JP2001073084A - 亜熱間温度領域での加工に適した非調質鋼 - Google Patents
亜熱間温度領域での加工に適した非調質鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ７００〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造な
どの加工をする際に、加工による割れ、例えば鍛造割れ
を起こさない鋼材を提供する。 【解決手段】 鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１
５ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ
系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の
等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まな
い鋼であって、図１の（ａ）に見られるように、７００
〜１０００℃での亜熱間領域での加工において鍛造割れ
などが発生することのない非調質鋼である。
どの加工をする際に、加工による割れ、例えば鍛造割れ
を起こさない鋼材を提供する。 【解決手段】 鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１
５ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ
系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の
等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まな
い鋼であって、図１の（ａ）に見られるように、７００
〜１０００℃での亜熱間領域での加工において鍛造割れ
などが発生することのない非調質鋼である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高速プレスによる
鍛造、特に７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造
において鍛造割れを起こすことのない加工性に優れた
鋼、特に非調質鋼に関するものである。
鍛造、特に７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造
において鍛造割れを起こすことのない加工性に優れた
鋼、特に非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車の足回り部品やコネクティ
ングロッドなどは熱間鍛造により製造される。そしてこ
れらの足回り部品やコンロッドなどの用材として非調質
鋼が使用されてきた。ところで、近年熱間鍛造におい
て、鍛造スピード向上を目的として従来の縦型プレスに
代えて高速プレスすなわち高速横型プレスの採用が広ま
っている。そして、これらの高速プレスでは、高位の生
産性を保つために従来のプレスに比べて、例えば、冷却
能の高い離型剤を使用するなどして、金型冷却を徹底的
に行っている。この結果、鍛造温度は７００〜１０００
℃の亜熱間で行われている。
ングロッドなどは熱間鍛造により製造される。そしてこ
れらの足回り部品やコンロッドなどの用材として非調質
鋼が使用されてきた。ところで、近年熱間鍛造におい
て、鍛造スピード向上を目的として従来の縦型プレスに
代えて高速プレスすなわち高速横型プレスの採用が広ま
っている。そして、これらの高速プレスでは、高位の生
産性を保つために従来のプレスに比べて、例えば、冷却
能の高い離型剤を使用するなどして、金型冷却を徹底的
に行っている。この結果、鍛造温度は７００〜１０００
℃の亜熱間で行われている。
【０００３】ところで、鍛造では必ずといっていいほど
金型同志のクリアランスがあり、従ってバリが発生す
る。そして高速プレスでは、上記のとおり金型冷却が徹
底されているので、発生したバリが急激に冷却されるた
めに変形能が悪くなり、このため鍛造割れが発生する傾
向がある。さらに鋼材は鍛造温度が、例えば７００〜１
０００℃の亜熱間などのように、低くなればなるほど変
形能が低下することも良く知られている事柄である。ま
た、非調質鋼はＪＩＳ規格鋼に比べてより多くの合金元
素を含むため、一層に変形能が悪化する。さらに、鋼材
の圧延方向に対して垂直に据込む鍛造では、張出部に鍛
造割れを生じる傾向がある。
金型同志のクリアランスがあり、従ってバリが発生す
る。そして高速プレスでは、上記のとおり金型冷却が徹
底されているので、発生したバリが急激に冷却されるた
めに変形能が悪くなり、このため鍛造割れが発生する傾
向がある。さらに鋼材は鍛造温度が、例えば７００〜１
０００℃の亜熱間などのように、低くなればなるほど変
形能が低下することも良く知られている事柄である。ま
た、非調質鋼はＪＩＳ規格鋼に比べてより多くの合金元
素を含むため、一層に変形能が悪化する。さらに、鋼材
の圧延方向に対して垂直に据込む鍛造では、張出部に鍛
造割れを生じる傾向がある。
【０００４】上記の鍛造割れを低減する方法として、
（１）金型のクリアランスからバリを出さないようにす
ること、（２）７００〜１０００℃の亜熱間領域で鍛造
割れを起こさない鋼材の使用が考えられるが、（１）の
ためには金型のクリアランスをゼロにする必要がある
が、金型のクリアランスをゼロにすることは現実的には
不可能である。（２）に適する鋼材はいまだ開発されて
いない。
（１）金型のクリアランスからバリを出さないようにす
ること、（２）７００〜１０００℃の亜熱間領域で鍛造
割れを起こさない鋼材の使用が考えられるが、（１）の
ためには金型のクリアランスをゼロにする必要がある
が、金型のクリアランスをゼロにすることは現実的には
不可能である。（２）に適する鋼材はいまだ開発されて
