JP2002030339A - Ｖを含有しない熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 Ｖを添加せずに、衝撃値と降伏比をＶ添加の
熱間鍛造用非調質鋼と同等以上に改善する。 【解決手段】 質量パーセントで、Ｃ＝０．２０〜０．
６０％、Ｓｉ＝０．０１〜１．００％、Ｍｎ＝０．３０
〜２．５０％、Ｐ＝０．０３５％以下、Ｎｉ＝０．０１
〜０．３５％、Ｃｒ＝０．１０〜１．５０％、Ｍｏ＝
０．０１〜０．３５％、Ａｌ＝０．０２０〜０．０４５
％、Ｏ＝０．００１５％以下、Ｎ＝０．０１００〜０．
０２５０％、を含有し、さらに、Ｎｉ＋Ｍｏが０．０５
％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素から
なる鋼を１２５０℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以
上で熱間成形を終了後、３０℃／分以上の冷却速度で６
００℃以下まで冷却して得られるフェライト−パーライ
ト組織を主体とした熱間鍛造用非調質鋼である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、熱間鍛造後に放冷
するだけで、焼入れ、焼戻しなどの熱処理を省略して
も、部品として十分な強度および靭性が得られるフェラ
イト−パーライト組織を主体とした熱間鍛造用非調質鋼
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来の技術としては、Ｃが０．３０〜
０．６０％程度の中炭素鋼に析出強化元素としてＶを
０．１０％程度添加した熱間鍛造用非調質鋼が一般的に
使用されている。

【０００３】かかる従来技術における問題点としては、
先ず、Ｖは非常に高価な添加元素であり、素材コストの
上昇が避けられないことが挙げられる。このような問題
点は従来から意識され、これまでに様々なＶを添加しな
い熱間鍛造非調質鋼が提案されている。

【０００４】例えば、特開平９−３１０１２２では冷間
加工とその後の時効処理により降伏比を向上させたＶを
含有しない非調質鋼が提案されている。しかしながら、
この提案では冷間加工が前提である制約条件とその後の
時効処理にコストを要するといった問題点がある。

【０００５】また、特開平９−３１０１５２、特開平１
０−２３７５８７、および特開平１１−２２９０８２で
は、Ｓｉによるフェライト固溶強化を主旨としたＶを添
加しない非調質鋼が提案されている。しかしながら、こ
の提案では、その効果を発揮するまでＳｉを添加すると
素材硬さが上がり、機械加工性の観点で好ましくないと
いった問題点がある。

【０００６】さらに、特開平４−１４１５４８ではＣｕ
による析出強化を主旨としたＶを添加しない非調質鋼が
提案されている。しかしながら、この提案では、Ｃｕの
熱間脆性により圧延時において表面キズが多発する問題
点がある。

【０００７】加えて、特開平９−５３１４２では冷却中
におけるＴｉＣの微細析出とＴｉＣを核としたフェライ
トの微細化による強化を主旨としたＶを添加しない非調
質鋼が提案されている。しかしながら、この提案では、
Ｔｉの添加量が多く、ＴｉＣの析出に先立ち疲労強度を
低下させるＴｉＮが多量に発生するといった問題点があ
る。

【０００８】

【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、上記のような問題点を鑑み、鋼の化学成分
の調整と熱間圧延等の熱間成形条件の調整により、Ｖを
添加しなくとも部品としてユーザーが満足できる熱間鍛
造用非調質鋼を提供するものである。この課題をより具
体的に抽出するために、熱間鍛造非調質鋼による部品に
要求される特性とＶの添加有無の関係を整理してみる
と、下記のとおりとなる。

【０００９】すなわち、熱間鍛造用非調質鋼による部品
として要求される特性としては、引張強度、降伏強度お
よび衝撃値が上げられるが、Ｖを添加しない場合には、 ・引張強度：Ｖを添加しなくてもＣ、Ｍｎ、Ｃｒ等の含
有量を上げれば、向上する、 ・降伏強度：引張強度を上げれば降伏強度も向上する
が、部品の硬さが上がることにより、機械加工性が劣化
する、 ・衝撃値 ：硬さを上げて、降伏強度を確保しようとす
ると、衝撃値は低下し、所期の値の確保が難しくなる、 ことが指摘される。

【００１０】一般に、降伏強度を引張強度で割った降伏
比（降伏強度／引張強度）は、Ｖを添加しない場合には
降伏比が低く、降伏強度を確保しようとすると硬さが上
がり、機械加工性の観点から不利となる。したがって、
Ｖを添加しない場合には、衝撃値と降伏比が低くなると
いった問題点がある。

【００１１】一方、Ｖ添加の効果としては、以下の通り
である。Ｖを添加すると熱間鍛造後の冷却中にＶ炭窒化
物が析出し、オーステナイトからフェライトに変態する
際に、オーステナイト粒界ばかりでなく、これらのＶ炭
窒化物を核としてフェライトが析出するので、フェライ
トの析出サイトが多くなる。したがって、フェライト結
晶粒が細かくなり、フェライト−パーライトを主体とす
るミクロ組織が微細化する。このようなミクロ組織の微
細化を介して、衝撃値や降伏比を向上することができ
る。さらに、Ｖ炭窒化物は、パーライトに比較して硬さ
が低いフェライトの硬さを上げるといった効果もある。

【００１２】以上の観点から、本発明が解決しようとす
る具体的な課題は、Ｖを添加しないコストの低い成分系
で、衝撃値と降伏比をＶを添加した熱間鍛造用非調質鋼
と同等以上に向上することである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】上記の課題を解決する手
段として、本発明者等が鋭意研究を積み重ねた結果、以
下の知見を得るに至った。

