JP3139876B2 - 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 - Google Patents
熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車、産業機械など
の機械部品に加工される鋼素材のうち、特に熱間での鍛
造、転造などで加工された後、熱間加工まま、もしくは
時効処理を施されて機械部品となる熱間鍛造用非調質
鋼、および同鋼素材を用いた非調質熱間鍛造品の製造方
法、ならびに非調質熱間鍛造品に関するものである。
の機械部品に加工される鋼素材のうち、特に熱間での鍛
造、転造などで加工された後、熱間加工まま、もしくは
時効処理を施されて機械部品となる熱間鍛造用非調質
鋼、および同鋼素材を用いた非調質熱間鍛造品の製造方
法、ならびに非調質熱間鍛造品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車、産業用機械部品の多くは素材棒
鋼を熱間で加工し、焼入焼し戻処理（調質処理）により
組織を微細化して強度と靱性を高めて使用しているが、
近年はコスト削減のため調質処理を省略したまま使用さ
れる機械部品、いわゆる熱間鍛造用非調質鋼（以下非調
質鋼とする）部品が急速に普及してきている。また、最
近は地球環境保護のため、自動車の低燃費化が求められ
るようになってきているが、自動車の低燃費化を達成す
るための有効な方法の一つは車両軽量化であり、強度の
向上による部品の小型軽量化が指向されている。
鋼を熱間で加工し、焼入焼し戻処理（調質処理）により
組織を微細化して強度と靱性を高めて使用しているが、
近年はコスト削減のため調質処理を省略したまま使用さ
れる機械部品、いわゆる熱間鍛造用非調質鋼（以下非調
質鋼とする）部品が急速に普及してきている。また、最
近は地球環境保護のため、自動車の低燃費化が求められ
るようになってきているが、自動車の低燃費化を達成す
るための有効な方法の一つは車両軽量化であり、強度の
向上による部品の小型軽量化が指向されている。
【０００３】鋼を特に高強度化するためには鋼部品の組
織をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織とする
ことが必要である。ベイナイト組織の非調質鋼に関して
は、種々の発明が開示されており、特開平１−１７７３
３９号公報には熱間鍛造後、空冷ままで使用できる非調
質鋼が示されている。しかし、ベイナイト鋼は降伏強度
が低いという欠点があるため、さらに時効を行って強靭
化を図る方法が知られている。例えば、特開平２−２５
５１６号公報には鍛造後２００−６００℃で時効して強
靱化する方法が示されている。
織をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織とする
ことが必要である。ベイナイト組織の非調質鋼に関して
は、種々の発明が開示されており、特開平１−１７７３
３９号公報には熱間鍛造後、空冷ままで使用できる非調
質鋼が示されている。しかし、ベイナイト鋼は降伏強度
が低いという欠点があるため、さらに時効を行って強靭
化を図る方法が知られている。例えば、特開平２−２５
５１６号公報には鍛造後２００−６００℃で時効して強
靱化する方法が示されている。
【０００４】しかしながら、自動車の低燃費に対する要
求はますます強く、一層の高強度、高靱性化が要請され
ている。
求はますます強く、一層の高強度、高靱性化が要請され
ている。
【０００５】
【発明が解決しようとする問題点】従来自動車用の足廻
り部品として用いられてきた鋼部品の引張り強さはおよ
そ１０００ＭＰａまでのものがほとんどであるが、ベイ
ナイト組織の非調質鋼においては、合金元素を増加する
ことにより１０００ＭＰａ以上の引張り強さが比較的容
易に実現できる。しかし、１０００ＭＰａ以上の引張り
強さと同時に、自動車足廻り部品として必要なだけの靱
性を付与することは困難であった。また、ベイナイト非
調質鋼は降伏比が低いことも問題であった。
り部品として用いられてきた鋼部品の引張り強さはおよ
そ１０００ＭＰａまでのものがほとんどであるが、ベイ
ナイト組織の非調質鋼においては、合金元素を増加する
ことにより１０００ＭＰａ以上の引張り強さが比較的容
易に実現できる。しかし、１０００ＭＰａ以上の引張り
強さと同時に、自動車足廻り部品として必要なだけの靱
性を付与することは困難であった。また、ベイナイト非
調質鋼は降伏比が低いことも問題であった。
【０００６】そこで、本発明は熱間鍛造ままで１０００
ＭＰａを超える引張り強さと、高靱性を有し、さらに高
降伏強さを実現するようなベイナイト型熱間鍛造非調質
鋼部品用の素材すなわち熱間鍛造用非調質鋼と、非調質
