JP2003277878A - 耐疲労特性および冷間加工性に優れた熱間鍛造鋼 - Google Patents
耐疲労特性および冷間加工性に優れた熱間鍛造鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来から機械構造部品の素材として広く使用
されている機械構造用炭素鋼よりも優れた耐疲労特性を
有し、かつ冷間加工性にも優れた熱間鍛造鋼を提供す
る。 【解決手段】 鋼成分中、特にTi，NbおよびＶをそれぞ
れ、Ti：0.005 ％以下、Nb：0.005 ％以下、Ｖ：0.005
％以下で、かつ（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％の範囲で含有
し、さらにＮを、Ｎ：0.015 ％以下で、かつ下記式(1)
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避
的不純物の組成とし、さらに熱間鍛造後の平均オーステ
ナイト粒径が50μm 以下で、かつ100 μm を超える粗大
なオーステナイト粒が全体の20％以下で、しかも熱間鍛
造ままの鋼組織をフェライト分率：５〜20 vol％のフェ
ライト・パーライト組織とする。 記 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000 --- (1)
されている機械構造用炭素鋼よりも優れた耐疲労特性を
有し、かつ冷間加工性にも優れた熱間鍛造鋼を提供す
る。 【解決手段】 鋼成分中、特にTi，NbおよびＶをそれぞ
れ、Ti：0.005 ％以下、Nb：0.005 ％以下、Ｖ：0.005
％以下で、かつ（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％の範囲で含有
し、さらにＮを、Ｎ：0.015 ％以下で、かつ下記式(1)
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避
的不純物の組成とし、さらに熱間鍛造後の平均オーステ
ナイト粒径が50μm 以下で、かつ100 μm を超える粗大
なオーステナイト粒が全体の20％以下で、しかも熱間鍛
造ままの鋼組織をフェライト分率：５〜20 vol％のフェ
ライト・パーライト組織とする。 記 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000 --- (1)
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、機械構造部品の素
材として広く使用されている機械構造用炭素鋼よりも優
れた耐疲労特性を有し、またかしめ加工などの冷間加工
性にも優れた熱間鍛造鋼に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来、自動車や産業機械分野では、Ｓ48
ＣやＳ53Ｃなどの機械構造用炭素鋼を素材として、熱間
加工により部品形状に成形後、加工性や疲労強度を向上
させるために焼ならし処理などの調質処理を施すのが一
般的であった。しかしながら、かような熱処理は、多大
の時間およびエネルギーを必要とするため、かかる熱処
理を省略することができればコストの大幅な低減が達成
でき、また省エネルギーにも有用であることから、これ
まで様々な非調質鋼が開発されてきた。 【０００３】例えば、代表的なものとして、Ｃを 0.3〜
0.5 mass％含有する中炭素系Mn鋼に、0.10mass％程度の
Ｖを添加したフェライト・パーライト型非調質鋼が知ら
れている。この非調質鋼は、熱間鍛造後の冷却過程でＶ
炭窒化物を析出させて母相のフェライト組織を強化する
と共に、パーライトの強度を鋼全体の強度上昇に利用す
るものである。また、特公平６−6302号公報あるいは特
開平４−371547号公報には、Ｃ含有量が0.05mass％の低
炭素鋼に、Mn，Cr，Ｖ等の合金元素を添加したベイナイ
ト型あるいはマルテンサイト型の非調質鋼が開示されて
いる。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前者の
フェライト・パーライト型非調質鋼を用いて製造された
熱間鍛造鋼は、フェライト母相をＶ炭窒化物によって析
出強化しているため、冷間加工における加工限界が低い
という問題があり、耐疲労強度と加工性の両立は達成で
きていない。また、後者のベイナイト型およびマルテン
サイト型非調質鋼を用いて製造された熱間鍛造鋼は、合
金コストが高く、低コスト化のニーズに応え得ないとこ
ろに問題を残していた。 【０００５】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の実状