【００１４】（Ａ）Ｖ添加鋼でなくても、ＡｌとＮを調
整した鋼においても、ある限定された条件下において
は、ＡｌＮによってミクロ組織を微細化することによ
り、衝撃値や降伏比の向上が可能である。

【００１５】（Ｂ）その条件とは熱間鍛造前の鋼に存在
するＡｌＮが、ユーザーにおける熱間鍛造工程の加熱時
に、一旦、完全にオーステナイト中に固溶し、熱間鍛造
後の冷却中に再度ＡｌＮとして析出することである。

【００１６】（Ｃ）その理由は、ＡｌＮがオーステナイ
ト中に固溶している場合は、熱間鍛造後の冷却中にＡｌ
Ｎが均一に多数析出し、上述したＶ炭窒化物のように、
ＡｌＮを析出サイトとしてフェライトが多数析出するこ
とによって、ミクロ組織が微細化するからである。

【００１７】（Ｄ）一方、熱間鍛造工程の加熱時に、Ａ
ｌＮが溶け残っていると、溶け残ったＡｌＮを核として
優先的にＡｌＮが析出するので、フェライトの析出サイ
トとなるＡｌＮの数が少なくなり、ミクロ組織の微細化
に寄与しない。

【００１８】（Ｅ）熱力学的計算によると、ＡｌＮのオ
ーステナイト中への固溶温度は実験室等で十分な加熱時
間を確保した理想的な条件、すなわち平衡状態において
も約１０５０℃であり、Ｖ炭窒化物の固溶温度である約
８５０℃と比較すると約２００℃程度高く、Ｖ炭窒化物
に比べてＡｌＮはオーステナイト中に固溶しにくい。

【００１９】（Ｆ）したがって、実際の製造工程におい
て、熱間鍛造温度が１０５０℃以上であっても、高周波
加熱のように保持時間が短い場合には、ＡｌＮが溶け残
る可能性がある。

【００２０】（Ｇ）ユーザーにおける熱間鍛造の加熱時
にＡｌＮを安定してオーステナイト中に固溶させるため
には、ユーザーに出荷前の鋼で既にＡｌＮを微細に析出
させ、ユーザーにおける熱間鍛造の加熱時にＡｌＮをオ
ーステナイト中に固溶し易く制御しておく必要がある。

【００２１】（Ｈ）ユーザーに出荷前の鋼のＡｌＮの大
きさは、熱間圧延等の加熱成形時の加熱温度、仕上温度
および仕上後の冷却速度によって支配される。

【００２２】（Ｉ）したがって、ＡｌＮによる衝撃値や
降伏比の向上効果を確実にするためには、熱間圧延等の
熱間成形工程までさかのぼって品質を作り込む必要があ
る。

【００２３】（Ｊ）以上のような対策を講じても、Ｖを
添加した非調質鋼と比較して、まだ、衝撃値や降伏比は
低いが、Ｖを添加していない鋼ではＶ添加鋼では無視し
得るような微量のＮｉおよびＭｏの複合添加が降伏比や
衝撃値の改善に大きく寄与し、Ｖを添加した鋼と同等以
上の衝撃値と降伏比を確保することができる。

【００２４】これらの知見に基づいた課題を解決する具
体的な手段は、下記のとおりである。 （１）質量パーセントで、 Ｃ＝０．２０〜０．６０％、 Ｓｉ＝０．０１〜１．００％、 Ｍｎ＝０．３０〜２．５０％、 Ｐ＝０．０３５％以下、 Ｎｉ＝０．０１〜０．３５％、 Ｃｒ＝０．１０〜１．５０％、 Ｍｏ＝０．０１〜０．３５％、 Ａｌ＝０．０２０〜０．０４５％、 Ｏ＝０．００１５％以下、 Ｎ＝０．０１００〜０．０２５０％、 を含有し、さらに、Ｎｉ＋Ｍｏで示されるパラメーター
が０．０５％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物元素からなる鋼を１２５０℃以上に加熱し、仕上温度
８００℃以上で熱間成形を終了後、３０℃／分以上の冷
却速度で６００℃以下まで冷却して得られることを特徴
とするＶを含有しないフェライト−パーライト組織を主
体とした熱間鍛造用非調質鋼。

【００２５】（２）上記（１）に、質量パーセントで、 Ｎｂ＝０．００５〜０．０５０％、 Ｔｉ＝０．０１０〜０．０３５％、 のうちから１種または２種を含有しているＶを含有しな
いフェライト−パーライト組織を主体とした熱間鍛造用
非調質鋼。

【００２６】（３）上記（１）又は（２）に、さらに Ｓ＝０．００５〜０．１００％、 Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％、 Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％、 Ｔｅ＝０．００２〜０．０３０％、 Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％、 Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％、 Ｓｂ＝０．０１５〜０．１００％、 のうちから１種または２種以上を含有するＶを含有しな
いフェライト−パーライト組織を主体とした熱間鍛造用
非調質鋼。

【００２７】

【発明の実施の形態】以下に、課題を解決するための手
段を実証した発明の実施の形態を示す。 実験１ 実験１では、Ｖ無添加鋼について、 （１）ミクロ組織の微細化とＡｌとＮの関係 （２）熱間鍛造前の鋼の熱間成形条件の影響 （３）少量のＮｉおよびＭｏの複合添加効果 を調査した。

