JP2581442B2 - 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 - Google Patents
高強度・高靭性非調質鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車部品あるいは機
械部品の製造において、熱間鍛造あるいは熱間圧延後に
直接焼入れのままで、高強度・高靭性の得られる非調質
鋼の製造方法に関する。
械部品の製造において、熱間鍛造あるいは熱間圧延後に
直接焼入れのままで、高強度・高靭性の得られる非調質
鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車部品等の機械部品は、棒鋼
から熱間鍛造により成形され、その後、焼入れ、焼戻し
（調質）処理され切削加工して製造されるものが多い。
から熱間鍛造により成形され、その後、焼入れ、焼戻し
（調質）処理され切削加工して製造されるものが多い。
【０００３】このような製造方法において、省エネルギ
ー、コスト低減を目的として熱処理を省略し、Ｖ、Ｔｉ
等の微量元素を活用したフェライト＋パーライト系の非
調質鋼や、Ｃｒ、Ｍｎあるいは活用したベイナイト系の
非調質鋼が開発されている。
ー、コスト低減を目的として熱処理を省略し、Ｖ、Ｔｉ
等の微量元素を活用したフェライト＋パーライト系の非
調質鋼や、Ｃｒ、Ｍｎあるいは活用したベイナイト系の
非調質鋼が開発されている。
【０００４】フェライト＋パーライト系の非調質鋼につ
いては、特開昭５９−１００２５６号公報に記載されて
いる。
いては、特開昭５９−１００２５６号公報に記載されて
いる。
【０００５】ベイナイト系の非調質鋼については、特開
昭６１−１９７６１号公報、特開昭６０−１０３１６１
号公報、特開昭６１−１３９６４６号公報に記載されて
いる。
昭６１−１９７６１号公報、特開昭６０−１０３１６１
号公報、特開昭６１−１３９６４６号公報に記載されて
いる。
【０００６】即ち、特開昭５９−１００２５６号公報に
は、Ｃ：０．０２〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２５％％、Ｔｉ：０．
２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５からなる熱間鍛造用非調質鋼が開
示されている。
は、Ｃ：０．０２〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２５％％、Ｔｉ：０．
２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５からなる熱間鍛造用非調質鋼が開
示されている。
【０００７】特開昭６１−１９７６１号公報には、Ｃ：
０．０５〜０．１８％、Ｃｒ＋Ｍｎ：１．６０〜４．２
０％からなる鋼を熱間鍛造後放冷却のままで高靭性の得
られる熱間鍛造用棒鋼が開示されている。
０．０５〜０．１８％、Ｃｒ＋Ｍｎ：１．６０〜４．２
０％からなる鋼を熱間鍛造後放冷却のままで高靭性の得
られる熱間鍛造用棒鋼が開示されている。
【０００８】特開昭６０−１０３１６１号公報には、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．６０〜３．００
％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．２０〜５．９０％からなる鋼を熱
間鍛造用放冷のままで高靭性の得られる熱間鍛造用棒鋼
が開示されている。
Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：０．６０〜３．００
％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．２０〜５．９０％からなる鋼を熱
間鍛造用放冷のままで高靭性の得られる熱間鍛造用棒鋼
が開示されている。
【０００９】特開昭６１−１３９６４６号公報には、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜２．００
％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．２０〜４．００％、Ｔｉ：０．０
１０〜０．０３０％、からなる鋼を熱間鍛造後熱湯冷却
することによって、高い靭性が得られる熱間鍛造用非調
質棒鋼が開示されている。
Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜２．００
％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．２０〜４．００％、Ｔｉ：０．０
１０〜０．０３０％、からなる鋼を熱間鍛造後熱湯冷却
することによって、高い靭性が得られる熱間鍛造用非調
質棒鋼が開示されている。
【００１０】更に、特公昭６１−３２３７１号公報では
Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％からなる鋼をオーステナイト状
態から６０℃以上の温水中で冷却することからなる低炭
素ベイナイト強靭鋼の製造法が開示されている。
Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％からなる鋼をオーステナイト状
態から６０℃以上の温水中で冷却することからなる低炭
素ベイナイト強靭鋼の製造法が開示されている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】特開昭５９−１００２
５６号公報に記載されたものでは、Ｃ量が０．０２〜
０．４０％と高いために高靭性化には限界があった。
５６号公報に記載されたものでは、Ｃ量が０．０２〜
０．４０％と高いために高靭性化には限界があった。
【００１２】特開昭６１−１９７６１号公報、特開昭６
０−１０３１６１号公報、特開昭６１−１３９６４６号
公報に記載されているものは、高強度が得られ易い利点
があるものの、靭性面ではＴｉＮを活用したフェライト
＋パーライト系と同等かそれ以下のレベルに留まるもの
であった。
０−１０３１６１号公報、特開昭６１−１３９６４６号
公報に記載されているものは、高強度が得られ易い利点
があるものの、靭性面ではＴｉＮを活用したフェライト
＋パーライト系と同等かそれ以下のレベルに留まるもの
であった。
【００１３】また、特開昭６１−１３９６４６号公報に
記載されているものは、Ｃ量が０．０６〜０．１５％で
あり、靭性面でやや劣る欠点がある。
記載されているものは、Ｃ量が０．０６〜０．１５％で
あり、靭性面でやや劣る欠点がある。
【００１４】また、特公昭６１−３２３７１号公報で
は、焼戻し処理は省略できるものの、焼入れ時には再加
熱が必要であり、いわゆる直接焼入れでないため焼入れ
性が劣り、強度・靭性の点においても、製造工程上ある
いは製造コスト上も、改善の余地がある技術である。
は、焼戻し処理は省略できるものの、焼入れ時には再加
熱が必要であり、いわゆる直接焼入れでないため焼入れ
性が劣り、強度・靭性の点においても、製造工程上ある
いは製造コスト上も、改善の余地がある技術である。
【００１５】以上述べたように、従来の非調質鋼あるい
は低Ｃ鋼では、若干の靭性改善は認められるものの、充
分な靭性が安価に得られるとはいえない。
は低Ｃ鋼では、若干の靭性改善は認められるものの、充
分な靭性が安価に得られるとはいえない。
【００１６】高靭性が要求される部品にたいしては適用
されるまでに至っていない。本発明は、以上のような問
題点を解消し、高強度・高靭性が得られる非調質鋼の製
造方法を提供することを目的とするものである。
されるまでに至っていない。本発明は、以上のような問
題点を解消し、高強度・高靭性が得られる非調質鋼の製
造方法を提供することを目的とするものである。
【００１７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は以下のようにする。重量％でＣ：０．０２
〜０．０５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：
１．００〜０．０３０％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．５０〜６．
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．００
０３〜０．００３０％、 Ａｌ：０．０１〜０．０５
％、Ｎ：０．００６０％以下を含み、残部は実質的にＦ
ｅからなる鋼を熱間加工後にオーステナイトの状態か
ら、２．０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度にて、少なく
とも３００℃まで冷却することを特徴とする高強度・高
靭性非調質鋼の製造方法である。
に、本発明は以下のようにする。重量％でＣ：０．０２
〜０．０５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：
１．００〜０．０３０％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．５０〜６．
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．００
０３〜０．００３０％、 Ａｌ：０．０１〜０．０５
％、Ｎ：０．００６０％以下を含み、残部は実質的にＦ
ｅからなる鋼を熱間加工後にオーステナイトの状態か
ら、２．０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度にて、少なく
とも３００℃まで冷却することを特徴とする高強度・高
靭性非調質鋼の製造方法である。
【００１８】
【作用】本発明において、鋼の化学成分（％）を限定し
