動車エンジンのクラ
ンクシャフトやコネクティングロッド等のエンジン部品
は、高い強度、高い降伏比が要求されるために、炭素鋼
叉は低合金鋼を調質し添加した鋼を熱間鍛造し焼入焼も
どしを実施した後、機械加工して使用されている。叉、
工程省略、製造コストの低減の観点から非調質鋼も普及
している。
ンクシャフトやコネクティングロッド等のエンジン部品
は、高い強度、高い降伏比が要求されるために、炭素鋼
叉は低合金鋼を調質し添加した鋼を熱間鍛造し焼入焼も
どしを実施した後、機械加工して使用されている。叉、
工程省略、製造コストの低減の観点から非調質鋼も普及
している。
【０００３】叉、近年、船舶、建設機械、自動車の燃費
向上の要求が高く、エンジン部品、構造部品の軽量化要
求が大きく、高強度の鋼材を用いて部品を薄肉軽量化の
要望が強い。そこで軽量化ニーズに答えるため、高強度
鋼の適用が考えられている。例えば特開平5-302116で
は、ベイナイトあるいはベイナイト＋マルテンサイト型
非調質鋼において鍛造放冷後に焼もどし処理を施すこと
により、降伏比、を改善した発明が開示されている。
向上の要求が高く、エンジン部品、構造部品の軽量化要
求が大きく、高強度の鋼材を用いて部品を薄肉軽量化の
要望が強い。そこで軽量化ニーズに答えるため、高強度
鋼の適用が考えられている。例えば特開平5-302116で
は、ベイナイトあるいはベイナイト＋マルテンサイト型
非調質鋼において鍛造放冷後に焼もどし処理を施すこと
により、降伏比、を改善した発明が開示されている。
【０００４】しかしながら、十分な軽量化効果を得るま
でに鋼を高強度化しようとした場合に、引張り強さ及び
降伏比、耐久比が課題となる。特に引張り強さが１１０
０ＭＰａ以上、降伏点又は0.2%耐力が９９０ＭＰａ以
上、降伏比が０．９０以上、耐久比が０．５０以上を同
時に安定して満足することが必要で、これ以下では十分
な軽量化ができない。この課題に対して、前記の特開平
5-302116では引張り強さ、降伏比とも不十分であり十分
な軽量化ができない。叉、機械構造用合金鋼を熱処理し
調質を実施しても、引張り強さは満足するが、降伏比が
不十分であり、十分な軽量化ができず、かつ、軽量設計
時の薄肉化に伴い、調質工程での焼割れ不具合、歪みが
大きいなどの課題が顕著になり、例えば、製造コスト、
エンジンの静粛性の要求にたえられない。
でに鋼を高強度化しようとした場合に、引張り強さ及び
降伏比、耐久比が課題となる。特に引張り強さが１１０
０ＭＰａ以上、降伏点又は0.2%耐力が９９０ＭＰａ以
上、降伏比が０．９０以上、耐久比が０．５０以上を同
時に安定して満足することが必要で、これ以下では十分
な軽量化ができない。この課題に対して、前記の特開平
5-302116では引張り強さ、降伏比とも不十分であり十分
な軽量化ができない。叉、機械構造用合金鋼を熱処理し
調質を実施しても、引張り強さは満足するが、降伏比が
不十分であり、十分な軽量化ができず、かつ、軽量設計
時の薄肉化に伴い、調質工程での焼割れ不具合、歪みが
大きいなどの課題が顕著になり、例えば、製造コスト、
エンジンの静粛性の要求にたえられない。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記のように、十分な部
品の軽量化効果を得る鋼を高強度化する方策について、
発明者らは種々の検討を試みた結果、以下の着想に至っ
た。すなわち、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｖ量が高い鋼におい
て、鍛造後空冷叉は冷却速度を制御し９０％以上のマル
テンサイト組織とし、その後時効をすることにより 引
張強さが高く降伏比が要求値に以上に高くできることが
知見された。よって 引張強さ、降伏比、耐久比、焼割
れ発生率、歪みの両立が可能となる。
品の軽量化効果を得る鋼を高強度化する方策について、
発明者らは種々の検討を試みた結果、以下の着想に至っ
た。すなわち、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｖ量が高い鋼におい
て、鍛造後空冷叉は冷却速度を制御し９０％以上のマル
テンサイト組織とし、その後時効をすることにより 引
張強さが高く降伏比が要求値に以上に高くできることが
知見された。よって 引張強さ、降伏比、耐久比、焼割
れ発生率、歪みの両立が可能となる。
【０００６】そして前記効果を得るためには、 Ｍｎ量
３．００％を超え、Ｃｒ量０．５０％以上、Ｖ量０．１
５％以上とすることが必要であり、更には加熱温度1150
〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範
囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％
＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／
（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下
の温度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０
%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にそ
の後５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことに
より、引張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又は0.２
％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐力を引
張り強さで除した値降伏比が０．９０以上、耐久比が
０．５０以上とするが可能となることを知見し、本発明
に至ったものである。
３．００％を超え、Ｃｒ量０．５０％以上、Ｖ量０．１
５％以上とすることが必要であり、更には加熱温度1150
〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範
囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％
＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／
（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下
の温度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０
%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にそ
の後５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことに
より、引張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又は0.２
％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐力を引
張り強さで除した値降伏比が０．９０以上、耐久比が
０．５０以上とするが可能となることを知見し、本発明
に至ったものである。
【０００７】第１の発明は、化学組成が重量比にしてC:
0.10〜0.45%、Si:0.03〜1.00%、Mn:3.00を超え4.50%、C
r:0.50〜2.00%、Mo:0.05〜1.00%、Al:0.002〜0.100%、
V:0.15〜1.00%、N:0.0080〜0.0200％を含有し、残部は
Ｆｅと不可避的不純物から成る鋼を 加熱温度1150〜130
0℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲の
平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋２
Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ
％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下の温
度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０%以
上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後
５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことによ
り、引張り強さが1100Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力
が990MPa以上、降伏点叉は0.2％耐力を引張り強さで除
した値降伏比が0.90以上、耐久比が0.50以上とすること
を特徴とする空冷マルテンサイト鋼である。
0.10〜0.45%、Si:0.03〜1.00%、Mn:3.00を超え4.50%、C
r:0.50〜2.00%、Mo:0.05〜1.00%、Al:0.002〜0.100%、
V:0.15〜1.00%、N:0.0080〜0.0200％を含有し、残部は
Ｆｅと不可避的不純物から成る鋼を 加熱温度1150〜130
0℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲の
平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋２
Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ
％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下の温