【００２８】表１には、実験に使用したＶ添加鋼とＶ無
添加の化学成分を示す。これらのなかで、Ｖ無添加、Ａ
ｌ，Ｎ調整鋼とは、上記調査（１）の結果、ミクロ組織
の微細化が可能なようにＡｌとＮを調整した鋼であり、
Ｖ無添加，Ａｌ，Ｎ調整、Ｎｉ，Ｍｏ添加鋼とは、Ｖ無
添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼に微量のＮｉおよびＭｏを添加し
た鋼である。これらの鋼を高周波真空溶解炉により溶製
し鋼塊にした。これらの鋼塊を図１に示す熱間圧延等を
想定した熱間成形方法で、１１００〜１３００℃に加熱
後１８０分保持し（以下、これらの温度を加熱温度と称
する）、７００〜１０００℃までに鍛伸を終了して８０
ｍｍφに成形後（以下、これらの熱間成形が完了する温
度を仕上温度と称する）、６００℃までに冷却速度１０
〜１００℃／分（以下、これらを単に冷却速度と称す
る）で冷却後放冷した。以下、表現上の混同を避けるた
めに、この段階までの鋼を、特に、「熱間鍛造前の鋼」
と定義し、その作り込みに関する加熱温度、仕上温度お
よび冷却速度も本発明の範疇としている。これらの８０
ｍｍφ鋼、すなわち、「熱間鍛造前の鋼」について、代
表的なＶ炭窒化物やＡｌＮの粒径を１０視野測定し、そ
れらの平均値を求めた。

【００２９】次に、これらの８０ｍｍφ鋼をユーザーで
の熱間鍛造を想定し、図２に示すように、高周波加熱後
４０ｍｍφに鍛伸後放冷した。放冷後の４０ｍｍφ鋼材
の１／２Ｒ部からＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３
号シャルピー衝撃試験片を切り出して機械加工した。こ
れらの試験片について、ミクロ組織の細かさを評価する
ためにフェライト結晶粒度番号（番号が大きい方がフェ
ライト結晶粒が細かく、フェライト−パーライト組織を
主体とするミクロ組織が微細である）を測定し、室温に
て引張試験とシャルピー衝撃試験を実施し、降伏強度、
引張強度、降伏比および衝撃値を求めた。それらの結果
を表１に示す。

【００３０】

【表１】

【００３１】先ず、Ｖ無添加鋼により、フェライト結晶
粒度番号とＡｌおよびＮの影響を調査した。これらの鋼
の熱間鍛造前の熱間成形条件については、加熱温度を１
２５０℃以上の１２９０〜１３０５℃、仕上温度を８０
０℃以上の８０４〜８４５℃および冷却速度を３０℃／
分以上の３０〜３５℃／分とした。図３には、フェライ
ト結晶粒度番号とＡｌおよびＮ含有量の関係を示す。こ
れより、フェライト結晶粒度番号がＶ添加鋼と同等レベ
ルの６．０を確保するためには、Ａｌ含有量が０．０２
０質量％以上、かつ、Ｎ含有量が０．０１０００質量％
以上必要なことがわかった。これは、Ａｌ含有量が０．
０２０質量％以上、かつ、Ｎ含有量が０．０１００質量
％以上で、フェライトの微細化に効果があるＡｌＮが十
分に析出するためと推定される。

【００３２】次に、「熱間鍛造前の鋼」の熱間成形条件
が衝撃値や降伏比等の各種特性に及ぼす影響について、
Ｖ添加鋼と上記の結果からＡｌ含有量０．０２０質量％
でＮ含有量０．０１００質量％としたＶ無添加、Ａｌ，
Ｎ調整鋼を対比した。

【００３３】図４には、「熱間鍛造前の鋼」中のＶ炭窒
化物やＡｌＮの平均粒径と冷却速度の関係を示す。これ
より、加熱温度が１２５０℃以下の鋼と仕上温度が８０
０℃以下の鋼を除き、冷却速度が高くなるにつれて「熱
間鍛造前の鋼」のＶ炭窒化物やＡｌＮの大きさが小さく
なることがわかる。また、その傾向は冷却温度が３０℃
／分以上では飽和することがわかる。これは、冷却速度
が高い程、鋼中のＶ炭窒化物やＡｌＮが温度の高い領域
で成長する時間が短くなり、それらの平均粒径が小さく
なるためと推定される。一方、加熱温度が１２５０℃以
下の場合には、熱間成形前の鋼塊中に存在する凝固中に
大きく成長した種々の炭窒化物がオーステナイト中に固
溶しきれず、それらの溶け残った炭窒化物を核として優
先的に成長するため、その後の冷却速度が高くとも、そ
れらの平均粒径が大きいと推定される。また、仕上げ温
度が８００℃以下の場合には、熱間成形後冷却速度を制
限する前の温度の高い領域に留まっている時間が長く、
その間にＶ炭窒化物やＡｌＮが成長するため、その後の
冷却速度が高くても、それらの平均粒径が大きいと推定
される。

【００３４】図５には、熱間鍛造後の鋼のフェライト結
晶粒度番号と冷却速度の関係を示す。これより、Ｖ無添
加鋼、Ａｌ，Ｎ調整鋼では加熱温度が１２５０℃以下の
鋼と仕上温度が８００℃以下の鋼を除き、冷却速度が高
くなるにつれてフェライト結晶粒度番号が大きくなる、
すなわち、フェライト結晶粒が細かくなり、フェライト
−パーライトを主体とするミクロ組織が微細となること
がわかる。また、その傾向は、冷却速度が３０℃／分以
上では飽和することがわかる。しかし、Ｖ添加鋼では冷
却速度や加熱温度および仕上温度に関わらず、フェライ
ト結晶粒度番号は大きく、ミクロ組織が微細であること
がわかる。これについては、以下のように推察すること
ができる。