熱間鍛造品の製造方法、ならびにその部品を提供するも
のである。
ＭＰａを超える引張り強さと、高靱性を有し、さらに高
降伏強さを実現するようなベイナイト型熱間鍛造非調質
鋼部品用の素材すなわち熱間鍛造用非調質鋼と、非調質
熱間鍛造品の製造方法、ならびにその部品を提供するも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らははじめに高
降伏比化を達成する方法について検討した。ベイナイト
鋼は恒温変態組織として知られているが、熱間鍛造非調
質状態のベイナイト鋼では組織中にベイナイトだけでは
なく、残留オーステナイト、マルテンサイトを含む場合
が多い。これは、熱間鍛造後の空冷時にベイナイト変態
温度域を通過する時間が十分でないため、変態しきれな
いオーステナイトが低温まで保存され、さらにオーステ
ナイトの一部が低温でマルテンサイトに変態するためで
ある。ベイナイト鋼の降伏化が低いのは軟質な残留オー
ステナイトが多く存在することが原因である。
降伏比化を達成する方法について検討した。ベイナイト
鋼は恒温変態組織として知られているが、熱間鍛造非調
質状態のベイナイト鋼では組織中にベイナイトだけでは
なく、残留オーステナイト、マルテンサイトを含む場合
が多い。これは、熱間鍛造後の空冷時にベイナイト変態
温度域を通過する時間が十分でないため、変態しきれな
いオーステナイトが低温まで保存され、さらにオーステ
ナイトの一部が低温でマルテンサイトに変態するためで
ある。ベイナイト鋼の降伏化が低いのは軟質な残留オー
ステナイトが多く存在することが原因である。
【０００８】そこで、時効により残留オーステナイト組
織を分解し、強靱な組織に変えることが高降伏比化に有
効となるが、本発明においては特に組織微細化と熱間鍛
造後の時効を組合わせることにより高靱性化と高降伏比
化を両立させることができた。ベイナイト鋼の高靱性化
についても種々検討した。その結果、ベイナイト鋼を高
靱性化するには、ベイナイト変態点（Ｂｓ点）が低下す
るような成分に調節して熱間鍛造ままのベイナイトラス
組織を微細化すること、および比較的多量のＳｉを添加
することの組合わせが効果的であることを見出した。鋼
のＢｓ点を低く調整するには、Ｃｒを成分保証できる最
小限とし、Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏを高めることが効果的であっ
た。また、旧オーステナイト組織の粗大化を防止するこ
とにより鋼破壊時の単位が微細化され、靱性が向上する
ことも明らかとなった。旧オーステナイト組織の粗大化
防止は炭窒化物、あるいはＭｎＳのピン止効果により達
成することができる。
織を分解し、強靱な組織に変えることが高降伏比化に有
効となるが、本発明においては特に組織微細化と熱間鍛
造後の時効を組合わせることにより高靱性化と高降伏比
化を両立させることができた。ベイナイト鋼の高靱性化
についても種々検討した。その結果、ベイナイト鋼を高
靱性化するには、ベイナイト変態点（Ｂｓ点）が低下す
るような成分に調節して熱間鍛造ままのベイナイトラス
組織を微細化すること、および比較的多量のＳｉを添加
することの組合わせが効果的であることを見出した。鋼
のＢｓ点を低く調整するには、Ｃｒを成分保証できる最
小限とし、Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏを高めることが効果的であっ
た。また、旧オーステナイト組織の粗大化を防止するこ
とにより鋼破壊時の単位が微細化され、靱性が向上する
ことも明らかとなった。旧オーステナイト組織の粗大化
防止は炭窒化物、あるいはＭｎＳのピン止効果により達
成することができる。
【０００９】さらに時効は高降伏比化のみならず高靱性
化にも有効であるが、熱間鍛造ままの組織が粗大であっ
た場合には、最適な時効を施したとしても達成できる靱
性には限界があり、１０００ＭＰａ以上の引張り強さに
おいては、従来調質鋼並みの衝撃値を得ることは困難で
あった。ベイナイトラス組織の微細化、比較的多量のＳ
ｉ添加および時効の組合わせがもっとも高い靱性を得る
方法である。
化にも有効であるが、熱間鍛造ままの組織が粗大であっ
た場合には、最適な時効を施したとしても達成できる靱
性には限界があり、１０００ＭＰａ以上の引張り強さに
おいては、従来調質鋼並みの衝撃値を得ることは困難で
あった。ベイナイトラス組織の微細化、比較的多量のＳ
ｉ添加および時効の組合わせがもっとも高い靱性を得る
方法である。
【００１０】以上のような知見により完成した本発明の
要旨は、 （１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．９０〜３．００％、Ｍｎ：１．２０〜３．００％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、Ｓ：０．０３〜０．１０