に鑑み開発されたもので、その目的は、機械構造部品の
素材として広く使用されている機械構造用炭素鋼よりも
優れた耐疲労特性を有し、かつ冷間加工性にも優れた熱
間鍛造鋼を提案することにある。 【０００６】 【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下に
述べる知見を得た。 (1) Ｃ含有量が 0.5mass％を超えるフェライト・パーラ
イト鋼では、鋼組織が、旧オーステナイト粒界から生成
したフィルム状の初析フェライトとパーライトからなる
組織となる。このような組織の場合、疲労亀裂はフィル
ム状のフェライトを選択的に伝搬する。これを防止する
ためには、鍛造後のオーステナイト（γ）粒径を50μm
以下とし組織単位を小さくすることが必要である。 【０００７】(2) また、100 μm を超える粗大なγ粒が
全体の20％を超えて存在すると、耐疲労特性を低下させ
たり、かしめ加工などの冷間加工時に割れが発生するな
どの問題が生じる。 【０００８】(3) 熱間鍛造時のγ粒成長を抑制するため
には、成分の適正化と鍛造条件の適正化が有効である
が、特に材料組成として、ピンニング粒子の溶解温度の
調整が必要である。 【０００９】(4) ピンニング粒子としては、TiやNb, Ｖ
等の炭窒化物の利用が有効と考えられるが、これら化合
物は冷間加工時の加工限界を低下させるので、ピンニン
グ粒子として適切ではない。 【００１０】(5) 熱間鍛造後、室温まで冷却した時の鋼
組織のフェライト分率が５ vol％未満の場合、オーステ
ナイト粒界に生成する初析フェライトがフィルム状とな
るため、疲労強度や冷間加工時の割れ発生限界を低下さ
せる。また20 vol％を超える場合には、強度が低くな
り、耐疲労特性の劣化を招く。 【００１１】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たもので、その要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.50〜0.65％、S
i：0.50〜1.5 ％、Mn：0.50〜1.5 ％、Cr：0.1 〜0.6
％、Al：0.01〜0.05％、Ｓ：0.02％以下、Ｐ：0.02％以
下を含み、かつTi：0.005 ％以下、Nb：0.005 ％以下、
Ｖ：0.005 ％以下を、（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％の範囲で
含有し、さらにＮを、Ｎ：0.015 ％以下で、かつ下記式
(1) を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の組成になり、熱間鍛造後の平均オーステ
ナイト粒径が50μm 以下で、かつ100 μm を超える粗大
なオーステナイト粒が全体の20％以下で、さらに熱間鍛
造ままの鋼組織がフェライト分率：５〜20 vol％のフェ
ライト・パーライト組織であることを特徴とする耐疲労
特性および冷間加工性に優れた熱間鍛造鋼である。 記 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000 --- (1) 【００１２】 【発明の実施の形態】以下、本発明を具体的に説明す
る。まず、本発明において鋼材の成分組成を上記の範囲
に限定した理由について説明する。なお、成分に関する
「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものと
する。 Ｃ：0.50〜0.65％ Ｃは、熱間鍛造鋼として必要な回転曲げ疲労強度を得る
ために有効な元素であるが、含有量が0.50％未満ではそ
の添加効果に乏しく、一方0.65％を超えると加工性を劣
化させるので、Ｃ量は0.50〜0.65％の範囲に限定した。 【００１３】Si：0.50〜1.5 ％ Siは、脱酸剤として有用なだけでなく、フェライトを固
溶強化して疲労強度を向上させ上でも有効な元素であ
る。しかしながら、含有量が0.50％未満ではその添加効
果に乏しく、一方 1.5％を超えると加工性が劣化するの
で、Si量は0.50〜1.5 ％の範囲に限定した。 【００１４】Mn：0.50〜1.5 ％ Mnは、耐疲労特性を向上させる目的で添加するが、含有
量が 0.5％に満たないとその効果が不十分であり、一方
1.5％を超えると加工性が劣化するので、Mn量は0.50〜
1.5 ％の範囲に限定した。 【００１５】Cr：0.1 〜0.6 ％ Crは、疲労強度を向上させる元素として有効であるが、
含有量が 0.1％未満ではその効果が得られず、一方 0.6
％を超えると加工性の劣化を招くので、Cr量は0.1 〜0.