【００３５】先ず、Ｖ添加鋼や上述したようにＡｌとＮ
が一定量添加されている鋼においては、熱間鍛造後の冷
却中にＶ炭窒化物やＡｌＮとして析出し、オーステナイ
トからフェライトに変態する際に、オーステナイト粒界
ばかりでなく、これらのＶ炭窒化物やＡｌＮを核として
フェライトが析出することからフェライトの析出サイト
が多くなり、フェライト結晶粒が微細となる。したがっ
て、フェライト結晶粒の大きさは、このような析出サイ
トの密度（単位体積当たりの析出サイトの数）に支配さ
れ、フェライト結晶粒を細かくし、フェライト−パーラ
イトを主体とするミクロ組織を微細化するためには、こ
れらの析出サイトとなる炭窒化物の密度も高くしておく
必要がある。一方、熱間鍛造後の冷却中に析出するこれ
らの炭窒化物の密度は、熱間鍛造の加熱時のオーステナ
イト中に「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が固溶している
場合には高くなり、「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が溶
け残っていると低くなる。その理由は、熱間鍛造の加熱
時に「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物がオーステナイト中
に固溶して存在しない場合は、冷却中に再度炭窒化物と
して析出する際に、その析出する頻度は鋼中のどこでも
同じであり、均一にあらゆる箇所から析出し、冷却中に
析出する炭窒化物の密度が高くなる。ところが、「熱間
鍛造前の鋼」の炭窒化物が固溶しきれずに溶け残ってい
ると、冷却中に再度炭窒化物として析出する際に、それ
らの溶け残った炭窒化物を核として優先的に析出し、そ
れ以外の場所では析出しにくくなるので、冷却中に析出
する炭窒化物の密度が低くなる。したがって、フェライ
トの析出サイトとなる炭窒化物の密度を高くするには、
熱間鍛造の加熱時のオーステナイト中に「熱間鍛造前の
鋼」の炭窒化物が完全に固溶し、溶け残っていないこと
が必要である。

【００３６】一方、上述したように、「熱間鍛造前の
鋼」のＶ炭窒化物やＡｌＮの大きさは、熱間成形時にお
ける加熱温度が１２５０℃以下の鋼と仕上温度が８００
℃以下の鋼を除き、冷却速度が高くなるにつれて小さく
なり、これらの炭窒化物の大きさが小さい方が、熱間鍛
造時の加熱時にオーステナイト中へ固溶し易くなると考
えられる。また、熱間鍛造時の加熱時にオーステナイト
中への固溶のし易さは、「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物
の大きさばかりでなく、その種類にも左右されることが
考えられる。すなわち、前述した熱力学的計算による
と、Ｖ添加鋼中に存在するＶ炭窒化物はオーステナイト
中への固溶温度が低く、「熱間鍛造前の鋼」のＶ炭窒化
物の粒径が大きくても、オーステナイト中に固溶する
が、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼中に存在するＡｌＮのオ
ーステナイト中への固溶温度はＶ炭窒化物よりも高く、
「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの粒径が大きい場合にはオ
ーステナイト中に固溶しない場合があると推定される。
したがって、図５に示すように、Ｖ添加鋼では、フェラ
イト結晶粒度番号は「熱間鍛造前の鋼」の熱間成形方法
にあまり左右されないが、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼に
おいてフェライト結晶粒度番号を上げ、フェライト−パ
ーライトを主体とするミクロ組織を微細とするために
は、「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの粒径を小さくするよ
うに「熱間鍛造前の鋼」の熱間成形方法を制御しなけれ
ばならない。

【００３７】図６に、これらの現象を概念図として示
す。従来のＶ添加鋼では「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物
が大きくても、Ｖ炭窒化物は固溶し易いので、熱間鍛造
時の加熱時にＶ炭窒化物はオーステナイト中に固溶し、
溶け残らないので、熱間鍛造後の冷却中に再度析出する
炭窒化物の密度は高く、ミクロ組織の微細化に寄与す
る。一方、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼では「熱間鍛造前
の鋼」のＡｌＮが大きい場合、ＡｌＮは固溶しにくいの
で、熱間鍛造時の加熱時にＡｌＮが溶け残り、熱間鍛造
後の冷却中にそれらの溶け残ったＡｌＮを核として成長
するので、フェライトの析出サイトとなるＡｌＮの密度
は低く、ミクロ組織の微細化に寄与しない。

【００３８】したがって、Ｖ添加鋼と異なり、Ｖ無添
加、Ａｌ，Ｎ調整鋼においては、ミクロ組織を微細化す
るために、「熱間鍛造前の鋼」の段階でＡｌＮの粒径を
小さく制御する必要があり、この制御に関する熱間成形
方法、すなわち、 ・加熱温度＝１２５０℃以上 ・仕上温度＝ ８００℃以上 ・冷却速度＝ ３０℃／分以上 といった請求項目も本発明の重要な要件のうちの一つと
なる。

【００３９】一方、本発明が解決しようとする課題であ
る衝撃値と降伏比について、図７には、衝撃値とフェラ
イト結晶粒度番号の関係を示すが、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ
調整鋼では、上記の熱間成形方法によりフェライト結晶
粒度番号を上げ、ミクロ組織を微細化すれば、衝撃値は
向上するが、それでも、Ｖ添加鋼の衝撃値のレベルであ
る４０Ｊ／ｃｍ²に満たない。また、図８には、降伏比
とフェライト結晶粒度番号の関係を示すが、同じく、Ｖ
無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼では、上記の熱間成形方法によ
りフェライト結晶粒度番号を上げ、ミクロ組織を微細化
すれば、降伏比は向上するが、それでも、Ｖ添加鋼の降
伏比のレベルである０．６５に満たない。そこで、コス
トアップが問題とならない程度の少量のＮｉおよびＭｏ
の複合添加効果を調査した。