度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０%以
上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後
５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことによ
り、引張り強さが1100Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力
が990MPa以上、降伏点叉は0.2％耐力を引張り強さで除
した値降伏比が0.90以上、耐久比が0.50以上とすること
を特徴とする空冷マルテンサイト鋼である。
【０００８】第２の発明は、化学組成が重量比にしてC:
0.10〜0.45%、Si:0.03〜1.00%、Mn:3.00を超え4.50%、C
r:0.50〜2.00%、Mo:0.05〜1.00%、Al:0.002〜0.100%、
V:0.15〜1.00%、N:0.0080〜0.0200％を含有し、残部は
Ｆｅと不可避的不純物から成る鋼を 加熱温度1150〜130
0℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲の
平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋２
Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ
％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下の温
度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０%以
上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後
５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことによ
り、引張り強さが1100Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力
が990MPa以上、降伏点叉は0.2％耐力を引張り強さで除
した値降伏比が0.90以上、耐久比が0.50以上とすること
を特徴とする空冷マルテンサイト鋼の製造方法である。
0.10〜0.45%、Si:0.03〜1.00%、Mn:3.00を超え4.50%、C
r:0.50〜2.00%、Mo:0.05〜1.00%、Al:0.002〜0.100%、
V:0.15〜1.00%、N:0.0080〜0.0200％を含有し、残部は
Ｆｅと不可避的不純物から成る鋼を 加熱温度1150〜130
0℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲の
平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋２
Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ
％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下の温
度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０%以
上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後
５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことによ
り、引張り強さが1100Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力
が990MPa以上、降伏点叉は0.2％耐力を引張り強さで除
した値降伏比が0.90以上、耐久比が0.50以上とすること
を特徴とする空冷マルテンサイト鋼の製造方法である。
【０００９】第３の発明は、化学組成が重量比にしてT
i：0.01〜0.10%を含有することを特徴とする請求鋼１に
記載の空冷マルテンサイト鋼である。
i：0.01〜0.10%を含有することを特徴とする請求鋼１に
記載の空冷マルテンサイト鋼である。
【００１０】第４の発明は、化学組成が重量比にしてT
i：0.01〜0.10%を含有することを特徴とする請求鋼２に
記載の空冷マルテンサイト鋼の製造方法である。
i：0.01〜0.10%を含有することを特徴とする請求鋼２に
記載の空冷マルテンサイト鋼の製造方法である。
【００１１】第５の発明は、化学組成が重量比にして
S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30
%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択し
た1種または2種以上を含有することを特徴とする請求鋼
１に記載の空冷マルテンサイト鋼である。
S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30
%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択し
た1種または2種以上を含有することを特徴とする請求鋼
１に記載の空冷マルテンサイト鋼である。
【００１２】第６の発明は、化学組成が重量比にして
S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30
%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択し
た1種または2種以上を含有することを特徴とする請求鋼
２に記載の空冷マルテンサイト鋼の製造方法である。
S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30
%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択し
た1種または2種以上を含有することを特徴とする請求鋼
２に記載の空冷マルテンサイト鋼の製造方法である。
【００１３】第７の発明は、化学組成が重量比にしてT
i：0.01〜0.10%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 P
b：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01
%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種以上
を含有することを特徴とする請求鋼１に記載の空冷マル
テンサイト鋼。
i：0.01〜0.10%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 P
b：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01
%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種以上
を含有することを特徴とする請求鋼１に記載の空冷マル
テンサイト鋼。
【００１４】第８の発明は、化学組成が重量比にしてT
i：0.01〜0.10%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 P
b：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01
%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種以上
を含有することを特徴とする請求鋼２に記載の空冷マル
テンサイト鋼の製造方法。
i：0.01〜0.10%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 P
b：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01
%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種以上
を含有することを特徴とする請求鋼２に記載の空冷マル
テンサイト鋼の製造方法。
【００１５】次に、本発明における構成成分の限定理由
について述べる。 C：０．１０〜０．４５% Cは、機械構造用鋼としての強度を確保するための元素
である。しかし、少なすぎると炭素量の微少なバラツキ
による引張強さの変化が大きく、結果として引張強さの
バラツキが極めて大きくなり安定した強度がえられない
ため 及び 少なすぎると組織をマルテンサイトにするた
めに冷却速度が速いことが必要となりマルテンサイトに
するためには歪みが発生する早い冷却速度で必要となる
ため０．１０%以上とした。叉、炭素量が多いと耐久比
が低下するので０．４５％以下とした。 Si：０．０３〜１．００% Siは、製鋼時の脱酸材として不可欠であるため下限を0.
03%、望ましくは0.10%以上とする。しかし、過剰に添加
すると鋼中に高硬度の介在物であるSiO2を生成させて疲
労強度を劣化させるため上限を1.00%、望ましくは0.80%
以下とする。
について述べる。 C：０．１０〜０．４５% Cは、機械構造用鋼としての強度を確保するための元素
である。しかし、少なすぎると炭素量の微少なバラツキ
による引張強さの変化が大きく、結果として引張強さの
バラツキが極めて大きくなり安定した強度がえられない
ため 及び 少なすぎると組織をマルテンサイトにするた
めに冷却速度が速いことが必要となりマルテンサイトに
するためには歪みが発生する早い冷却速度で必要となる
ため０．１０%以上とした。叉、炭素量が多いと耐久比
が低下するので０．４５％以下とした。 Si：０．０３〜１．００% Siは、製鋼時の脱酸材として不可欠であるため下限を0.