6 ％の範囲に限定した。 【００１６】Al：0.01〜0.05％ Alは、脱酸剤として作用する他、Ｎと化合物を形成して
熱間鍛造時におけるγ粒の成長を抑制する働きがある。
しかしながら、含有量が0.01％未満ではその効果が不十
分であり、一方0.05％を超えると疲労強度を低下させる
ので、Al量は0.01〜0.05％の範囲に限定した。 【００１７】Ｓ：0.02％以下 Ｓは、鋼中でMnＳとして存在し、疲労強度を低下させる
ので、含有量は0.02％以下に制限した。 【００１８】Ｐ：0.02％以下 Ｐは、偏析元素として、疲労強度を低下させるので、含
有量は0.02％以下に制限した。 【００１９】Ti：0.005 ％以下、Nb：0.005 ％以下、
Ｖ：0.005 ％以下で、かつ（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％ Ti，NbおよびＶの炭窒化物は、熱間鍛造時におけるγ粒
の成長を抑制する効果がある。その反面、加工性を劣化
させる作用もあるため、それぞれTi：0.005 ％以下、N
b：0.005 ％以下、Ｖ：0.005 ％以下で、かつ（Ti＋Nb
＋Ｖ）≦0.01％を満足する範囲で含有させるものとし
た。 【００２０】Ｎ：0.015 ％以下で、かつ次式(1) を満足
する範囲 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000（℃） --- (1) Ｎは、AlＮの析出を通じて結晶粒を微細化する効果があ
る。この効果を得るためには、AlＮの溶解温度が1000℃
以上であることが必要であるが、0.015 ％を超えると加
工性の劣化を招くので、Ｎは 0.015％以下でかつ、上掲
式(1) を満足する範囲に限定した。 【００２１】以上、成分組成範囲について説明したが、
本発明ではその他、鋼組織も重要である。 熱間鍛造後の平均γ粒径：50μm 以下で、かつ 100μm
を超える粗大γ粒の比率：20％以下 Ｃ量が 0.5％を超えるフェライト・パーライト鋼では、
旧オーステナイト粒界から生成したフィルム状の初析フ
ェライトとパーライトからなる組織となる。このような
組織の場合、疲労亀裂はフィルム状のフェライトを選択
的に伝搬することは前述したとおりであるが、かかる亀
裂の伝搬を防止するためには、鍛造後のγ粒径を50μm
以下とし組織単位を小さくすることが有効である。ま
た、100 μm を超える粗大なγ粒が全体の20％を超えて
存在すると、疲労試験やかしめ加工等において初析フェ
ライト部が亀裂や毛割れの起点となるため、これらを防
止するためには、鍛造後のこれら粗大なγ粒の比率を全
体の20％以下に制限することが重要である。 【００２２】熱間鍛造ままの鋼組織がフェライト分率：
５〜20 vol％のフェライト・パーライト組織 熱間鍛造後、室温まで冷却した時の鋼組織のフェライト
分率が５ vol％に満たない場合には、オーステナイト粒
界の初析フェライトがフィルム状となって、疲労強度や
冷間加工時の割れ発生限界を低下させる。一方、20 vol
％を超えた場合には、強度が低下し、耐疲労特性の劣化
を招く。よって、熱間鍛造まま、室温での組織はフェラ
イト分率が５〜20 vol％のフェライト・パーライト組織
に限定した。 【００２３】なお、上述した組織とするには、1100〜12
00℃に加熱後、仕上げ温度：900 ℃以上、加工率：30％