【００４０】図９には、ＡｌとＮを調整し、熱間成形方
法の改善により、フェライト結晶粒度番号を上げた鋼の
衝撃値とＮｉ＋Ｍｏパラメーターの関係を示す。これよ
り、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターが０．０５質量％以上であ
れば、衝撃値がＶ添加鋼のレベルである４０Ｊ／ｃｍ²
を確保できることがわかる。図１０には、同じく、熱間
成形方法の改善によりフェライト結晶粒度を上げた鋼の
降伏比とＮｉ＋Ｍｏパラメーターの関係を示す。これよ
り、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターが０．０５質量％以上であ
れば、降伏比がＶ添加鋼のレベルである０．６５を確保
できることがわかる。

【００４１】したがって、本発明が解決しようとする課
題、すなわち、Ｖを添加しないコストの低い成分系で、
衝撃値と降伏比をＶを添加した熱間鍛造用非調質鋼と同
等以上に向上するには、 ・鋼のＡｌ含有量を０．０２０質量％以上、かつ、Ｎ含
有量を０．０１００質量％とし、熱間成形方法の改善、
すなわち、 ・加熱温度＝１２５０℃以上 ・仕上温度＝ ８００℃以上 ・冷却速度＝ ３０℃／分以上 によって、「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの大きさを制御
し、それらを熱間鍛造の加熱時にオーステナイト中に固
溶させることにより、フェライトの析出サイトとなるＡ
ｌＮの密度を高くし、フェライト結晶粒を細かくするこ
とにより、フェライト−パーライトを主体とするミクロ
組織の微細化を図り、かつ、 ・Ｎｉ＋Ｍｏパラメーター＝０．０５質量％以上 として、衝撃値および降伏比を向上することにより、は
じめて達成できることが発見され、本発明を成すに至っ
た。

【００４２】実験２ 実験２では、実験１で発見した本発明が、熱間鍛造用非
調質鋼として想定しうる化学成分の範囲全般について成
立し得るものかどうか確認し、発明鋼の化学成分の範囲
を決定した。

【００４３】表２には、使用した発明鋼と比較鋼の化学
成分を示す。ここで、第１発明鋼とは特許請求項１に該
当する発明鋼で、第２発明鋼とは特許請求項２に該当す
る発明鋼である。また、比較鋼１はＡｌの添加量が、比
較鋼２はＮの添加量が本発明鋼の範囲から外れ、比較鋼
３はＡｌおよびＮ含有量は本発明鋼の範囲であるがＮｉ
＋Ｍｏパラメーターが本発明鋼の範囲から外れる。さら
に、現用鋼はＶを０．１０質量％添加したＶ添加鋼であ
る。これらの鋼を高周波真空溶解炉により溶製し鋼塊に
製造した。これらの鋼塊を前掲の図１に示す熱間圧延等
を想定した熱間成形方法で、１１００〜１３００℃に加
熱後１８０分保持し、７００〜１０００℃までに鍛伸を
終了して８０ｍｍφに成形後、６００℃までに冷却速度
１０〜１００℃／分で冷却後放冷した。次に、これらの
８０ｍｍφの鋼をユーザーでの熱間鍛造を想定し、同じ
く前掲の図２に示すように、高周波加熱後、４０ｍｍφ
に鍛伸後放冷した。放冷後の４０ｍｍφの鋼材の１／２
Ｒ部からＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３号シャル
ピー衝撃試験片を切り出して機械加工した。これらの試
験片について、ミクロ組織の細かさを評価するためにフ
ェライト結晶粒度番号（大きい方がフェライト結晶粒が
細かく、フェライト−パーライト組織を主体とするミク
ロ組織が微細である）を測定し、室温にて引張試験とシ
ャルピー衝撃試験を実施し、降伏強度、引張強度，降伏
比および衝撃値を求めた。それらの結果を表３に示す。

【００４４】

【表２】

【００４５】

【表３】

【００４６】これより、発明鋼で加熱温度、仕上温度お
よび冷却速度が本発明により規定した熱間成形条件を満
足する発明例では、いずれもフェライト結晶粒度番号が
６．０以上であり、衝撃値が現用のＶ添加鋼と同等以上
の４０Ｊ／ｃｍ²であり、かつ、降伏比がＶ添加鋼と同
等以上の０．６５以上であることがわかる。

【００４７】これらに対して、加熱温度、仕上温度およ
び冷却速度が本発明により規定した熱間成形条件を満足
しても、Ａｌが本発明鋼の範囲未満である比較鋼１やＮ
が本発明鋼の範囲未満の比較鋼２では、フェライト結晶
粒度番号が小さく、衝撃値４０Ｊ／ｃｍ²および降伏比
０．６５に満たない。また、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターが
０．０５質量％未満の比較鋼３ではフェライト結晶粒度
番号が６．０以上であっても、降伏比は０．６５および
衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²に満たない。

【００４８】さらに、発明鋼Ｇであっても、比較例にあ
るように加熱温度が本発明の請求範囲未満である１１０
０℃の場合や仕上温度が本発明の請求範囲未満である７
００℃の場合、さらに、冷却速度が本発明の請求範囲未
満である１５℃／分の場合は、いずれも、フェライト結
晶粒度が６．０未満であり、衝撃値４０Ｊ／ｃｍ²およ
び降伏比０．６５に満たない。

【００４９】したがって、本発明鋼を使用し、熱間圧延
等の熱間成形の条件が本発明により規定した条件を満足
する本発明例をもってはじめて、請求した化学成分の範
囲にわたり、本発明が解決しようとする課題、すなわ
ち、Ｖを添加しないコストの低い成分系で、衝撃値と降
伏比をＶを添加した熱間鍛造用非調質鋼と同等以上に向
上できることが確認された。

【００５０】以上により本発明は完成に至ったが、次に
本発明の化学成分と熱間成形条件について、その限定理
由を説明する。％はいずれも質量％である。

【００５１】Ｃ：０．２０〜０．６０％ Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、０．２
０％以上の添加が必要である。しかし、０．６０％を越
える添加は靭性を低下させ、また、機械加工性を劣化さ
せる。したがって、Ｃの添加量は０．２０〜０．６０％
の範囲とした。