％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８０〜
０．０２００％、および、Ｍｏ：０．０５〜１．００
％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種もしくは２種を
含み、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなり、かつ、
下式で表される炭素当量Ｃeq. が０．８２％以上、およ
び、下式で表されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが８１
０Ｋ以下、を満たす成分を有し、熱間鍛造し放冷した後
の金属組織が体積の８０％以上がベイナイト組織であっ
て、かつ、引張り強さが１０００ＭＰａ以上であること
を特徴とする熱間鍛造用非調質鋼。 Ｃeq.(％) ＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％Ｍｎ） ＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） Ｂｓ（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓｉ）−７６（％Ｍｎ） −５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） （２）成分が、さらに、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０
％、を含む（１）記載の熱間鍛造用非調質鋼。 （３）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．９０〜３．００％、Ｍｎ：１．２０〜３．００％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、Ｓ：０．０３〜０．１０
％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８０〜
０．０２００％、および、Ｍｏ：０．０５〜１．００
％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種もしくは２種を
含み、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなり、かつ、
下式で表される炭素当量Ｃeq. が０．８２％以上、およ
び、下式で表されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが８１
０Ｋ以下、を満たす熱間鍛造用非調質鋼を、金属組織の
体積の８０％以上がベイナイト組織、かつ、引張り強さ
が１０００ＭＰａ以上となるように１２７０Ｋ以上の温
度で加工、放冷すること、または、１２７０Ｋ以上の温
度で加工、放冷後、４５０Ｋから９００Ｋで時効するこ
とを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。 Ｃeq.(％) ＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％Ｍｎ） ＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） Ｂｓ（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓｉ）−７６（％Ｍｎ） −５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） （４）成分が、さらに、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０
％、を含む（３）記載の熱間鍛造用非調質鋼を、金属組
織の体積の８０％以上がベイナイト組織、かつ、引張り
強さが１０００ＭＰａ以上となるように１２７０Ｋ以上
の温度で加工、放冷すること、または、１２７０Ｋ以上
の温度で加工、放冷後、４５０Ｋから９００Ｋで時効す
ることを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。 （５）（１）または（２）記載の成分を有し、金属組織
の体積の８０％以上がベイナイト組織であり、かつ、引
張り強さが１０００ＭＰａ以上である熱間鍛造非調質
品。以下に発明の限定理由について述べる。