いない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、上述の７００〜１０００℃の亜熱間領域で
の鍛造などの加工をする際に、加工による割れ、例えば
鍛造割れを起こさない鋼材を提供することである。
する課題は、上述の７００〜１０００℃の亜熱間領域で
の鍛造などの加工をする際に、加工による割れ、例えば
鍛造割れを起こさない鋼材を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは鍛造割れの要
因を追求したところ、それは（１）鋼材自身の変形能に
起因するものと、（２）鋼材中の介在物を起点とした割
れに起因するものとにある。そして、割れに対する影響
は特に後者の（２）の影響が大きいことを知見した。と
ころで介在物には硫化物系介在物や酸化物系介在物が知
られているが、前者は切削性を改善させるものであり、
また後者に比べ変形能が高いことも知られていることか
ら、鍛造割れを改善するには後者を低減させることが有
効な手段と考えた。
因を追求したところ、それは（１）鋼材自身の変形能に
起因するものと、（２）鋼材中の介在物を起点とした割
れに起因するものとにある。そして、割れに対する影響
は特に後者の（２）の影響が大きいことを知見した。と
ころで介在物には硫化物系介在物や酸化物系介在物が知
られているが、前者は切削性を改善させるものであり、
また後者に比べ変形能が高いことも知られていることか
ら、鍛造割れを改善するには後者を低減させることが有
効な手段と考えた。
【０００７】そこで、上記の課題を解決するための本発
明の手段は、請求項１の発明では、鋼成分に含まれる酸
素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐ
ｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚
型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級
０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼
であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間
加工性に優れる非調質鋼である。
明の手段は、請求項１の発明では、鋼成分に含まれる酸
素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐ
ｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚
型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級
０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼
であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間
加工性に優れる非調質鋼である。
【０００８】請求項２の発明では、重量割合で、Ｃ：
０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％、Ｃｒ：≦
２．０％、Ｍｏ：≦１．０％を含有し、さらにＶ：≦
０．５０％、Ｎｂ：≦０．５０％のうち１種又は２種を
含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分、
即ち非調質鋼成分からなり、鋼成分に含まれる酸素量が
重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下
であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈ
ｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５
が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼である
ことを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間加工性
に優れる非調質鋼である。
０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％、Ｃｒ：≦
２．０％、Ｍｏ：≦１．０％を含有し、さらにＶ：≦
０．５０％、Ｎｂ：≦０．５０％のうち１種又は２種を
含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分、
即ち非調質鋼成分からなり、鋼成分に含まれる酸素量が
重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下
であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈ
ｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５
が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼である
ことを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間加工性
に優れる非調質鋼である。
【０００９】請求項３の発明では、請求項２の手段にお
ける鋼成分に加えて、重量割合で、Ｐｂ：≦０．４０
％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍのうち１
種又は２種以上を含有する鋼成分からなり、かつ、鋼成
分に含まれる酸素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ま
しくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法に