【００５２】Ｓｉ：０．０１〜１．００％ Ｓｉは、鋼の脱酸に必要な元素であり、０．０１％以上
の添加が必要である。しかし、１．００％を越える添加
は靭性を低下させ、また、機械加工性を劣化させる。し
たがって、Ｓｉの添加量は０．０１〜１．００％の範囲
とした。

【００５３】Ｍｎ：０．３０〜２．５０％ Ｍｎは、固溶強化や焼入性の向上により強度を確保する
ために必要な元素であり、０．３０％以上の添加が必要
である。しかし、２．５０％を越える添加はその効果が
飽和するばかりでなく、焼入性が高くなり過ぎてベイナ
イト組織が多くなり降伏比が低下する。したがって、Ｍ
ｎの添加量は０．３０〜２．５０％の範囲とした。

【００５４】Ｐ：０．０３５％以下 Ｐはオーステナイト粒界に偏析して粒界を脆弱すること
により靭性を低下する元素であり、０．０３５％を越え
て含むとこのような弊害が顕著となる。したがって、Ｐ
の含有量を０．０３５％以下と限定した。

【００５５】Ｎｉ：０．０１〜０．３５％ ＮｉはＶを含有しない本発明鋼において、Ｍｏと共に重
要な元素である。すなわち、Ｖを添加していない鋼で
は、微量のＮｉでもＭｏと複合添加することにより衝撃
値と降伏比を向上する。その効果を発揮するためには
０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｎｉは高
価な元素であり、０．３５％を越えるとかえってＶを添
加した鋼よりコストが高くなる。したがって、Ｎｉの添
加量は０．０１〜０．３５％の範囲とした。

【００５６】Ｃｒ：０．１０〜１．５０％ ＣｒはＭｎと同様に固溶強化や焼入性の向上により強度
を確保するために必要な元素であり、０．１０％以上の
添加が必要である。しかし、１．５０％を越える添加は
その効果が飽和するばかりでなく焼入性が高くなり過ぎ
てベイナイト組織が多くなり降伏比が低下する。したが
って、Ｃｒの添加量は０．１０〜１．５０％の範囲とし
た。

【００５７】Ｍｏ：０．０１〜０．３５％ ＭｏはＶを含有しない本発明鋼において、Ｎｉと共に重
要な元素である。すなわち、Ｖを添加していない鋼で
は、微量のＭｏでもＮｉと複合添加することにより降伏
比と衝撃値を向上する。その効果を発揮するためには
０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｏも高
価な元素であり、０．３５％を越えるとかえってＶを添
加した鋼よりコストが高くなる。したがって、Ｍｏの添
加量は０．０１〜０．３５％の範囲とした。

【００５８】Ａｌ：０．０２０〜０．０４５％ Ａｌは本発明において重要な元素である。すなわち、熱
間鍛造の加熱時にオーステナイトに固溶したＡｌは、熱
間鍛造後の冷却中にＡｌＮとしてフェライトの析出核と
なり、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織
を微細化することによって衝撃値と降伏比を向上する。
その効果を発揮するためには、少なくとも０．０２０％
以上の添加が必要である。しかし、その過剰な添加は疲
労強度に対して有害なＡｌ₂Ｏ₃介在物の生成を助長す
る。これを回避するためには、上限を０．０４５％に限
定する必要がある。したがって、Ａｌの添加量は０．０
２０〜０．０４５％の範囲とした。

【００５９】Ｏ：０．００１５％以下 Ｏは、鋼中においては酸化物系介在物として存在し、疲
労強度を損なう元素である。したがって、Ｏの上限を
０．００１５％以下と規定した。

【００６０】Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％ＮはＡ
ｌと共に本発明において重要な元素である。すなわち、
熱間鍛造の加熱時にオーステナイトに固溶したＮは、熱
間鍛造後の冷却中にＡｌＮとしてフェライトの析出核と
なり、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織
を微細化することによって、衝撃値と降伏比を向上す
る。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０１
００％以上の添加が必要である。しかし、その過剰な添
加は凝固時の鋼塊表面での気泡の発生や鋼材の鍛造性の
劣化を招く。これを回避するためには、上限を０．０２
５０％に限定する必要がある。したがって、Ｎの添加量
は０．０１００〜０．０２５０％の範囲とした。

【００６１】Ｎｉ＋Ｍｏパラメーター：０．０５％以上 Ｎｉ含有量とＭｏ含有量を加えたＮｉ＋Ｍｏパラメータ
ーは、本発明鋼において、重要なパラメーターである。
すなわち、ＮｉおよびＭｏは、該当するそれぞれの項で
記したように、それぞれ、降伏比と衝撃値を向上させる
元素であり、後述する熱間成形条件で「熱間鍛造前の
鋼」のＡｌＮの大きさを制御し、熱間鍛造後のミクロ組
織の微細化を図った上で、Ｖ添加鋼レベルの降伏比と衝
撃値を確保するには、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターを０．０
５％以上とする必要がある。したがって、Ｎｉ＋Ｍｏパ
ラメーターは０．０５％以上とした。

【００６２】熱間圧延等の熱間成型時において、 ・加熱温度＝１２５０℃以上 ・仕上温度＝ ８００℃以上 ・冷却速度＝ ３０℃／分以上 熱間鍛造後のミクロ組織を微細化し降伏比と衝撃値の向
上を図るためには、熱間鍛造後の加熱時において、炭窒
化物をオーステナイト中に固溶し、冷却中に析出する炭
窒化物の密度を高める必要がある。Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ
調整鋼においては、ＡｌＮはＶ炭窒化物よりオーステナ
イトへの固溶温度が高いので、熱間鍛造時の加熱時にＡ
ｌＮをオーステナイト中に固溶するために、予め、「熱
間鍛造前の鋼」において、ＡｌＮの粒径を小さくし、オ
ーステナイト中に固溶し易くしておく必要がある。