以上の条件で熱間鍛造を行えば良い。 【００２４】 【実施例】表１，２に示す成分組成になる鋼を、30ｔ電
気炉で溶製したのち、連続鋳造および圧延により、50mm
角の角棒に圧延した。この角棒を、1200℃に加熱後、小
型圧延機により、熱間鍛造相当の１パス圧延（圧延機出
側温度：1000℃、加工率：60％）を行い、板厚：20mmの
板材としたのち、空冷した。一方、従来鋼については、
熱間鍛造相当圧延後に 860℃, １ｈの焼ならし処理を行
った。かくして得られた鋼材の板厚中心部から、Ｌ方向
に、(1) ミクロ引張試験片、(2) 回転曲げ疲労試験片、
(3) 完全拘束型冷間鍛造試験片を採取し、各試験に供し
た。 【００２５】疲労強度は、小野式回転曲げ疲労試験によ
り、107 寿命となる疲労強度を求めた。冷間加工性は、
300 ｔプレス機を用いて、圧下率：60％の１パス加工を
行い、圧縮加工後の試験片側面を観察し、開口割れおよ
び毛割れ発生状況を観察した。割れおよび毛割れ発生状
況は、試験片５個について試験し、割れ発生率は、全試
験片に対する割れや毛割れが発生した個数の比率で求め
た。熱間鍛造後のγ粒径は、上記の圧延直後に水冷して
組織を凍結し、試験片採取位置に相当する部分から旧γ
粒を現出し、画像解析装置により円相当径として測定し
た。フェライト分率は、圧延材の中央部のミクロ組織に
ついて 200倍の倍率で10視野を観察し、画像解析により
求めたフェライト面積率を vol％として表した。得られ
た結果を表３，４に示す。 【００２６】 【表１】 【００２７】 【表２】【００２８】 【表３】 【００２９】 【表４】【００３０】表３，４中、No.1〜11は発明鋼であるが、
これら発明鋼はいずれも、 No.31に示した従来鋼と比較
して、疲労強度が25％以上も増大しているにもかかわら
ず、良好な冷間加工性を呈している。No.12, 13 は、Ｎ
量が多量に不足し上掲式(1) を満足しない比較鋼であ
り、この場合は、疲労強度および冷間加工性ともに低か
った。No.14 は、Ｎが若干不足し上掲式(1) を満足しな
い比較鋼であるが、この場合には、平均γ粒径は50μm
以下であったが、100 μm 以上のγ粒の比率が20％を超
えていたため、割れはなかったものの、毛割れの発生を
余儀なくされた。No.15 は、Ｎ量が上限値を超える場合
であり、冷間加工性は低下した。No.16 は、Ｃ量が下限
値に満たない場合であり、冷間加工性は良好であったも
のの、疲労強度は低値であった。No.17 は、逆にＣ量が
上限値を超える場合であり、冷間加工性の劣化を余儀な
くされた。No.18 は、Si量が下限を下回る場合であり、
疲労強度が低い。No.19 は、Si量が上限を上回る場合で
あり、冷間加工性が悪かった。No.20 は、Mn量が下限に
満たない場合であり、疲労強度が低い。No.21 は、Mn量
が上限値を超える場合であり、冷間加工性が悪い。No.2
2 は、Ｐ量が上限値を超える場合であり、冷間加工性が
悪い。No.23 は、Ｓ量が上限値を超える場合であり、冷
間加工性が悪い。No.24 は、Al量が下限値未満の場合で
あり、冷間加工性が悪い。No.25 は、Al量が上限値を超
える場合であり、疲労強度、冷間加工性ともに低い。N
o.26 は、Cr量が下限値未満の場合であり、疲労強度、
冷間加工性ともに低い。No.27 は、Cr量が上限値を超え
る場合であり、疲労強度、冷間加工性ともに低い。 No.