03%、望ましくは0.10%以上とする。しかし、過剰に添加
すると鋼中に高硬度の介在物であるSiO2を生成させて疲
労強度を劣化させるため上限を1.00%、望ましくは0.80%
以下とする。
【００１６】Mn：３．００％を超え４．５０% Mnは、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷却過程で十分な
マルテンサイト組織が得られるための焼入性を確保する
上で重要な元素であり、９０％以上のマルテンサイト組
織を得るためには少なくとも３．００%を超える必要が
ある。しかし、多すぎると熱間鍛造又は熱間圧延後の冷
却時に残留オーステナイトが発生し、時効後の降伏比が
低くなる為４．５％以下とした。
マルテンサイト組織が得られるための焼入性を確保する
上で重要な元素であり、９０％以上のマルテンサイト組
織を得るためには少なくとも３．００%を超える必要が
ある。しかし、多すぎると熱間鍛造又は熱間圧延後の冷
却時に残留オーステナイトが発生し、時効後の降伏比が
低くなる為４．５％以下とした。
【００１７】Cr：0.50〜2.00% CrはMnと同じく、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷却過
程で９０％マルテンサイト組織が得られるために重要な
元素であり、９０%マルテンサイト組織を得るためには
少なくとも０．５０%以上必要である。しかし、多すぎ
ても前記効果が飽和するとともに、靭性が低下するため
2.00%以下とする。 Mo：0.05〜1.00% MoはMn,Crと同じく、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷
却過程で９０％マルテンサイト組織が得られるために重
要な元素であり、９０%マルテンサイト組織を得るため
に必要な元素であるとともに、組織を微細化することに
より降伏比を上げ、時効処理時に炭化物を析出形成する
働きでも降伏比を上げるため、前記効果を得るためには
少なくとも0.05%以上必要である。しかし必要以上に多
く添加しても、その効果が飽和するとともにコスト高と
なるため、上限を1.00%、望ましくは0.60%以下とする。
程で９０％マルテンサイト組織が得られるために重要な
元素であり、９０%マルテンサイト組織を得るためには
少なくとも０．５０%以上必要である。しかし、多すぎ
ても前記効果が飽和するとともに、靭性が低下するため
2.00%以下とする。 Mo：0.05〜1.00% MoはMn,Crと同じく、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷
却過程で９０％マルテンサイト組織が得られるために重
要な元素であり、９０%マルテンサイト組織を得るため
に必要な元素であるとともに、組織を微細化することに
より降伏比を上げ、時効処理時に炭化物を析出形成する
働きでも降伏比を上げるため、前記効果を得るためには
少なくとも0.05%以上必要である。しかし必要以上に多
く添加しても、その効果が飽和するとともにコスト高と
なるため、上限を1.00%、望ましくは0.60%以下とする。
【００１８】Al：0.002〜0.100% Alは脱酸のために不可欠な元素であり0.002%以上必要で
あるが、必要以上に添加させるとアルミナ系介在物が増
し疲労強度を劣化させるため、上限を0.100%、望ましく
は0.060%以下とする。 V:０．１５〜１．００% Vは時効処理後にバナジウム炭窒化物を析出させて硬さ
および降伏強度、疲労強度を高める点で最も重要な働き
をする元素であり、前記効果を必要十分に得るために
は、少なくとも０．１５%以上、望ましくは０．３０%以
上必要である。しかしながら必要以上に多く添加しても
その効果が飽和するとともに、著しい靭性の劣化やコス
ト増加を招くため、上限を１．００％とする。
あるが、必要以上に添加させるとアルミナ系介在物が増
し疲労強度を劣化させるため、上限を0.100%、望ましく
は0.060%以下とする。 V:０．１５〜１．００% Vは時効処理後にバナジウム炭窒化物を析出させて硬さ
および降伏強度、疲労強度を高める点で最も重要な働き
をする元素であり、前記効果を必要十分に得るために
は、少なくとも０．１５%以上、望ましくは０．３０%以
上必要である。しかしながら必要以上に多く添加しても
その効果が飽和するとともに、著しい靭性の劣化やコス
ト増加を招くため、上限を１．００％とする。
【００１９】N：0.0080〜0.0200% Nは熱間圧延もしくは熱間鍛造中に鋼中のバナジウムと
窒化物として析出し、窒化物によるピン止め効果によっ
てオーステナイト結晶粒径を80μm以下にする働きがあるととも
に、時効処理後のバナジウム炭窒化物析出による降伏比
増加に対して必要不可欠な元素であり、前記効果を必要
十分に得るためには、少なくとも0.0080%以上必要であ
る。しかし、必要以上に多く添加してもその効果が飽和
するとともに、著しい靭性の劣化やコスト増加となるた
め、上限を０．０２００％以下とする。
窒化物として析出し、窒化物によるピン止め効果によっ
てオーステナイト結晶粒径を80μm以下にする働きがあるととも
に、時効処理後のバナジウム炭窒化物析出による降伏比
増加に対して必要不可欠な元素であり、前記効果を必要
十分に得るためには、少なくとも0.0080%以上必要であ
る。しかし、必要以上に多く添加してもその効果が飽和
するとともに、著しい靭性の劣化やコスト増加となるた
め、上限を０．０２００％以下とする。
【００２０】Ti：0.01〜0.10% Tiは、Vと同様に炭窒化物を形成し鋼中に析出するた
め、炭窒化物のピン止め効果によってオーステナイト結晶粒径
を微細化させるため必要に応じて添加されるものであ
る。前記効果を得るためには、最低でも0.01%以上の含
有が必要である。しかしながら必要以上に多く添加して
もその効果が飽和するとともにコスト増加を招くため、
上限を0.10%とする。
め、炭窒化物のピン止め効果によってオーステナイト結晶粒径
を微細化させるため必要に応じて添加されるものであ
る。前記効果を得るためには、最低でも0.01%以上の含
有が必要である。しかしながら必要以上に多く添加して
もその効果が飽和するとともにコスト増加を招くため、
上限を0.10%とする。
【００２１】S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：
0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、REM：0.001〜0.10% S、Pb、Bi、Ca、REMは旋削、ドリル穿孔時に切削抵抗の
低減及び刃具の寿命向上に有効な元素であり、必要に応
じて添加されるものである。前記効果を得るためには、
それぞれ0.04%、0.01%、0.01%、0.0005%、0.001%以上の
含有が必要である。しかし多量に含有すると、コスト増
加を招くとともに、非金属介在物が増し、疲労強度の低
下がある為、上限をそれぞれ0.12%、0.30%、0.30%、0.0
1%、0.10%とした。
0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、REM：0.001〜0.10% S、Pb、Bi、Ca、REMは旋削、ドリル穿孔時に切削抵抗の
低減及び刃具の寿命向上に有効な元素であり、必要に応
じて添加されるものである。前記効果を得るためには、
それぞれ0.04%、0.01%、0.01%、0.0005%、0.001%以上の
含有が必要である。しかし多量に含有すると、コスト増
加を招くとともに、非金属介在物が増し、疲労強度の低
下がある為、上限をそれぞれ0.12%、0.30%、0.30%、0.0
1%、0.10%とした。
【００２２】次に本発明の製造条件限定理由について説
明する。熱間圧延又は熱間鍛造時の加熱温度を1150〜13
00℃に限定した理由は、加熱温度が1150℃未満になると
鍛造加熱時のＶが鋼中に固溶せず、その後の時効硬化が
十分に得られず、必要な降伏比、引張強さがえられな
い。また1300℃を超えとオーステナイト粒が粗大化し、粗大粒
が発生するため、時効加熱後に旧オーステナイト粒径80μm以下
にならないため、必要な降伏比がえられないためであ
る。
明する。熱間圧延又は熱間鍛造時の加熱温度を1150〜13
00℃に限定した理由は、加熱温度が1150℃未満になると
鍛造加熱時のＶが鋼中に固溶せず、その後の時効硬化が
十分に得られず、必要な降伏比、引張強さがえられな
い。また1300℃を超えとオーステナイト粒が粗大化し、粗大粒
が発生するため、時効加熱後に旧オーステナイト粒径80μm以下
にならないため、必要な降伏比がえられないためであ
る。
【００２３】熱間圧延もしくは熱間鍛造後の平均冷却速
度：ＣＶ（℃/min）を800〜500℃の温度範囲で限定した
のは、平均冷却速度ＣＶ（℃/min）が、４００／（Ｃ％
＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%）未満になると、初析フェライト
やヘ゛ーナイトやハ゜ーライトが生成してマルテンサイト率90%以上を確保す
ることが困難になるためであり、またＣＶ（℃/min）が
１５００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%）を超え
ると、冷却時に発生する応力が大きくなり鍛造後の残留
応力が大きくなり、その後の時効によって応力が開放さ
れることにより歪みが発生するためマルテンサイトが生成して
しまうためである。ここで平均冷却速度：ＣＶ（℃/mi
n）は、冷却中に800℃に達してから500℃に達するまで
に要した時間（min）でもって300℃（＝800℃−500℃）
を除した数値を示す。
度：ＣＶ（℃/min）を800〜500℃の温度範囲で限定した
のは、平均冷却速度ＣＶ（℃/min）が、４００／（Ｃ％
＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%）未満になると、初析フェライト
やヘ゛ーナイトやハ゜ーライトが生成してマルテンサイト率90%以上を確保す
ることが困難になるためであり、またＣＶ（℃/min）が
１５００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%）を超え
ると、冷却時に発生する応力が大きくなり鍛造後の残留
応力が大きくなり、その後の時効によって応力が開放さ
れることにより歪みが発生するためマルテンサイトが生成して
しまうためである。ここで平均冷却速度：ＣＶ（℃/mi
n）は、冷却中に800℃に達してから500℃に達するまで
に要した時間（min）でもって300℃（＝800℃−500℃）
を除した数値を示す。
【００２４】冷却を200℃以下の温度までと限定した理
由は、冷却中のオーステナイトが十分にマルテンサイト
に変態しマルテンサイト率が９０％以上とするためであ
る。組織をマルテンサイト率９０%以上と限定した理由
は、時効硬化後の必要な降伏比を得るためであり、マル
テンサイト率が９０%未満となってベーナイトやフェラ
イトパーライトの組織が増すと、時効硬化後に必要な降
伏比が得られなくなる。
由は、冷却中のオーステナイトが十分にマルテンサイト
に変態しマルテンサイト率が９０％以上とするためであ
る。組織をマルテンサイト率９０%以上と限定した理由
は、時効硬化後の必要な降伏比を得るためであり、マル
テンサイト率が９０%未満となってベーナイトやフェラ
イトパーライトの組織が増すと、時効硬化後に必要な降
伏比が得られなくなる。
【００２５】旧オーステナイト結晶粒径を80μm以下と限定した
理由は、必要な降伏比、耐久比を得るために必要であ
り、旧オーステナイト結晶粒径が80μmを超えると降伏比が低く
なるためである。時効処理温度を500〜７００℃に限定
した理由は、マルテンサイト組織の鋼中に微細なバナジ
ウム炭窒化物を析出させて時効硬化させるためであり、
時効処理温度が５００℃未満であると、 バナジウム炭
窒化物の析出量が少なく十分な時効硬化が得られ為に降
伏比が得られず、また時効処理温度が７００℃を超える
と、軟化を生じる為に必要な引張強さがえられない為で
ある。よって５００℃〜７００℃に限定する必要があ
る。
理由は、必要な降伏比、耐久比を得るために必要であ
り、旧オーステナイト結晶粒径が80μmを超えると降伏比が低く
なるためである。時効処理温度を500〜７００℃に限定
した理由は、マルテンサイト組織の鋼中に微細なバナジ
ウム炭窒化物を析出させて時効硬化させるためであり、
時効処理温度が５００℃未満であると、 バナジウム炭
窒化物の析出量が少なく十分な時効硬化が得られ為に降
伏比が得られず、また時効処理温度が７００℃を超える
と、軟化を生じる為に必要な引張強さがえられない為で
ある。よって５００℃〜７００℃に限定する必要があ
る。
【００２６】引張強さが１１００Mpa以上、降伏点もし
くは0.2%耐力が990MPa以上、降伏比が0.9以上、耐久比
が0.50以上は、部品の軽量化効果を得るためにそれぞれ
満足する必要があり、どれか１つでも満足しない場合は
十分な軽量化が不可能である。前記請求範囲内の組成の
鋼を加熱温度1150〜1300℃にて熱間圧延もしくは熱間鍛
造後、前記限定条件にて冷却し、その後５００〜７００
℃にて時効処理することにより達成される。
くは0.2%耐力が990MPa以上、降伏比が0.9以上、耐久比
が0.50以上は、部品の軽量化効果を得るためにそれぞれ
満足する必要があり、どれか１つでも満足しない場合は
十分な軽量化が不可能である。前記請求範囲内の組成の
鋼を加熱温度1150〜1300℃にて熱間圧延もしくは熱間鍛
造後、前記限定条件にて冷却し、その後５００〜７００
℃にて時効処理することにより達成される。
【００２７】
【発明の実施の形態】第１、２の発明を実施するには、
重量比にしてＣ：０．１０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０
３〜１．００％、Ｍｎ：３．００を超え４．５０％、Ｃ
ｒ：０．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００
％、Ａｌ：０．００２〜０．１００％、Ｖ：０．１５〜
１．００％、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％を含有
し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を 加熱温
度1150〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の
温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／
（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５
００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200
℃以下の温度まで冷却することで組織をマルテンサイト
率９０%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、
更にその後５００〜７００℃の温度にて時効処理を施す
ことにより、引張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又
は0.２％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐
力を引張り強さで除した値降伏比が０．９０以上、耐久
比が０．５０以上とする。このようにして得られた鋼材
およびその鍛造品は、十分な軽量化効果を得るまでに高
強度化することが可能であるとともに、歪みが少なく部
品の精度が確保でき、切削性も十分である。
重量比にしてＣ：０．１０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０
３〜１．００％、Ｍｎ：３．００を超え４．５０％、Ｃ
ｒ：０．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００
％、Ａｌ：０．００２〜０．１００％、Ｖ：０．１５〜
１．００％、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％を含有
し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を 加熱温
度1150〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の
温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／
（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５
００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200
℃以下の温度まで冷却することで組織をマルテンサイト
率９０%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、
更にその後５００〜７００℃の温度にて時効処理を施す
ことにより、引張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又
は0.２％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐
力を引張り強さで除した値降伏比が０．９０以上、耐久
比が０．５０以上とする。このようにして得られた鋼材
およびその鍛造品は、十分な軽量化効果を得るまでに高