た理由について、以下に述べる。 （１）Ｃ Ｃは強度・靭性に大きな影響を及ぼす元素であり、０．
０２％未満では充分な強度が得られないために、０．０
２％以上とした。また、０．０５％を超えると高靭性が
得られないため、０．０５％以下とした。従って、Ｃ含
有量は０．０２〜０．０５％の範囲とした。
た理由について、以下に述べる。 （１）Ｃ Ｃは強度・靭性に大きな影響を及ぼす元素であり、０．
０２％未満では充分な強度が得られないために、０．０
２％以上とした。また、０．０５％を超えると高靭性が
得られないため、０．０５％以下とした。従って、Ｃ含
有量は０．０２〜０．０５％の範囲とした。
【００１９】（２）Ｓｉ Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、同時に強化元素でも
ある。０．１０％未満では脱酸効果が得られないため、
０．０１％以上とした。また、１．００％を超すと靭性
に悪影響があるので１．００％とした。従って、Ｓｉ含
有量は０．１０〜１．００％の範囲とした。
ある。０．１０％未満では脱酸効果が得られないため、
０．０１％以上とした。また、１．００％を超すと靭性
に悪影響があるので１．００％とした。従って、Ｓｉ含
有量は０．１０〜１．００％の範囲とした。
【００２０】（３）Ｍｎ ＭｎはＣと同様、強度・靭性に大きな影響を与える元素
である。本発明では靭性を向上させるため特にＣ量を
０．０２〜０．０５と低減しており、Ｍｎ量が１．００
％未満では充分な強度が得られないため１．００％以上
とした。また、３．５０％を超すと靭性に悪影響がある
ので３．５０％以下とした。従って、Ｍｎ含有量は１．
００〜３．５０％の範囲とした。
である。本発明では靭性を向上させるため特にＣ量を
０．０２〜０．０５と低減しており、Ｍｎ量が１．００
％未満では充分な強度が得られないため１．００％以上
とした。また、３．５０％を超すと靭性に悪影響がある
ので３．５０％以下とした。従って、Ｍｎ含有量は１．
００〜３．５０％の範囲とした。
【００２１】（４）Ｃｒ＋Ｍｎ Ｃｒは、Ｍｎ、Ｃと同様、強度・靭性を確保するのに重
要な元素である。本発明では靭性を向上させるために、
特にＣ量を０．０２〜０．０５％と低減しており、Ｃｒ
＋Ｍｎ量が２．５０％を下回ると強度が不足するので、
２．５０％以上とした。
要な元素である。本発明では靭性を向上させるために、
特にＣ量を０．０２〜０．０５％と低減しており、Ｃｒ
＋Ｍｎ量が２．５０％を下回ると強度が不足するので、
２．５０％以上とした。
【００２２】また、６．０％を超すと靭性に悪影響があ
るとともに、コスト面で不利となるので、６．０％以下
とした。従って、Ｃｒ＋Ｍｎ含有量は、２．５０〜６．
０％の範囲とした。
るとともに、コスト面で不利となるので、６．０％以下
とした。従って、Ｃｒ＋Ｍｎ含有量は、２．５０〜６．
０％の範囲とした。
【００２３】（５）Ｎ Ｎは０．００６０％を超すと靭性が低下するのでこれを
上限とした。
上限とした。
【００２４】（６）Ｔｉ Ｔｉは、鋼中のＮを固定し、Ｂの持つ焼入れ性向上効果
を確保するために添加される。０．００５％未満では、
Ｎは固定する効果が充分でないために、０．００５％以
上とした。また、０．０３０％を超えて添加しても効果
が飽和してしまうこと、及び過剰のＴｉＮが生成するこ
とにより靭性を損なうことがあるために、０．０３０％
とした。従って、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０３
０％の範囲とした。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定
するために、Ｎ量の３．４倍のＴｉ量を添加することが
最も望ましい。
を確保するために添加される。０．００５％未満では、
Ｎは固定する効果が充分でないために、０．００５％以
上とした。また、０．０３０％を超えて添加しても効果
が飽和してしまうこと、及び過剰のＴｉＮが生成するこ
とにより靭性を損なうことがあるために、０．０３０％
とした。従って、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０３
０％の範囲とした。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定
するために、Ｎ量の３．４倍のＴｉ量を添加することが
最も望ましい。
【００２５】（７）Ｂ Ｂは焼入れ性を向上させるために添加する。０．０００
３％未満では焼入れ性を向上させる効果が少ないため
０．０００３％以上とした。
３％未満では焼入れ性を向上させる効果が少ないため
０．０００３％以上とした。
【００２６】また、０．００３０％を超えて添加して
も、効果が飽和するので０．００３０％以下とした。従
って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３０％の範囲
とした。