要旨は、 （１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．９０〜３．００％、Ｍｎ：１．２０〜３．００％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、Ｓ：０．０３〜０．１０
％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８０〜
０．０２００％、および、Ｍｏ：０．０５〜１．００
％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種もしくは２種を
含み、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなり、かつ、
下式で表される炭素当量Ｃeq. が０．８２％以上、およ
び、下式で表されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが８１
０Ｋ以下、を満たす成分を有し、熱間鍛造し放冷した後
の金属組織が体積の８０％以上がベイナイト組織であっ
て、かつ、引張り強さが１０００ＭＰａ以上であること
を特徴とする熱間鍛造用非調質鋼。 Ｃeq.(％) ＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％Ｍｎ） ＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） Ｂｓ（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓｉ）−７６（％Ｍｎ） −５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） （２）成分が、さらに、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０
％、を含む（１）記載の熱間鍛造用非調質鋼。 （３）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．９０〜３．００％、Ｍｎ：１．２０〜３．００％、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、Ｓ：０．０３〜０．１０
％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００８０〜
０．０２００％、および、Ｍｏ：０．０５〜１．００
％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種もしくは２種を
含み、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなり、かつ、
下式で表される炭素当量Ｃeq. が０．８２％以上、およ
び、下式で表されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが８１
０Ｋ以下、を満たす熱間鍛造用非調質鋼を、金属組織の
体積の８０％以上がベイナイト組織、かつ、引張り強さ
が１０００ＭＰａ以上となるように１２７０Ｋ以上の温
度で加工、放冷すること、または、１２７０Ｋ以上の温
度で加工、放冷後、４５０Ｋから９００Ｋで時効するこ
とを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。 Ｃeq.(％) ＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％Ｍｎ） ＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） Ｂｓ（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓｉ）−７６（％Ｍｎ） −５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） （４）成分が、さらに、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０
％、を含む（３）記載の熱間鍛造用非調質鋼を、金属組
織の体積の８０％以上がベイナイト組織、かつ、引張り
強さが１０００ＭＰａ以上となるように１２７０Ｋ以上
の温度で加工、放冷すること、または、１２７０Ｋ以上
の温度で加工、放冷後、４５０Ｋから９００Ｋで時効す
ることを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。 （５）（１）または（２）記載の成分を有し、金属組織
の体積の８０％以上がベイナイト組織であり、かつ、引
張り強さが１０００ＭＰａ以上である熱間鍛造非調質
品。以下に発明の限定理由について述べる。
【００１１】Ｃ：Ｃは鋼の強化元素である。０．１５％