おいて、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物
系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以
上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１００
０℃での亜熱間加工性に優れる非調質鋼である。
ける鋼成分に加えて、重量割合で、Ｐｂ：≦０．４０
％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍのうち１
種又は２種以上を含有する鋼成分からなり、かつ、鋼成
分に含まれる酸素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ま
しくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法に
おいて、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物
系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以
上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１００
０℃での亜熱間加工性に優れる非調質鋼である。
【００１０】ここで、ＡＳＴＭ−Ｄ法の介在物の等級付
けについて説明する。表１に示すようにＡＳＴＭ−Ｄ法
は介在物の幅を薄型（Ｔｈｉｎ）と厚型（Ｈｅａｖｙ）
に区別し、ＡないしＣ系介在物では１視野中に確認され
る介在物の総長さにより等級付けし、Ｄ系酸化物系介在
物では１視野中に確認される介在物の数によって等級付
けする。これは顕微鏡にて確認される視野において、表
２に示す等級付けをおこない。視野が重ならないように
して総視野面積１８０．５ｍｍ2で評価するものであ
る。
けについて説明する。表１に示すようにＡＳＴＭ−Ｄ法
は介在物の幅を薄型（Ｔｈｉｎ）と厚型（Ｈｅａｖｙ）
に区別し、ＡないしＣ系介在物では１視野中に確認され
る介在物の総長さにより等級付けし、Ｄ系酸化物系介在
物では１視野中に確認される介在物の数によって等級付
けする。これは顕微鏡にて確認される視野において、表
２に示す等級付けをおこない。視野が重ならないように
して総視野面積１８０．５ｍｍ2で評価するものであ
る。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】次いで、本発明における鋼成分について説
明する。なお％は重量割合で示している。
明する。なお％は重量割合で示している。
【００１４】Ｃ：０．１〜０．６％ Ｃは、パーライト量を増大させて鍛造品の強度を高める
のに必須の元素であり、少なくとも０．１％を必要とす
る。しかし、０．６％を超えて存在すると靱性を低下さ
せ加工性が悪くなるので、０．１〜０．６％とする。
のに必須の元素であり、少なくとも０．１％を必要とす
る。しかし、０．６％を超えて存在すると靱性を低下さ
せ加工性が悪くなるので、０．１〜０．６％とする。
【００１５】Ｓｉ：０．０５〜２．００％ Ｓｉは、溶製時の脱酸剤であるが、鍛造、放冷後のフェ
ライトを強化する元素であり、少なすぎるとその効果が
なく、Ｓｉの過度の含有は靱性および靱性を劣化するの
で、０．０５〜２．００％以下とする。
ライトを強化する元素であり、少なすぎるとその効果が
なく、Ｓｉの過度の含有は靱性および靱性を劣化するの
で、０．０５〜２．００％以下とする。
【００１６】Ｍｎ：０．３〜２．５ Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼の脱酸効果のため必然的に含有
するが、鍛造品の強度及び靱性を確保する元素である。
少なすぎるとその効果はなく、過度の含有は被削性を低
下させ、靱性を逆に低下させ加工性を劣化するので、
０．３〜２．５％以下とする。
するが、鍛造品の強度及び靱性を確保する元素である。
少なすぎるとその効果はなく、過度の含有は被削性を低
下させ、靱性を逆に低下させ加工性を劣化するので、
０．３〜２．５％以下とする。
【００１７】Ｓ：≦０．１５％ Ｓは、切削性を改善し、ＭｎＳを生成し、鍛造後の冷却
時のフェライトの核生成を促進して組織を微細化し、靱
性を向上させる元素である。しかし、多すぎると靱性が
極度に低下し、疲労強度も低下するので、上限を０．１
５％とする。
時のフェライトの核生成を促進して組織を微細化し、靱
性を向上させる元素である。しかし、多すぎると靱性が
極度に低下し、疲労強度も低下するので、上限を０．１
５％とする。
【００１８】Ｃｒ：≦２．０％ Ｃｒは、鍛造品の強度を増し、靱性を向上させる元素で
あるが、多すぎると疲労強度と靱性を低下させるので上
限を２．０％とする。
あるが、多すぎると疲労強度と靱性を低下させるので上
限を２．０％とする。
【００１９】Ｍｏ：≦１．０％ Ｍｏは、Ｃｒと同様に焼入性確保し鍛造品の強度を増す
ために必要な元素であるが多すぎるとその効果は飽和
し、コストを増大するので、上限を１．０％とする。
ために必要な元素であるが多すぎるとその効果は飽和
し、コストを増大するので、上限を１．０％とする。
【００２０】Ｖ：≦０．５０％ Ｖは、鋼中に固溶し、鍛造後の冷却時に炭窒化物を形成
して強度および靱性を確保するのに必要な元素である
が、多すぎると効果は飽和し、コストアップとなるので
上限を０．５０％とする。
して強度および靱性を確保するのに必要な元素である
が、多すぎると効果は飽和し、コストアップとなるので
上限を０．５０％とする。
【００２１】Ｎｂ：≦０．５０％ Ｎｂは、鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制す
る元素であり、靱性を向上させる。しかし多すぎてもそ
の効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５
０％とする。
る元素であり、靱性を向上させる。しかし多すぎてもそ