28〜30は、Ti, Nb, Ｖ量または合計量が上限値を超える
場合であり、いずれも冷間加工性が低い。 【００３１】 【発明の効果】かくして、本発明によれば、従来から機
械構造部品の素材として広く使用されている機械構造用
炭素鋼よりも優れた耐疲労特性を有し、かつ冷間加工性
にも優れた熱間鍛造鋼を安定して得ることができる。
材として広く使用されている機械構造用炭素鋼よりも優
れた耐疲労特性を有し、またかしめ加工などの冷間加工
性にも優れた熱間鍛造鋼に関するものである。 【０００２】 【従来の技術】従来、自動車や産業機械分野では、Ｓ48
ＣやＳ53Ｃなどの機械構造用炭素鋼を素材として、熱間
加工により部品形状に成形後、加工性や疲労強度を向上
させるために焼ならし処理などの調質処理を施すのが一
般的であった。しかしながら、かような熱処理は、多大
の時間およびエネルギーを必要とするため、かかる熱処
理を省略することができればコストの大幅な低減が達成
でき、また省エネルギーにも有用であることから、これ
まで様々な非調質鋼が開発されてきた。 【０００３】例えば、代表的なものとして、Ｃを 0.3〜
0.5 mass％含有する中炭素系Mn鋼に、0.10mass％程度の
Ｖを添加したフェライト・パーライト型非調質鋼が知ら
れている。この非調質鋼は、熱間鍛造後の冷却過程でＶ
炭窒化物を析出させて母相のフェライト組織を強化する
と共に、パーライトの強度を鋼全体の強度上昇に利用す
るものである。また、特公平６−6302号公報あるいは特
開平４−371547号公報には、Ｃ含有量が0.05mass％の低
炭素鋼に、Mn，Cr，Ｖ等の合金元素を添加したベイナイ
ト型あるいはマルテンサイト型の非調質鋼が開示されて
いる。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前者の
フェライト・パーライト型非調質鋼を用いて製造された
熱間鍛造鋼は、フェライト母相をＶ炭窒化物によって析
出強化しているため、冷間加工における加工限界が低い
という問題があり、耐疲労強度と加工性の両立は達成で
きていない。また、後者のベイナイト型およびマルテン
サイト型非調質鋼を用いて製造された熱間鍛造鋼は、合
金コストが高く、低コスト化のニーズに応え得ないとこ
ろに問題を残していた。 【０００５】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の実状
に鑑み開発されたもので、その目的は、機械構造部品の
素材として広く使用されている機械構造用炭素鋼よりも
優れた耐疲労特性を有し、かつ冷間加工性にも優れた熱
間鍛造鋼を提案することにある。 【０００６】 【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下に
述べる知見を得た。 (1) Ｃ含有量が 0.5mass％を超えるフェライト・パーラ
イト鋼では、鋼組織が、旧オーステナイト粒界から生成
したフィルム状の初析フェライトとパーライトからなる
組織となる。このような組織の場合、疲労亀裂はフィル
ム状のフェライトを選択的に伝搬する。これを防止する
ためには、鍛造後のオーステナイト（γ）粒径を50μm
以下とし組織単位を小さくすることが必要である。 【０００７】(2) また、100 μm を超える粗大なγ粒が
全体の20％を超えて存在すると、耐疲労特性を低下させ
たり、かしめ加工などの冷間加工時に割れが発生するな
どの問題が生じる。 【０００８】(3) 熱間鍛造時のγ粒成長を抑制するため
には、成分の適正化と鍛造条件の適正化が有効である
が、特に材料組成として、ピンニング粒子の溶解温度の
調整が必要である。 【０００９】(4) ピンニング粒子としては、TiやNb, Ｖ
等の炭窒化物の利用が有効と考えられるが、これら化合
物は冷間加工時の加工限界を低下させるので、ピンニン
グ粒子として適切ではない。 【００１０】(5) 熱間鍛造後、室温まで冷却した時の鋼
組織のフェライト分率が５ vol％未満の場合、オーステ
ナイト粒界に生成する初析フェライトがフィルム状とな