【００６３】そこで、熱間鍛造前の熱間圧延等の熱間成
形工程において、鋼塊中に存在する凝固中に大きく成長
した種々の炭窒化物をオーステナイト中に固溶させるた
めにも熱間成型時の加熱温度を１２５０℃以上とするこ
とが必要であり、熱間圧延等の熱間成形後冷却速度を制
限する前の温度の高い領域に長時間留めてＡｌＮを大き
く成長させないためにも仕上温度を８００℃以上とする
ことが必要であり、熱間圧延等の熱間成形後の冷却時に
ＡｌＮを大きく成長させないためにも、冷却速度を３０
℃／分以上とすることが必要である。したがって、熱間
圧延等の熱間成型時において、加熱温度を１２５０℃以
上、仕上温度を８００℃以上、冷却速度を３０℃／分以
上と規定した。

【００６４】Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％ ＮｂはＣおよびＮと炭窒化物を形成し、ミクロ組織を微
細化する効果が大きく、さらに、衝撃値や降伏比を向上
させる必要がある場合には添加する必要がある。その効
果を発揮するためには、少なくとも０．００５％以上の
添加が必要である。しかし、その過剰な添加は粗大な炭
窒化物を形成し、衝撃値や降伏比の向上に寄与しないば
かりでなく、鋼材のコストも上がる。これを回避するた
めには、上限を０．０５０％に限定する必要がある。し
たがって、Ｎｂの添加量は０．００５〜０．０５０％の
範囲とした。

【００６５】Ｔｉ：０．０１０〜０．０３５％ ＴｉはＮｂと同様に、ＣおよびＮと炭窒化物を形成し、
ミクロ組織を微細化する効果が大きく、さらに、衝撃値
や降伏比を向上させる必要がある場合には添加する必要
がある。その効果を発揮するためには、少なくとも０．
０１０％以上の添加が必要である。しかし、その過剰な
添加は粗大な炭窒化物を形成し、衝撃値や降伏比の向上
に寄与しないばかりでなく，疲労強度を低下させるＴｉ
Ｎを多量に発生し、鋼材のコストも上がる。これを回避
するためには、上限を０．０３５％に限定する必要があ
る。したがって、Ｔｉの添加量は０．０１０〜０．０３
５％の範囲とした。

【００６６】Ｓ：０．００５〜０．１００％ Ｓは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮す
るためには、少なくとも０．００５％以上の添加が必要
である。しかし、その過剰な添加は、疲労強度を低下さ
せる要因となる。これを回避するためには上限を０．１
００％に限定する必要がある。したがって、Ｓの添加量
は０．００５〜０．１００％の範囲とした。

【００６７】Ｐｂ：０．０１〜０．０９％ Ｐｂは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮
するためには、少なくとも０．０１％以上の添加が必要
である。しかし、その過剰な添加は、疲労強度を低下さ
せる。また、０．１０％以上ではＰｂの取扱い上、集塵
装置、方法等の法的な規制を受ける。これを回避するた
めには、上限を０．０９％に限定する必要がある。した
がって、Ｐｂの添加量は０．０１〜０．０９％の範囲と
した。

【００６８】Ｂｉ：０．０４〜０．２０％ Ｂｉは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮
するためには、少なくとも０．０４％以上の添加が必要
である。しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させ
る。これを回避するためには、上限を０．２０％に限定
する必要がある。したがって、Ｂｉの添加量は０．０４
〜０．２０％の範囲とした。

【００６９】Ｔｅ：０．００２〜０．０３０％ Ｔｅは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮
するためには、少なくとも０．００２％以上の添加が必
要である。しかし、その過剰な添加は、熱間脆性を生ず
る。これを回避するためには、上限を０．０３０％に限
定する必要がある。したがって、Ｔｅの添加量は０．０
０２〜０．０３０％の範囲とした。

【００７０】Ｚｒ：０．０１〜０．２０％ Ｚｒは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮
するためには、少なくとも０．０１％以上の添加が必要
である。しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させ
る。これを回避するためには、上限を０．２０％に限定
する必要がある。したがって、Ｚｒの添加量は０．０１
〜０．２０％の範囲とした。

【００７１】Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％ Ｃａは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮
するためには、少なくとも０．０００１％以上の添加が
必要である。しかし、その過剰な添加は、靭性を低下さ
せる。これを回避するためには、上限を０．０１００％
に限定する必要がある。したがって、Ｃａの添加量は
０．０００１〜０．０１００％の範囲とした。

【００７２】Ｓｂ：０．０１５〜０．１００％ Ｓｂは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮
するためには、少なくとも０．０１５％以上の添加が必
要である。しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させ
る。これを回避するためには、上限を０．１００％に限
定する必要がある。したがって、Ｓｂの添加量は０．０
１５〜０．１００％の範囲とした。

【００７３】

【実施例】次に、具体的な鍛造部品における実施例を挙
げて、本発明を更に詳細に説明する。表４には以上の知
見を基にした発明鋼と比較鋼およびＶ添加鋼である現用
鋼の化学成分を示す。ここで、比較鋼１はＡｌとＮが本
発明の範囲より外れ、比較鋼２はＮｉ＋Ｍｏパラメータ
ーが本発明の範囲より外れる。これらの鋼のうち、発明
鋼については、新たに電炉にて溶製して連続鋳造により
ブルーム鋳片とし、比較鋼および現用鋼については、既
存製品のブルーム鋳片を使用した。