強度化することが可能であるとともに、歪みが少なく部
品の精度が確保でき、切削性も十分である。
【００２８】第３、４の発明を実施するには、第１、２
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、Ti：0.01〜0.1
0%を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を
加熱温度1150〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜
500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、
４００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ
≦ １５００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）と
して200℃以下の温度まで冷却することで組織をマルテ
ンサイト率９０%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以
下とし、更にその後５００〜７００℃の温度にて時効処
理を施すことにより、引張り強さが１１００Mpa以上、
降伏点又は0.２％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は
０．２％耐力を引張り強さで除した値降伏比が０．９０
以上、耐久比が０．５０以上とする。このようにして得
られた鋼材およびその鍛造品は、十分な軽量化効果を得
るまでに高強度化することが可能であるとともに、歪み
が少なく部品の精度が確保でき、快削元素含有量を大幅
に増加させることなく、被削性を確保できる。
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、Ti：0.01〜0.1
0%を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を
加熱温度1150〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜
500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、
４００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ
≦ １５００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）と
して200℃以下の温度まで冷却することで組織をマルテ
ンサイト率９０%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以
下とし、更にその後５００〜７００℃の温度にて時効処
理を施すことにより、引張り強さが１１００Mpa以上、
降伏点又は0.２％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は
０．２％耐力を引張り強さで除した値降伏比が０．９０
以上、耐久比が０．５０以上とする。このようにして得
られた鋼材およびその鍛造品は、十分な軽量化効果を得
るまでに高強度化することが可能であるとともに、歪み
が少なく部品の精度が確保でき、快削元素含有量を大幅
に増加させることなく、被削性を確保できる。
【００２９】第５、６の発明を実施するには第１、２の
発明に記載の元素に加えて、重量%で、S：0.04〜0.12
%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜
0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種
以上を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼
を 加熱温度1150〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800
〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）
を、４００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦
ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ
%）として200℃以下の温度まで冷却することで組織をマ
ルテンサイト率９０%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μ
m以下とし、更にその後５００〜７００℃の温度にて時
効処理を施すことにより、引張り強さが１１００Mpa以
上、降伏点又は0.２％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉
は０．２％耐力を引張り強さで除した値降伏比が０．９
０以上、耐久比が０．５０以上とする。このようにして
得られた鋼材およびその鍛造品は、十分な軽量化効果を
得るまでに高強度化することが可能であるとともに、歪
みが少なく部品の精度が確保でき、快削元素含有量を大
幅に増加させることなく、被削性を確保できる。
発明に記載の元素に加えて、重量%で、S：0.04〜0.12
%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜
0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種
以上を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼
を 加熱温度1150〜1300℃にて熱間塑性加工を加え、800
〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）
を、４００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦
ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ
%）として200℃以下の温度まで冷却することで組織をマ
ルテンサイト率９０%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μ
m以下とし、更にその後５００〜７００℃の温度にて時
効処理を施すことにより、引張り強さが１１００Mpa以
上、降伏点又は0.２％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉
は０．２％耐力を引張り強さで除した値降伏比が０．９
０以上、耐久比が０．５０以上とする。このようにして
得られた鋼材およびその鍛造品は、十分な軽量化効果を
得るまでに高強度化することが可能であるとともに、歪
みが少なく部品の精度が確保でき、快削元素含有量を大
幅に増加させることなく、被削性を確保できる。
【００３０】第７、８の発明を実施するには、第１、２
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、Ti：0.01〜0.1
0%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30
%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001
〜0.10%から選択した1種または2種以上を含有し、残部
はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を、加熱温度1150〜
1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲
の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋
２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／
（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下
の温度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０
%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にそ
の後５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことに
より、引張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又は0.２
％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐力を引