も、効果が飽和するので０．００３０％以下とした。従
って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３０％の範囲
とした。
【００２７】（８）Ａｌ Ａｌは強力な脱酸こうか を持つため添加する。０．０
１％未満では脱酸効果が認められなくなるので、０．０
１％以上とした。また、０．０５％を超えて添加して
も、効果が飽和するので、０．０５％以下とした。Ａｌ
含有量は０．０１〜０．０５％の範囲が好ましい。
１％未満では脱酸効果が認められなくなるので、０．０
１％以上とした。また、０．０５％を超えて添加して
も、効果が飽和するので、０．０５％以下とした。Ａｌ
含有量は０．０１〜０．０５％の範囲が好ましい。
【００２８】その他、Ｐ等の不可避的に混入される元素
がある。以上述べた元素のほかに、被削性を向上させる
ために、０．０７％までのＳあるいは０．４％までのＰ
ｂを添加しても有効である。
がある。以上述べた元素のほかに、被削性を向上させる
ために、０．０７％までのＳあるいは０．４％までのＰ
ｂを添加しても有効である。
【００２９】熱間加工の条件については、通常の加熱条
件にて加熱し、加工を実施した後、直接焼入れすれば良
い。
件にて加熱し、加工を実施した後、直接焼入れすれば良
い。
【００３０】しかし、オーステナイト状態から焼入れし
ないと充分に焼が入らないため、オーステナイト状態か
ら焼入れすることにした。
ないと充分に焼が入らないため、オーステナイト状態か
ら焼入れすることにした。
【００３１】冷却条件については、２．０〜１００℃／
ｓｅｃとする。２．０℃／ｓｅｃ以下では、焼きが充分
に入らず、良好な強度・靭性バランスが得られない。
ｓｅｃとする。２．０℃／ｓｅｃ以下では、焼きが充分
に入らず、良好な強度・靭性バランスが得られない。
【００３２】１００℃／ｓｅｃを超えると、工業的に実
現が困難となる。冷却温度範囲は、焼きを充分に入れる
ためには、少なくとも３００℃以下までとする。
現が困難となる。冷却温度範囲は、焼きを充分に入れる
ためには、少なくとも３００℃以下までとする。
【００３３】３００℃を超えた停止温度の場合には、良
好な強度・靭性バランスが得られない。
好な強度・靭性バランスが得られない。
【００３４】焼入れ後の焼戻し処理は不要であるが、材
質の劣化を招かない範囲で必要に応じて施してもよい。
質の劣化を招かない範囲で必要に応じて施してもよい。
【００３５】本発明は前記のような構成によって、Ｃ、
Ｍｎ、Ｃｒの成分限定による作用効果と、これにＴｉ＋
Ｂを加えた付加効果と、そして熱間加工後のオーステナ
ストの状態から少なくとも３００℃までの冷却温度の限
定により、焼入れ性を確保した作用との相乗効果によっ
て、高強度・高靭性の非調質鋼を得る。
Ｍｎ、Ｃｒの成分限定による作用効果と、これにＴｉ＋
Ｂを加えた付加効果と、そして熱間加工後のオーステナ
ストの状態から少なくとも３００℃までの冷却温度の限
定により、焼入れ性を確保した作用との相乗効果によっ
て、高強度・高靭性の非調質鋼を得る。
【００３６】
【実施例】以下に本発明の実施例を詳述する。 ［実施例］表１に示される鋼Ｃを１５０ｋｇ真空溶解炉
にて溶製し、鋳塊としたのち、直径９０ｍｍの棒鋼に鍛
造し、オーステナイトの状態から、直ちに各種の条件で
冷却し、試験片を採取して機械的性質を調査した。
にて溶製し、鋳塊としたのち、直径９０ｍｍの棒鋼に鍛
造し、オーステナイトの状態から、直ちに各種の条件で
冷却し、試験片を採取して機械的性質を調査した。
【００３７】
【表１】
【００３８】試験結果を表２に示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】引っ張り強度（ＴＳ）で１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 以上、−４０℃におけるシャルピー衝撃値（ｕＥ
-40 ）で１０ｋｇｆｍ／ｃｍ2 以上が得られた。
ｍ2 以上、−４０℃におけるシャルピー衝撃値（ｕＥ
-40 ）で１０ｋｇｆｍ／ｃｍ2 以上が得られた。
【００４１】［比較例］表３に示される鋼Ｑ、Ｒを１５
０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち、直径９
０ｍｍの棒鋼に鍛造した。この棒鋼を１２５０℃に加熱
後、熱間鍛造し、 オーステナイトの状態から、直ちに
各種の条件で冷却し、試験片を採取して機械的性質を調
査した。
０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち、直径９
０ｍｍの棒鋼に鍛造した。この棒鋼を１２５０℃に加熱
後、熱間鍛造し、 オーステナイトの状態から、直ちに
各種の条件で冷却し、試験片を採取して機械的性質を調
査した。
【００４２】
【表３】
【００４３】試験結果を表４に示す。
【００４４】
【表４】
【００４５】Ｃ量が高いために、引っ張り強度（ＴＳ）