【００７４】

【表４】

【００７５】次に、これらのブルーム鋳片を加熱温度１
３００℃、仕上温度８００〜９００℃、冷却速度１５〜
７０℃／分で直径１３０ｍｍに熱間圧延した。これらの
圧延材を高周波加熱後、図１１に示すクランクシャフト
に成形し、その後、ベルトコンベア上にて室温まで放冷
した。このクランクシャフトの図１１に示す位置より、
ＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３号シャルピー衝撃
試験片を採取し、室温にて引張試験とシャルピー衝撃試
験を実施し、降伏強度、引張強度、降伏比および衝撃値
を求めた。それらの結果を圧延条件と共に表５に示す。

【００７６】

【表５】

【００７７】これより、発明鋼を使用し、熱間圧延条件
が本発明の範囲である加熱温度１２５０℃以上、仕上温
度８００℃以上、冷却速度３０℃／分以上である発明例
の降伏比は０．６６および衝撃値は３２Ｊ／ｃｍ²であ
り、Ｖを添加した現用鋼の降伏比の０．６５および衝撃
値の３０Ｊ／ｃｍ²と同等以上である。これに対して、
比較鋼１および２では熱間圧延条件が本発明の範囲にあ
っても、それらの衝撃値および降伏比は共にＶを添加し
た現用鋼より低い。また、本発明成分鋼であっても、熱
間圧延条件のうち冷却速度が１５℃／分と本発明の範囲
である３０℃／分以上を外れる比較例では、その衝撃値
および降伏比は共にＶを添加した現用鋼より低い。

【００７８】さらに、これらのクランクシャフト本体に
ついて実施した実体ねじり疲労試験の結果を図１２に示
す。これより、発明鋼を使用した発明例ではＶを添加し
た現用鋼と同等の疲労強度を有するが、比較例では、い
ずれも、現用鋼の疲労限以下のトルクで破損した。

【００７９】以上のように、本発明鋼を使用し、熱間圧
延条件が本発明の範囲にあれば、実部品においてもＶを
添加した現用鋼と同等以上の機械的性質と疲労強度を有
することが確認された。

【００８０】

【発明の効果】発明の効果としては、本発明により、鋼
の化学成分と熱間圧延等の熱間成形条件を調整すること
により、Ｖを含有しない低コストな成分の鋼でも、Ｖを
添加した熱間鍛造用非調質鋼と同等以上の機械的性質お
よび疲労強度を付与することができる。したがって、熱
間鍛造品を使用する産業界におけるコストの低減に貢献
し、さらに、省工程、省エネルギーに寄与する非調質鋼
の採用を促進することにより、業界を越えて広く地球環
境保全に貢献することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間圧延等の熱間成形方法を模した実験条件を
示す。

【図２】熱間鍛造を模した実験条件を示す。

【図３】熱間鍛造後の鋼のフェライト結晶粒度番号とＡ
ｌおよびＮ含有量の関係を示すグラフである。

【図４】「熱間鍛造前の鋼」の平均炭窒化物粒径と６０
０℃までの平均冷却速度を示すグラフである。

【図５】熱間鍛造後の鋼のフェライト結晶粒度番号と６
００℃までの平均冷却速度を示すグラフである。

【図６】従来技術と本発明における炭窒化物固溶、析出
挙動の説明図である。

【図７】衝撃値とフェライト結晶粒度番号との関係を示
すグラフである。

【図８】降伏比とフェライト結晶粒度番号との関係を示
すグラフである。

【図９】衝撃値とＮｉ＋Ｍｏ含有量との関係を示すグラ
フである。

【図１０】降伏比とＮｉ＋Ｍｏ含有量との関係を示すグ
ラフである。

【図１１】クランクシャフトの概略図を示す。

【図１２】クランクシャフトの実体ねじり疲労試験結果
を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA03 AA05 AA06 AA08 AA11 AA12 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA26 AA27 AA28 AA29 AA31 AA34 AA35 AA39 CA03 CC03 CC04 CD01

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量パーセントで、 Ｃ＝０．２０〜０．６０％、 Ｓｉ＝０．０１〜１．００％、 Ｍｎ＝０．３０〜２．５０％、 Ｐ＝０．０３５％以下、 Ｎｉ＝０．０１〜０．３５％、 Ｃｒ＝０．１０〜１．５０％、 Ｍｏ＝０．０１〜０．３５％、 Ａｌ＝０．０２０〜０．０４５％、 Ｏ＝０．００１５％以下、 Ｎ＝０．０１００〜０．０２５０％、 を含有し、さらに、Ｎｉ＋Ｍｏで示されるパラメーター
   が０．０５％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純
   物元素からなる鋼を１２５０℃以上に加熱し、仕上温度
   ８００℃以上で熱間成形を終了後、３０℃／分以上の冷
   却速度で６００℃以下まで冷却して得られることを特徴
   とするＶを含有しないフェライト−パーライト組織を主
   体とした熱間鍛造用非調質鋼。
2. 【請求項２】 さらに、質量パーセントで、 Ｎｂ＝０．００５〜０．０５０％、 Ｔｉ＝０．０１０〜０．０３５％、 のうちから１種または２種を含有している請求項１記載
   のＶを含有しないフェライト−パーライト組織を主体と
   した熱間鍛造用非調質鋼。
3. 【請求項３】 さらに、被削性を向上する元素として質
   量％で、 Ｓ＝０．００５〜０．１００％、 Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％、 Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％、 Ｔｅ＝０．００２〜０．０３０％、 Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％、 Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％、 Ｓｂ＝０．０１５〜０．１００％、 のうちから１種または２種以上を含有している請求項１
   又は請求項２に記載のＶを含有しないフェライト−パー
   ライト組織を主体とした熱間鍛造用非調質鋼。