張り強さで除した値降伏比が０．９０以上、耐久比が
０．５０以上とする。このようにして得られた鋼材およ
びその鍛造品は、十分な軽量化効果を得るまでに高強度
化することが可能であるとともに、歪みが少なく部品の
精度が確保でき、快削元素含有量を大幅に増加させるこ
となく、被削性を確保できる。
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、Ti：0.01〜0.1
0%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30
%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001
〜0.10%から選択した1種または2種以上を含有し、残部
はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を、加熱温度1150〜
1300℃にて熱間塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲
の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋
２Mn%＋０．５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／
（Ｃ％＋２Mn%＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下
の温度まで冷却することで組織をマルテンサイト率９０
%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にそ
の後５００〜７００℃の温度にて時効処理を施すことに
より、引張り強さが１１００Mpa以上、降伏点又は0.２
％耐力が９９０MPa以上、降伏点叉は０．２％耐力を引
張り強さで除した値降伏比が０．９０以上、耐久比が
０．５０以上とする。このようにして得られた鋼材およ
びその鍛造品は、十分な軽量化効果を得るまでに高強度
化することが可能であるとともに、歪みが少なく部品の
精度が確保でき、快削元素含有量を大幅に増加させるこ
となく、被削性を確保できる。
【００３１】
【実施例】以下に本発明の実施例について、比較鋼およ
び従来鋼との比較によって説明する。表１、２は、実施
例に用いた供試材の化学成分を示すものである。
び従来鋼との比較によって説明する。表１、２は、実施
例に用いた供試材の化学成分を示すものである。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】成分組成が表１からなる本発明鋼と表２か
らなる比較鋼（従来鋼を含む）のφ30圧延鋼材を、1200
℃加熱、1050℃鍛造の条件にて15mm厚の板材にプレス鍛
造した後、室温まで空冷処理あるいは弱ファン空冷を行
い、その後Ａ〜Ｔ鋼については600℃にて時効処理を行
い、Ｕ、Ｖ、Ｗ鋼については880℃にて焼入れ後580℃に
て焼戻し処理を行い、Ｘ鋼については鍛造後油冷のまま
として、引張試験、小野式回転曲げ疲労試験、ドリル穿
孔試験、ミクロ組織観察に用いた。なお、この場合の鍛
造後の空冷時における800〜500℃の温度範囲の平均冷却
速度は、空冷が70℃/min、弱ファン空冷が100℃/min で
あった。
らなる比較鋼（従来鋼を含む）のφ30圧延鋼材を、1200
℃加熱、1050℃鍛造の条件にて15mm厚の板材にプレス鍛
造した後、室温まで空冷処理あるいは弱ファン空冷を行
い、その後Ａ〜Ｔ鋼については600℃にて時効処理を行
い、Ｕ、Ｖ、Ｗ鋼については880℃にて焼入れ後580℃に
て焼戻し処理を行い、Ｘ鋼については鍛造後油冷のまま
として、引張試験、小野式回転曲げ疲労試験、ドリル穿
孔試験、ミクロ組織観察に用いた。なお、この場合の鍛
造後の空冷時における800〜500℃の温度範囲の平均冷却
速度は、空冷が70℃/min、弱ファン空冷が100℃/min で
あった。
【００３５】引張試験はJIS14A号試験片を作製して引張
速度1mm/secの条件で行い、0.2%耐力および引張強さを
測定した。小野式回転曲げ疲労試験は平行部φ8の平滑
試験片を作製して試験し、107回での疲労強度を求め、
これと引張強さとの比率をとった耐久比（＝107回疲労
強度／引張強さ）でもって評価した。ドリル穿孔試験
は、時効処理前、時効処理後のいずれの場合も、ドリル
がφ6mmのストレートシャンク、ドリルの材質はSKH51、
ドリル回転数は966rpm、潤滑油なし、荷重75kgの条件で
行い、測定した結果は従来鋼であるＷ鋼の穿孔距離を10
0とし、それぞれの穿孔距離を整数比で評価した。
速度1mm/secの条件で行い、0.2%耐力および引張強さを
測定した。小野式回転曲げ疲労試験は平行部φ8の平滑
試験片を作製して試験し、107回での疲労強度を求め、
これと引張強さとの比率をとった耐久比（＝107回疲労
強度／引張強さ）でもって評価した。ドリル穿孔試験
は、時効処理前、時効処理後のいずれの場合も、ドリル
がφ6mmのストレートシャンク、ドリルの材質はSKH51、
ドリル回転数は966rpm、潤滑油なし、荷重75kgの条件で
行い、測定した結果は従来鋼であるＷ鋼の穿孔距離を10
0とし、それぞれの穿孔距離を整数比で評価した。
【００３６】ミクロ組織観察については、前記引張試験
片の試験後のつかみ部を切断、研磨したものを試料とし
て用い、光学顕微鏡にて倍率400倍で観察し、マルテン
サイト率ならびに旧オーステナイト結晶粒径を測定した。歪み
については、表1に成分組成を示した本発明鋼と比較鋼
（従来鋼を含む）のφ30圧延鋼材を自動車エンジン部品
に30個鍛造した後、室温まで空冷処理あるいは弱ファン
空冷を行い、その後Ａ〜Ｔ鋼については600℃にて時効
処理を行い、Ｕ、Ｖ、Ｗ鋼については880℃にて焼入れ
後580℃にて焼戻し処理を行い、Ｘ鋼については鍛造後
油冷のままとして、寸法交差を外れた個数を示した。
片の試験後のつかみ部を切断、研磨したものを試料とし
て用い、光学顕微鏡にて倍率400倍で観察し、マルテン
サイト率ならびに旧オーステナイト結晶粒径を測定した。歪み
については、表1に成分組成を示した本発明鋼と比較鋼
（従来鋼を含む）のφ30圧延鋼材を自動車エンジン部品
に30個鍛造した後、室温まで空冷処理あるいは弱ファン
空冷を行い、その後Ａ〜Ｔ鋼については600℃にて時効
処理を行い、Ｕ、Ｖ、Ｗ鋼については880℃にて焼入れ
後580℃にて焼戻し処理を行い、Ｘ鋼については鍛造後
油冷のままとして、寸法交差を外れた個数を示した。
【００３７】各種試験評価結果を本発明鋼について表
３、比較鋼（従来鋼を含む）についてを表４に示す。
３、比較鋼（従来鋼を含む）についてを表４に示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】ここに示すように、本発明鋼であるＡ〜Ｎ
鋼はいずれもマルテンサイト率は90%以上、旧オーステナイト粒
径は65μm以下であって、請求範囲に該当するマルテンサイト率
90%以上、旧オーステナイト粒径80μm以下を十分に満足してお
り、また時効処理後の0.2%耐力はいずれも1030MPa以上
あって、請求範囲に該当する990MPa以上を十分に満足し
ている。また耐久比についても0.50以上と優れた値を示
し、ト゛リル穿孔性についてはいずれも従来鋼であるＷ鋼よ
りも優れていることが確認された。
鋼はいずれもマルテンサイト率は90%以上、旧オーステナイト粒
径は65μm以下であって、請求範囲に該当するマルテンサイト率
90%以上、旧オーステナイト粒径80μm以下を十分に満足してお
り、また時効処理後の0.2%耐力はいずれも1030MPa以上
あって、請求範囲に該当する990MPa以上を十分に満足し
ている。また耐久比についても0.50以上と優れた値を示
し、ト゛リル穿孔性についてはいずれも従来鋼であるＷ鋼よ
りも優れていることが確認された。
【００４１】これに対して比較鋼のＯ鋼は、C量が本特
許請求範囲よりも低いためにマルテンサイト率が低く、
引張強さ1100MPa未満、0.2%耐力が990MPa未満である。
またＱ鋼は逆にC量が本特許請求範囲よりも高いため
に、耐久比が0.9未満である。比較鋼のＰ鋼について
は、Mn量が低いため、降伏比が0.9未満であり、Ｒ鋼はM
n量が高いため、マルテンサイト率が90%未満であるとともに降
伏比が0.9未満である。また従来鋼であるＳ鋼およびＴ
鋼はヘ゛イナイト＋マルテンサイト型の従来の焼入省略鋼であり、い
ずれも降伏比が0.9未満である。Ｕ、Ｖ、Ｗ鋼はそれぞ
れＪＩＳに規定されているＳ４８Ｃ、ＳＣｒ４４０、Ｓ
ＣＭ４４０に相当する鋼であり、焼入焼もどし処理を付
与しても、降伏比は0.9未満であり、歪みも大きく悪
い。X鋼は低Ｃ含有量で鍛造後極めて速い冷却速度で冷
却し、時効を実施せずに使用されているが、降伏比は0.