るため、疲労強度や冷間加工時の割れ発生限界を低下さ
せる。また20 vol％を超える場合には、強度が低くな
り、耐疲労特性の劣化を招く。 【００１１】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たもので、その要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.50〜0.65％、S
i：0.50〜1.5 ％、Mn：0.50〜1.5 ％、Cr：0.1 〜0.6
％、Al：0.01〜0.05％、Ｓ：0.02％以下、Ｐ：0.02％以
下を含み、かつTi：0.005 ％以下、Nb：0.005 ％以下、
Ｖ：0.005 ％以下を、（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％の範囲で
含有し、さらにＮを、Ｎ：0.015 ％以下で、かつ下記式
(1) を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の組成になり、熱間鍛造後の平均オーステ
ナイト粒径が50μm 以下で、かつ100 μm を超える粗大
なオーステナイト粒が全体の20％以下で、さらに熱間鍛
造ままの鋼組織がフェライト分率：５〜20 vol％のフェ
ライト・パーライト組織であることを特徴とする耐疲労
特性および冷間加工性に優れた熱間鍛造鋼である。 記 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000 --- (1) 【００１２】 【発明の実施の形態】以下、本発明を具体的に説明す
る。まず、本発明において鋼材の成分組成を上記の範囲
に限定した理由について説明する。なお、成分に関する
「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものと
する。 Ｃ：0.50〜0.65％ Ｃは、熱間鍛造鋼として必要な回転曲げ疲労強度を得る
ために有効な元素であるが、含有量が0.50％未満ではそ
の添加効果に乏しく、一方0.65％を超えると加工性を劣
化させるので、Ｃ量は0.50〜0.65％の範囲に限定した。 【００１３】Si：0.50〜1.5 ％ Siは、脱酸剤として有用なだけでなく、フェライトを固
溶強化して疲労強度を向上させ上でも有効な元素であ
る。しかしながら、含有量が0.50％未満ではその添加効
果に乏しく、一方 1.5％を超えると加工性が劣化するの
で、Si量は0.50〜1.5 ％の範囲に限定した。 【００１４】Mn：0.50〜1.5 ％ Mnは、耐疲労特性を向上させる目的で添加するが、含有
量が 0.5％に満たないとその効果が不十分であり、一方
1.5％を超えると加工性が劣化するので、Mn量は0.50〜
1.5 ％の範囲に限定した。 【００１５】Cr：0.1 〜0.6 ％ Crは、疲労強度を向上させる元素として有効であるが、
含有量が 0.1％未満ではその効果が得られず、一方 0.6
％を超えると加工性の劣化を招くので、Cr量は0.1 〜0.
6 ％の範囲に限定した。 【００１６】Al：0.01〜0.05％ Alは、脱酸剤として作用する他、Ｎと化合物を形成して
熱間鍛造時におけるγ粒の成長を抑制する働きがある。
しかしながら、含有量が0.01％未満ではその効果が不十
分であり、一方0.05％を超えると疲労強度を低下させる
ので、Al量は0.01〜0.05％の範囲に限定した。 【００１７】Ｓ：0.02％以下 Ｓは、鋼中でMnＳとして存在し、疲労強度を低下させる
ので、含有量は0.02％以下に制限した。 【００１８】Ｐ：0.02％以下 Ｐは、偏析元素として、疲労強度を低下させるので、含
有量は0.02％以下に制限した。 【００１９】Ti：0.005 ％以下、Nb：0.005 ％以下、
Ｖ：0.005 ％以下で、かつ（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％ Ti，NbおよびＶの炭窒化物は、熱間鍛造時におけるγ粒
の成長を抑制する効果がある。その反面、加工性を劣化