は９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上が得られたが、−４０℃にお
けるシャルピー衝撃値（ｕＥ-40 ）で１０ｋｇｆｍ／ｃ
ｍ2未満しか得られなかった。
は９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上が得られたが、−４０℃にお
けるシャルピー衝撃値（ｕＥ-40 ）で１０ｋｇｆｍ／ｃ
ｍ2未満しか得られなかった。
【００４６】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、Ｃ量を
０．０２〜０．０５％に低減した鋼を、熱間加工の後に
オーステナイトの状態から直接焼入れしたことで、優れ
た強度・靭性値が得られ、自動車の足回り用の鋼性能の
機械部品が安価に製造可能である。
０．０２〜０．０５％に低減した鋼を、熱間加工の後に
オーステナイトの状態から直接焼入れしたことで、優れ
た強度・靭性値が得られ、自動車の足回り用の鋼性能の
機械部品が安価に製造可能である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０２〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜３．５
０％、Ｃｒ＋Ｍｎ：２．５０〜６．０％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０
％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６０％
以下を含み、残部は実質的にＦｅからなる鋼を熱間加工
後にオーステナイトの状態から、２．０〜１００℃／ｓ
ｅｃの冷却速度にて、少なくとも３００℃まで冷却する
ことを特徴とする高強度・高靭性非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6107092A JP2581442B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6107092A JP2581442B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62271667A Division JPH0696742B2 (ja) | 1987-10-29 | 1987-10-29 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07145425A JPH07145425A (ja) | 1995-06-06 |
| JP2581442B2 true JP2581442B2 (ja) | 1997-02-12 |
Family
ID=14450263
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6107092A Expired - Lifetime JP2581442B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2581442B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104593573B (zh) * | 2015-02-28 | 2017-01-11 | 南京工程学院 | 一种高效提升非调质钢强韧性的复合形变热处理强化方法 |
| CN105018698A (zh) * | 2015-07-24 | 2015-11-04 | 江苏龙城精锻有限公司 | 中碳非调质钢锻后控温冷却方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59110729A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS6119761A (ja) * | 1984-07-04 | 1986-01-28 | Nippon Steel Corp | 高靭性熱鍛非調質棒鋼 |
| JPS6167717A (ja) * | 1984-09-10 | 1986-04-07 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法 |
| JPS61284553A (ja) * | 1985-06-12 | 1986-12-15 | Kobe Steel Ltd | 靭性の優れた非調質ボルト等用鋼材 |
-
1994
- 1994-05-20 JP JP6107092A patent/JP2581442B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07145425A (ja) | 1995-06-06 |
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