9未満である。
許請求範囲よりも低いためにマルテンサイト率が低く、
引張強さ1100MPa未満、0.2%耐力が990MPa未満である。
またＱ鋼は逆にC量が本特許請求範囲よりも高いため
に、耐久比が0.9未満である。比較鋼のＰ鋼について
は、Mn量が低いため、降伏比が0.9未満であり、Ｒ鋼はM
n量が高いため、マルテンサイト率が90%未満であるとともに降
伏比が0.9未満である。また従来鋼であるＳ鋼およびＴ
鋼はヘ゛イナイト＋マルテンサイト型の従来の焼入省略鋼であり、い
ずれも降伏比が0.9未満である。Ｕ、Ｖ、Ｗ鋼はそれぞ
れＪＩＳに規定されているＳ４８Ｃ、ＳＣｒ４４０、Ｓ
ＣＭ４４０に相当する鋼であり、焼入焼もどし処理を付
与しても、降伏比は0.9未満であり、歪みも大きく悪
い。X鋼は低Ｃ含有量で鍛造後極めて速い冷却速度で冷
却し、時効を実施せずに使用されているが、降伏比は0.
9未満である。
【００４２】次に製造条件の影響、すなわち鍛造加熱温
度，鍛造後の冷却条件，時効処理温度の変化による影響
を調査した実施例を示す。表１に示す鋼のうち、本発明
対象鋼であるＡ，Ｄ，Ｈ，Ｌ鋼について、一部はφ30mm
圧延丸棒を1050、1170、1200、1270、1350℃の各温度に
加熱した後15mm厚の板材に鍛造した。その後の冷却条件
を炉冷、空冷、弱ファン冷却、強ファン冷却、円筒型フ
ァン空冷、油冷と変化させ、さらにその後の時効処理温
度を、450、520、600、680、750℃の５条件で行い、引
張試験、ドリル穿孔試験ミクロ組織観察に用いた。な
お、この場合の鍛造後の800〜500℃の温度範囲の平均冷
却速度は、炉冷が5℃/min 、空冷が70℃/min、弱ファン
冷却が100℃/min、強ファン冷却が135℃/min、円筒型フ
ァン空冷250℃/minであった。また試験条件について
は、前記の試験条件と同様である。
度，鍛造後の冷却条件，時効処理温度の変化による影響
を調査した実施例を示す。表１に示す鋼のうち、本発明
対象鋼であるＡ，Ｄ，Ｈ，Ｌ鋼について、一部はφ30mm
圧延丸棒を1050、1170、1200、1270、1350℃の各温度に
加熱した後15mm厚の板材に鍛造した。その後の冷却条件
を炉冷、空冷、弱ファン冷却、強ファン冷却、円筒型フ
ァン空冷、油冷と変化させ、さらにその後の時効処理温
度を、450、520、600、680、750℃の５条件で行い、引
張試験、ドリル穿孔試験ミクロ組織観察に用いた。な
お、この場合の鍛造後の800〜500℃の温度範囲の平均冷
却速度は、炉冷が5℃/min 、空冷が70℃/min、弱ファン
冷却が100℃/min、強ファン冷却が135℃/min、円筒型フ
ァン空冷250℃/minであった。また試験条件について
は、前記の試験条件と同様である。
【００４３】各種試験評価結果を本発明鋼について表
５、比較例について表６に示す。
５、比較例について表６に示す。
【００４４】
【表５】
【００４５】
【表６】
【００４６】No.1〜17の本発明範囲においては、鋼種や
製造条件が変化しても、マルテンサイト率90%以上，旧オーステナイト
結晶粒径80μm以下，引張強さ1100MPa以上、0.2%耐力99
0MPa以上、降伏比0.9以上、耐久比0.5以上の全てを満足
するとともに、ト゛リル穿孔性についても目標より優れてい
ることが確認された。これに対してNo.18〜29の比較例
の結果から、化学成分が本特許請求範囲内であっても、
鍛造加熱温度，鍛造後の冷却条件，時効処理温度の製造
条件の内、いずれか１項目でも満足しない場合には、前
記特性が得られなくなることが明らかとなった。
製造条件が変化しても、マルテンサイト率90%以上，旧オーステナイト
結晶粒径80μm以下，引張強さ1100MPa以上、0.2%耐力99
0MPa以上、降伏比0.9以上、耐久比0.5以上の全てを満足
するとともに、ト゛リル穿孔性についても目標より優れてい
ることが確認された。これに対してNo.18〜29の比較例
の結果から、化学成分が本特許請求範囲内であっても、
鍛造加熱温度，鍛造後の冷却条件，時効処理温度の製造
条件の内、いずれか１項目でも満足しない場合には、前
記特性が得られなくなることが明らかとなった。
【００４７】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明は
船舶、建設機械、自動車のエンジンのクランクシャフ
ト、コネクティングロッド、構造部品である各種アーム
類、油圧部品のように、高い強度と高い降伏比を必要と
する部品に最適な、熱間鍛造用時効硬化型マルテンサイ
ト鋼およびその鍛造品の製造方法を提供するものであ
り、鋼材部品の軽量化を可能とする。
船舶、建設機械、自動車のエンジンのクランクシャフ
ト、コネクティングロッド、構造部品である各種アーム
類、油圧部品のように、高い強度と高い降伏比を必要と
する部品に最適な、熱間鍛造用時効硬化型マルテンサイ
ト鋼およびその鍛造品の製造方法を提供するものであ
り、鋼材部品の軽量化を可能とする。
Claims (8)
- 【請求項１】 化学組成が重量比にしてC:0.10〜0.45
%、Si:0.03〜1.00%、Mn:3.00を超え4.50%、Cr:0.50〜2.