させる作用もあるため、それぞれTi：0.005 ％以下、N
b：0.005 ％以下、Ｖ：0.005 ％以下で、かつ（Ti＋Nb
＋Ｖ）≦0.01％を満足する範囲で含有させるものとし
た。 【００２０】Ｎ：0.015 ％以下で、かつ次式(1) を満足
する範囲 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000（℃） --- (1) Ｎは、AlＮの析出を通じて結晶粒を微細化する効果があ
る。この効果を得るためには、AlＮの溶解温度が1000℃
以上であることが必要であるが、0.015 ％を超えると加
工性の劣化を招くので、Ｎは 0.015％以下でかつ、上掲
式(1) を満足する範囲に限定した。 【００２１】以上、成分組成範囲について説明したが、
本発明ではその他、鋼組織も重要である。 熱間鍛造後の平均γ粒径：50μm 以下で、かつ 100μm
を超える粗大γ粒の比率：20％以下 Ｃ量が 0.5％を超えるフェライト・パーライト鋼では、
旧オーステナイト粒界から生成したフィルム状の初析フ
ェライトとパーライトからなる組織となる。このような
組織の場合、疲労亀裂はフィルム状のフェライトを選択
的に伝搬することは前述したとおりであるが、かかる亀
裂の伝搬を防止するためには、鍛造後のγ粒径を50μm
以下とし組織単位を小さくすることが有効である。ま
た、100 μm を超える粗大なγ粒が全体の20％を超えて
存在すると、疲労試験やかしめ加工等において初析フェ
ライト部が亀裂や毛割れの起点となるため、これらを防
止するためには、鍛造後のこれら粗大なγ粒の比率を全
体の20％以下に制限することが重要である。 【００２２】熱間鍛造ままの鋼組織がフェライト分率：
５〜20 vol％のフェライト・パーライト組織 熱間鍛造後、室温まで冷却した時の鋼組織のフェライト
分率が５ vol％に満たない場合には、オーステナイト粒
界の初析フェライトがフィルム状となって、疲労強度や
冷間加工時の割れ発生限界を低下させる。一方、20 vol
％を超えた場合には、強度が低下し、耐疲労特性の劣化
を招く。よって、熱間鍛造まま、室温での組織はフェラ
イト分率が５〜20 vol％のフェライト・パーライト組織
に限定した。 【００２３】なお、上述した組織とするには、1100〜12
00℃に加熱後、仕上げ温度：900 ℃以上、加工率：30％
以上の条件で熱間鍛造を行えば良い。 【００２４】 【実施例】表１，２に示す成分組成になる鋼を、30ｔ電
気炉で溶製したのち、連続鋳造および圧延により、50mm
角の角棒に圧延した。この角棒を、1200℃に加熱後、小
型圧延機により、熱間鍛造相当の１パス圧延（圧延機出
側温度：1000℃、加工率：60％）を行い、板厚：20mmの
板材としたのち、空冷した。一方、従来鋼については、
熱間鍛造相当圧延後に 860℃, １ｈの焼ならし処理を行
った。かくして得られた鋼材の板厚中心部から、Ｌ方向
に、(1) ミクロ引張試験片、(2) 回転曲げ疲労試験片、
(3) 完全拘束型冷間鍛造試験片を採取し、各試験に供し
た。 【００２５】疲労強度は、小野式回転曲げ疲労試験によ
り、107 寿命となる疲労強度を求めた。冷間加工性は、
300 ｔプレス機を用いて、圧下率：60％の１パス加工を
行い、圧縮加工後の試験片側面を観察し、開口割れおよ
び毛割れ発生状況を観察した。割れおよび毛割れ発生状
況は、試験片５個について試験し、割れ発生率は、全試
験片に対する割れや毛割れが発生した個数の比率で求め
た。熱間鍛造後のγ粒径は、上記の圧延直後に水冷して
組織を凍結し、試験片採取位置に相当する部分から旧γ
粒を現出し、画像解析装置により円相当径として測定し
た。フェライト分率は、圧延材の中央部のミクロ組織に
ついて 200倍の倍率で10視野を観察し、画像解析により
求めたフェライト面積率を vol％として表した。得られ
た結果を表３，４に示す。 【００２６】 【表１】 【００２７】 【表２】【００２８】 【表３】 【００２９】 【表４】【００３０】表３，４中、No.1〜11は発明鋼であるが、