未満では１０００ＭＰａの引張り強さを実現するために
多量の合金が必要となり、熱間鍛造時の変形抵抗を大き
くするため鍛造型寿命が短くなる。０．４０％を超える
と靱性が低下する。 Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素であり、また残留オーステナ
イト組織を微細化して強度と靱性を向上させる作用があ
る。Ｓｉは靱性向上のため０．９０％以上が必要である
が、３．００％を超える添加すると被削性が低下する。
未満では１０００ＭＰａの引張り強さを実現するために
多量の合金が必要となり、熱間鍛造時の変形抵抗を大き
くするため鍛造型寿命が短くなる。０．４０％を超える
と靱性が低下する。 Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素であり、また残留オーステナ
イト組織を微細化して強度と靱性を向上させる作用があ
る。Ｓｉは靱性向上のため０．９０％以上が必要である
が、３．００％を超える添加すると被削性が低下する。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を高めて鍛造放冷ま
まのベイナイト組織を微細な下部ベイナイト組織とし、
強度と靱性を高める効果がある。１．２０％未満では強
靱化に不足であり、また３．００％を超えると、むしろ
靱性を低下させる。 Ｃｒ：ＣｒはＭｎ，Ｍｏと同様に熱間鍛造放冷ままのベ
イナイト組織を微細化するのに有効な元素であるが、ベ
イナイト変態開始温度Ｂｓを低下させて組織を微細化す
るためには、ＣｒよりもＭｎ，Ｖ，Ｍｏを高めることが
有効であるため、０．５０％以下とする。また鋼製造に
おける工程能力で保証しやすい０．１０％以上に限定す
る。
まのベイナイト組織を微細な下部ベイナイト組織とし、
強度と靱性を高める効果がある。１．２０％未満では強
靱化に不足であり、また３．００％を超えると、むしろ
靱性を低下させる。 Ｃｒ：ＣｒはＭｎ，Ｍｏと同様に熱間鍛造放冷ままのベ
イナイト組織を微細化するのに有効な元素であるが、ベ
イナイト変態開始温度Ｂｓを低下させて組織を微細化す
るためには、ＣｒよりもＭｎ，Ｖ，Ｍｏを高めることが
有効であるため、０．５０％以下とする。また鋼製造に
おける工程能力で保証しやすい０．１０％以上に限定す
る。
【００１３】Ｓ：ＳはＭｎＳを形成して旧オーステナイ
ト粒の粗大化を防止し、またベイナイトラスの単位を小
さくして、靱性を改善する。靱性の向上のため、Ｓは
０．０３％以上が必要であるが、０．１０％を超えて添
加すると靱性が劣化する。またＳは被削性を改善するた
めにも必須であるが、Ｓ添加と同等の被削性改善効果は
Ｐｂ：０．００５〜０．５０％，Ｂｉ：０．０１０〜
０．５０％，Ｔｅ：０．００１〜０．２０％，Ｓｅ：
０．０１０〜０．５０％の添加によっても得られ、特に
超硬工具を用いた切削における被削性を重要視する場合
はＣａ：０．０００４〜０．００５０％の添加が効果的
である。
ト粒の粗大化を防止し、またベイナイトラスの単位を小
さくして、靱性を改善する。靱性の向上のため、Ｓは
０．０３％以上が必要であるが、０．１０％を超えて添
加すると靱性が劣化する。またＳは被削性を改善するた
めにも必須であるが、Ｓ添加と同等の被削性改善効果は
Ｐｂ：０．００５〜０．５０％，Ｂｉ：０．０１０〜
０．５０％，Ｔｅ：０．００１〜０．２０％，Ｓｅ：
０．０１０〜０．５０％の添加によっても得られ、特に
超硬工具を用いた切削における被削性を重要視する場合
はＣａ：０．０００４〜０．００５０％の添加が効果的
である。
【００１４】Ｖ：Ｖは鍛造時にはベイナイト変態温度を
低下させて鍛造放冷ままのベイナイト組織を微細組織と
し靱性を高め、また鍛造後の放冷時に析出して鋼を強化
する。さらに鋼中に固溶したままのＶは時効において析
出してさらに鋼を強化する作用がある。これらの効果を
発揮させるためＶ：０．０５％以上の添加が必要であ
る。しかしコストを抑えるため上限を０．５０％とす
る。
低下させて鍛造放冷ままのベイナイト組織を微細組織と
し靱性を高め、また鍛造後の放冷時に析出して鋼を強化
する。さらに鋼中に固溶したままのＶは時効において析
出してさらに鋼を強化する作用がある。これらの効果を
発揮させるためＶ：０．０５％以上の添加が必要であ
る。しかしコストを抑えるため上限を０．５０％とす
る。
【００１５】Ｎ：ＮはＡｌ，Ｔｉの窒化物を形成して熱
間鍛造時のオーステナイト組織の粗大化を防止し、靱性
を高める元素であり、０．００８０％以上が必要であ
る。しかし０．０２００％を超えて添加しても効果は飽
和する。 Ｍｏ：ＭｏはＶと同様に組織を微細化して靱性を高め
る。また熱間鍛造後時効した場合にはＭｏ炭化物が析出