の効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５
０％とする。
【００２２】Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０
％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍ Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａは、いずれも快削性を向上させる元素
である。しかしこれらの元素を過多に添加してもその効
果は増大しない。そこでそれぞれの上限をＰｂは０．４
０％、Ｂｉは０．１０％、Ｃａは６０ｐｐｍとして１種
または２種以上を選択的に添加するものとする。
％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍ Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａは、いずれも快削性を向上させる元素
である。しかしこれらの元素を過多に添加してもその効
果は増大しない。そこでそれぞれの上限をＰｂは０．４
０％、Ｂｉは０．１０％、Ｃａは６０ｐｐｍとして１種
または２種以上を選択的に添加するものとする。
【００２３】Ｏ：１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐ
ｍ以下 非調質鋼は、切削性を確保するためにＳあるいはＰｂな
どを添加しており、一般に、熱間加工性を向上させるた
めにＳ含有量は規格下限を狙っているが、本発明では、
鋼中の全酸素量を１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐ
ｍ以下として酸化物系介在物を極限まで低下させるもの
であり、かくすることにより亜熱間温度領域での脆性割
れを防止する。即ち、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚
型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の球状酸化物からなる酸
化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．
０以上を含まない鋼とする。
ｍ以下 非調質鋼は、切削性を確保するためにＳあるいはＰｂな
どを添加しており、一般に、熱間加工性を向上させるた
めにＳ含有量は規格下限を狙っているが、本発明では、
鋼中の全酸素量を１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐ
ｍ以下として酸化物系介在物を極限まで低下させるもの
であり、かくすることにより亜熱間温度領域での脆性割
れを防止する。即ち、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚
型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の球状酸化物からなる酸
化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．
０以上を含まない鋼とする。
【００２４】上記したとおり、硫化物系介在物は切削性
を改善させるものであり、また酸化物系介在物に比べ変
形能が高いので、鍛造割れを改善するには酸化物系介在
物を低減させることが有効な手段である。特に、亜熱間
領域での鍛造では、高い加工性を実現するためには、た
だ単にＯ量を低減することではなく、鋼中に存在するあ
る大きさ以上の酸化物系介在物の数を制限するものであ
る。
を改善させるものであり、また酸化物系介在物に比べ変
形能が高いので、鍛造割れを改善するには酸化物系介在
物を低減させることが有効な手段である。特に、亜熱間
領域での鍛造では、高い加工性を実現するためには、た
だ単にＯ量を低減することではなく、鋼中に存在するあ
る大きさ以上の酸化物系介在物の数を制限するものであ
る。
【００２５】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を、発明鋼お
よび比較として従来鋼を対比する実施例により説明す
る。本発明の発明鋼１〜２は電気炉で溶製し、炉外精錬
（ＬＦ）を行い、次いで真空脱ガス（ＲＨ）により精錬
して得た溶鋼を連続鋳造して鋼鋳片を製造した。その際
にＬＦ−ＲＨ時間、耐火物の種類、鋳造温度を変化させ
ることにより、トータル酸素量および酸化物系介在物の
大きさをコントロールした。
よび比較として従来鋼を対比する実施例により説明す
る。本発明の発明鋼１〜２は電気炉で溶製し、炉外精錬
（ＬＦ）を行い、次いで真空脱ガス（ＲＨ）により精錬
して得た溶鋼を連続鋳造して鋼鋳片を製造した。その際
にＬＦ−ＲＨ時間、耐火物の種類、鋳造温度を変化させ
ることにより、トータル酸素量および酸化物系介在物の
大きさをコントロールした。
【００２６】
【実施例】上記で得られた鋼鋳片から分解圧延して得た
本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼をそれぞれφ８
ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試験片を
７００〜１０００℃にそれぞれ保持し、８０％据込加工
して、側面の割れの有無を調査した。
本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼をそれぞれφ８
ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試験片を
７００〜１０００℃にそれぞれ保持し、８０％据込加工
して、側面の割れの有無を調査した。
【００２７】表３に本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜
５鋼の各鋼成分および酸化物系介在物のＡＳＴＭ−Ｄ法
による等級番号及びＤ（Ｈｅａｖｙ）の数を示す。発明
鋼１はトータル酸素が６ｐｐｍで、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖ
ｙ）の等級０．５および等級１．０が共に０であり、発
明鋼２はトータル酸素が１０ｐｐｍで、等級０．５が３
で、等級１．０が０である。これに対し従来鋼３はトー
タル酸素が１６ｐｐｍで、等級０．５が４で、等級１．
０が０であり、従来鋼４はトータル酸素が１８ｐｐｍ
で、等級０．５が１で、等級１．０が０であり、従来鋼
５はトータル酸素が１１ｐｐｍで、等級０．５が２で、
等級１．０が１である。
５鋼の各鋼成分および酸化物系介在物のＡＳＴＭ−Ｄ法
による等級番号及びＤ（Ｈｅａｖｙ）の数を示す。発明
鋼１はトータル酸素が６ｐｐｍで、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖ
ｙ）の等級０．５および等級１．０が共に０であり、発
明鋼２はトータル酸素が１０ｐｐｍで、等級０．５が３
で、等級１．０が０である。これに対し従来鋼３はトー
タル酸素が１６ｐｐｍで、等級０．５が４で、等級１．
０が０であり、従来鋼４はトータル酸素が１８ｐｐｍ
で、等級０．５が１で、等級１．０が０であり、従来鋼
５はトータル酸素が１１ｐｐｍで、等級０．５が２で、
等級１．０が１である。
【００２８】
【表３】
【００２９】表４に本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜
５鋼の８０％据込加工における加工温度と側面の割れと
の関係を割れ頻度（％；割れの個数／試験数：ｎ＝２
０）により示す。発明鋼１は７００℃で割れ頻度５％で
あるが、７５０〜１０００℃では０％である。発明鋼２
は７００℃で割れ頻度２０％で、７５０℃で割れ頻度５
％であるが、８００〜１０００℃では０％である。これ
らに対し、従来鋼３〜５では、７００℃及び７５０℃で
は割れ頻度は全ての従来鋼で１００％であり、８００〜
１０００℃でも全ての従来鋼で高い割れ頻度を示した。
５鋼の８０％据込加工における加工温度と側面の割れと
の関係を割れ頻度（％；割れの個数／試験数：ｎ＝２
０）により示す。発明鋼１は７００℃で割れ頻度５％で
あるが、７５０〜１０００℃では０％である。発明鋼２
は７００℃で割れ頻度２０％で、７５０℃で割れ頻度５
％であるが、８００〜１０００℃では０％である。これ
らに対し、従来鋼３〜５では、７００℃及び７５０℃で
は割れ頻度は全ての従来鋼で１００％であり、８００〜
１０００℃でも全ての従来鋼で高い割れ頻度を示した。
【００３０】
【表４】
【００３１】上記の表４の結果を表３に対応することに
より、酸素量１０ｐｐｍ以下、かつＡＳＴＭ−Ｄ法にお
けるＤ（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が３以下であれば、
７００℃〜１０００℃の鍛造割れが本発明の発明鋼が従
来鋼に比して大幅に改善されていることが認められる。
なお、等級１．０以上を含む場合は必然的に割れ頻度が
高くなるのは容易に推察できる。
より、酸素量１０ｐｐｍ以下、かつＡＳＴＭ−Ｄ法にお
けるＤ（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が３以下であれば、
７００℃〜１０００℃の鍛造割れが本発明の発明鋼が従
来鋼に比して大幅に改善されていることが認められる。
なお、等級１．０以上を含む場合は必然的に割れ頻度が
高くなるのは容易に推察できる。
【００３２】表５に示す本発明鋼の(a) と従来鋼の(b)
をφ８ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試
験片を試験温度８００℃、９００℃、１０００℃、１１
００℃に保持して８０％据込加工して、側面の割れ発生
状況を模式的に描いて図１に示す。図１において、本発
明鋼の(a) は鍛造割れを殆ど発生していないが、従来鋼
の(b) は、８００〜１０００℃で鍛造割れが発生してい
ることが判る。
をφ８ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試
験片を試験温度８００℃、９００℃、１０００℃、１１
００℃に保持して８０％据込加工して、側面の割れ発生
状況を模式的に描いて図１に示す。図１において、本発
明鋼の(a) は鍛造割れを殆ど発生していないが、従来鋼
の(b) は、８００〜１０００℃で鍛造割れが発生してい
ることが判る。
【００３３】
【表５】
【００３４】
【発明の効果】以上に説明したとおり、本発明は、鋼中
に含まれる全酸素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ま
しくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法に
おいてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系
介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上
を含まない鋼であるならば、７００℃〜１０００℃の亜
熱間領域での鍛造で、鍛造割れを起こす頻度が極めて低
いので、縦型プレスに比し金型冷却を徹底的に行って高
速プレスする高速横型プレスの７００℃〜１０００℃の
亜熱間領域での鍛造に適用でき、従って、自動車のロア
アームやハブなどの足回り部品その他の多種多用の製品
を高品位かつ高速で製造することができるなど、従来に
ない優れた効果を奏する。
に含まれる全酸素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満、好ま
しくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法に
おいてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系
介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上
を含まない鋼であるならば、７００℃〜１０００℃の亜
熱間領域での鍛造で、鍛造割れを起こす頻度が極めて低
いので、縦型プレスに比し金型冷却を徹底的に行って高
速プレスする高速横型プレスの７００℃〜１０００℃の
亜熱間領域での鍛造に適用でき、従って、自動車のロア
アームやハブなどの足回り部品その他の多種多用の製品
を高品位かつ高速で製造することができるなど、従来に
ない優れた効果を奏する。
【図１】表５に示す本発明鋼の（ａ）と従来鋼の（ｂ）
の８００〜１１００℃での据込加工による鍛造割れを模
式的に示す図である。
の８００〜１１００℃での据込加工による鍛造割れを模
式的に示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１
５ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ
系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の
等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まな
い鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜
熱間加工性に優れる非調質鋼。 - 【請求項２】 重量割合で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓ
ｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｓ：≦０．１５％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０
％を含有し、さらにＶ：≦０．５０％、Ｎｂ：≦０．５
０％のうち１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不
可避不純物である鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれ
る全酸素量が重量割合で１５ｐｐｍ未満であり、かつ、
ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８
μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、か
つ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とす
る７００〜１０００℃での亜熱間加工性に優れる非調質
鋼。 - 【請求項３】 請求項２に記載の鋼成分に加えて、重量
割合で、Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃ
ａ：≦６０ｐｐｍのうち１種又は２種以上を含有する鋼
成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割
合で１５ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法にお
いて、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系
介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上
を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００
℃での亜熱間加工性に優れる非調質鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24805999A JP3708376B2 (ja) | 1999-09-01 | 1999-09-01 | 亜熱間温度領域での加工に適した非調質鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24805999A JP3708376B2 (ja) | 1999-09-01 | 1999-09-01 | 亜熱間温度領域での加工に適した非調質鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001073084A true JP2001073084A (ja) | 2001-03-21 |
| JP3708376B2 JP3708376B2 (ja) | 2005-10-19 |
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| JP24805999A Expired - Fee Related JP3708376B2 (ja) | 1999-09-01 | 1999-09-01 | 亜熱間温度領域での加工に適した非調質鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3708376B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR3021977B1 (fr) * | 2014-06-10 | 2017-10-06 | Snecma | Procede pour fabriquer un lingot d'acier faiblement allie |
-
1999
- 1999-09-01 JP JP24805999A patent/JP3708376B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JP3708376B2 (ja) | 2005-10-19 |
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