これら発明鋼はいずれも、 No.31に示した従来鋼と比較
して、疲労強度が25％以上も増大しているにもかかわら
ず、良好な冷間加工性を呈している。No.12, 13 は、Ｎ
量が多量に不足し上掲式(1) を満足しない比較鋼であ
り、この場合は、疲労強度および冷間加工性ともに低か
った。No.14 は、Ｎが若干不足し上掲式(1) を満足しな
い比較鋼であるが、この場合には、平均γ粒径は50μm
以下であったが、100 μm 以上のγ粒の比率が20％を超
えていたため、割れはなかったものの、毛割れの発生を
余儀なくされた。No.15 は、Ｎ量が上限値を超える場合
であり、冷間加工性は低下した。No.16 は、Ｃ量が下限
値に満たない場合であり、冷間加工性は良好であったも
のの、疲労強度は低値であった。No.17 は、逆にＣ量が
上限値を超える場合であり、冷間加工性の劣化を余儀な
くされた。No.18 は、Si量が下限を下回る場合であり、
疲労強度が低い。No.19 は、Si量が上限を上回る場合で
あり、冷間加工性が悪かった。No.20 は、Mn量が下限に
満たない場合であり、疲労強度が低い。No.21 は、Mn量
が上限値を超える場合であり、冷間加工性が悪い。No.2
2 は、Ｐ量が上限値を超える場合であり、冷間加工性が
悪い。No.23 は、Ｓ量が上限値を超える場合であり、冷
間加工性が悪い。No.24 は、Al量が下限値未満の場合で
あり、冷間加工性が悪い。No.25 は、Al量が上限値を超
える場合であり、疲労強度、冷間加工性ともに低い。N
o.26 は、Cr量が下限値未満の場合であり、疲労強度、
冷間加工性ともに低い。No.27 は、Cr量が上限値を超え
る場合であり、疲労強度、冷間加工性ともに低い。 No.
28〜30は、Ti, Nb, Ｖ量または合計量が上限値を超える
場合であり、いずれも冷間加工性が低い。 【００３１】 【発明の効果】かくして、本発明によれば、従来から機
械構造部品の素材として広く使用されている機械構造用
炭素鋼よりも優れた耐疲労特性を有し、かつ冷間加工性
にも優れた熱間鍛造鋼を安定して得ることができる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 天野 虔一
岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な
し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.50〜0.65％、 Si：0.50〜1.5 ％、 Mn：0.50〜1.5 ％、 Cr：0.1 〜0.6 ％、 Al：0.01〜0.05％、 Ｓ：0.02％以下、 Ｐ：0.02％以下 を含み、かつ Ti：0.005 ％以下、 Nb：0.005 ％以下、 Ｖ：0.005 ％以下 を、（Ti＋Nb＋Ｖ）≦0.01％の範囲で含有し、さらにＮ
を、 Ｎ：0.015 ％以下 で、かつ下記式(1) を満足する範囲において含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、熱間鍛造後
の平均オーステナイト粒径が50μm 以下で、かつ100 μ
m を超える粗大なオーステナイト粒が全体の20％以下
で、さらに熱間鍛造ままの鋼組織がフェライト分率：５
〜20 vol％のフェライト・パーライト組織であることを
特徴とする耐疲労特性および冷間加工性に優れた熱間鍛
造鋼。 記 Ｔ（℃）＝7400／（1.95−log 〔Al〕〔Ｎ−Ti/3.4−Nb/6.6−Ｖ/3.6〕） −273 ≧1000 --- (1)
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- 2002-03-25 JP JP2002083436A patent/JP4158390B2/ja not_active Expired - Fee Related
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