00%、Mo:0.05〜1.00%、Al:0.002〜0.100%、V:0.15〜1.0
0%、N:0.0080〜0.0200％を含有し、残部はＦｅと不可避
的不純物から成る鋼を 加熱温度1150〜1300℃にて熱間
塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速
度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．
５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ％＋２Mn%
＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下の温度まで冷却
することで組織をマルテンサイト率９０%以上でかつ旧オ
ーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後５００〜７
００℃の温度にて時効処理を施すことにより、引張り強
さが1100Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力が990MPa以
上、降伏点叉は0.2％耐力を引張り強さで除した値降伏
比が0.90以上、耐久比が0.50以上とすることを特徴とす
る空冷マルテンサイト鋼。 - 【請求項２】 化学組成が重量比にしてC:0.10〜0.45
%、Si:0.03〜1.00%、Mn:3.00を超え4.50%、Cr:0.50〜2.
00%、Mo:0.05〜1.00%、Al:0.002〜0.100%、V:0.15〜1.0
0%、N:0.0080〜0.0200％を含有し、残部はＦｅと不可避
的不純物から成る鋼を 加熱温度1150〜1300℃にて熱間
塑性加工を加え、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速
度：ＣＶ（℃/min）を、４００／（Ｃ％＋２Mn%＋０．
５Cr%＋Ｍｏ%） ≦ ＣＶ ≦ １５００／（Ｃ％＋２Mn%
＋０．５Cr%＋ Ｍｏ%）として200℃以下の温度まで冷却
することで組織をマルテンサイト率９０%以上でかつ旧オ
ーステナイト結晶粒径80μm以下とし、更にその後５００〜７
００℃の温度にて時効処理を施すことにより、引張り強
さが1100Mpa以上、降伏点又は0.２％耐力が990MPa以
上、降伏点叉は0.2％耐力を引張り強さで除した値降伏
比が0.90以上、耐久比が0.50以上とすることを特徴とす
る空冷マルテンサイト鋼の製造方法。 - 【請求項３】 化学組成が重量比にしてTi：0.01〜0.
10%を含有することを特徴とする請求鋼１に記載の空冷
マルテンサイト鋼。 - 【請求項４】 化学組成が重量比にしてTi：0.01〜0.
10%を含有することを特徴とする請求鋼２に記載の空冷
マルテンサイト鋼の製造方法。 - 【請求項５】 化学組成が重量比にしてS：0.04〜0.1
2%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005
〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2
種以上を含有することを特徴とする請求鋼１に記載の空
冷マルテンサイト鋼。 - 【請求項６】 化学組成が重量比にしてS：0.04〜0.1
2%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005
〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2
種以上を含有することを特徴とする請求鋼２に記載の空
冷マルテンサイト鋼の製造方法。 - 【請求項７】 化学組成が重量比にしてTi：0.01〜0.
10%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30
%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、REM：0.001
〜0.10%から選択した1種または2種以上を含有すること
を特徴とする請求鋼１に記載の空冷マルテンサイト鋼。 - 【請求項８】 化学組成が重量比にしてTi：0.01〜0.
10%を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30
%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、REM：0.001
〜0.10%から選択した1種または2種以上を含有すること
を特徴とする請求鋼２に記載の空冷マルテンサイト鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18902298A JP2000017377A (ja) | 1998-07-03 | 1998-07-03 | 空冷マルテンサイト鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18902298A JP2000017377A (ja) | 1998-07-03 | 1998-07-03 | 空冷マルテンサイト鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000017377A true JP2000017377A (ja) | 2000-01-18 |
Family
ID=16234001
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18902298A Pending JP2000017377A (ja) | 1998-07-03 | 1998-07-03 | 空冷マルテンサイト鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000017377A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003226932A (ja) * | 2002-02-01 | 2003-08-15 | Nkk Bars & Shapes Co Ltd | 快削鋼 |
| WO2012091346A3 (en) * | 2010-12-27 | 2012-10-04 | Posco | Method of manufacturing multi physical properties part |
| CN104749045A (zh) * | 2015-04-03 | 2015-07-01 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种检测盘条钢筋真实力学性能的人工时效方法 |
-
1998
- 1998-07-03 JP JP18902298A patent/JP2000017377A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003226932A (ja) * | 2002-02-01 | 2003-08-15 | Nkk Bars & Shapes Co Ltd | 快削鋼 |
| WO2012091346A3 (en) * | 2010-12-27 | 2012-10-04 | Posco | Method of manufacturing multi physical properties part |
| KR101253838B1 (ko) * | 2010-12-27 | 2013-04-12 | 주식회사 포스코 | 이물성 부품의 제조방법 |
| CN103209780A (zh) * | 2010-12-27 | 2013-07-17 | Posco公司 | 制造多重物理特性部件的方法 |
| JP2014503360A (ja) * | 2010-12-27 | 2014-02-13 | ポスコ | 異物性部品の製造方法 |
| US9394578B2 (en) | 2010-12-27 | 2016-07-19 | Posco | Method of manufacturing multi physical properties part |
| CN104749045A (zh) * | 2015-04-03 | 2015-07-01 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种检测盘条钢筋真实力学性能的人工时效方法 |
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