し鋼を強化する。高靱性化を期待するためには０．０５
％以上の添加が必要であるが、多量の添加はコストを増
大させるので１．００％以下に限定する。
間鍛造時のオーステナイト組織の粗大化を防止し、靱性
を高める元素であり、０．００８０％以上が必要であ
る。しかし０．０２００％を超えて添加しても効果は飽
和する。 Ｍｏ：ＭｏはＶと同様に組織を微細化して靱性を高め
る。また熱間鍛造後時効した場合にはＭｏ炭化物が析出
し鋼を強化する。高靱性化を期待するためには０．０５
％以上の添加が必要であるが、多量の添加はコストを増
大させるので１．００％以下に限定する。
【００１６】Ｎｂ：Ｎｂは窒化物としてオーステナイト
組織の粗大化を防止し、また固溶状態のＮｂはＶ，Ｍｏ
と同様にベイナイト組織を微細化し、強度と靱性を高め
る。また鋼中に固溶したままのＮｂは時効において析出
してさらに鋼を強化する作用がある。これらの効果を発
揮させるため０．０１％以上の添加が必要であるが０．
５０％を超えると靱性が低下する。
組織の粗大化を防止し、また固溶状態のＮｂはＶ，Ｍｏ
と同様にベイナイト組織を微細化し、強度と靱性を高め
る。また鋼中に固溶したままのＮｂは時効において析出
してさらに鋼を強化する作用がある。これらの効果を発
揮させるため０．０１％以上の添加が必要であるが０．
５０％を超えると靱性が低下する。
【００１７】Ｔｉは炭窒化物として鋼中に析出分散する
ことにより、鍛造再加熱時のオーステナイト組織の粗大
化を防止し、特に靭性を高める。粗大化防止に必要な添
加量は、Ｔｉ：０．００２％以上であるが、多量に添加
すると析出物が粗大化して鋼を脆化するため上限をＴ
ｉ：０．０５０％とする。
ことにより、鍛造再加熱時のオーステナイト組織の粗大
化を防止し、特に靭性を高める。粗大化防止に必要な添
加量は、Ｔｉ：０．００２％以上であるが、多量に添加
すると析出物が粗大化して鋼を脆化するため上限をＴ
ｉ：０．０５０％とする。
【００１８】熱間鍛造非調質状態、焼戻し後の鋼の引張
り強さ、および鋼のベイナイト変態点（Ｂｓ点）を調整
するため、本発明者らは熱間鍛造を想定して、高温に加
熱、冷却した場合の引張り特性、組織およびＢｓ点を調
べた。用いた供試鋼は成分範囲がＣ：０．１〜０．５
％，Ｓｉ：０．１〜３．０％，Ｍｎ：０．５〜３．５
％，Ｃｒ：０．２〜３．０％，Ｖ：０．０５〜０．２５
％，Ｎｂ：０．０５〜０．２５％，Ｍｏ：％０〜２．５
％，Ａｌ：０〜０．０５％，Ｔｉ：０〜０．０５％にあ
る４０水準の鋼であり、試験は鋼を１５００Ｋ３００秒
の加熱後１．０Ｋ／Ｓの冷却速度で冷却して行なった。
り強さ、および鋼のベイナイト変態点（Ｂｓ点）を調整
するため、本発明者らは熱間鍛造を想定して、高温に加
熱、冷却した場合の引張り特性、組織およびＢｓ点を調
べた。用いた供試鋼は成分範囲がＣ：０．１〜０．５
％，Ｓｉ：０．１〜３．０％，Ｍｎ：０．５〜３．５
％，Ｃｒ：０．２〜３．０％，Ｖ：０．０５〜０．２５
％，Ｎｂ：０．０５〜０．２５％，Ｍｏ：％０〜２．５
％，Ａｌ：０〜０．０５％，Ｔｉ：０〜０．０５％にあ
る４０水準の鋼であり、試験は鋼を１５００Ｋ３００秒
の加熱後１．０Ｋ／Ｓの冷却速度で冷却して行なった。
【００１９】引張り強さを従属変数、各元素を独立変数
として重回帰分析することにより、炭素当量Ｃeq. およ
びＣeq. と引張り強さＴＳの関係が求められ、 Ｃeq. （％）＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％
Ｍｎ）＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）
1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） ＴＳ（ＭＰａ）＝１０４６×Ｃeq．＋１４４ が得られた。本発明の鋼を熱間にて鍛造、放冷した時、
炭素当量Ｃeq．を０．８２％以上とすることにより、引
張り強さを１０００ＭＰａ以上とすることができる。ま
た、このとき本発明鋼であれば、組織はベイナイト単
相、もしくは若干のフェライトあるいはマルテンサイ
ト、オーステナイトを含むベイナイト組織となる。
として重回帰分析することにより、炭素当量Ｃeq. およ
びＣeq. と引張り強さＴＳの関係が求められ、 Ｃeq. （％）＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％
Ｍｎ）＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）
1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） ＴＳ（ＭＰａ）＝１０４６×Ｃeq．＋１４４ が得られた。本発明の鋼を熱間にて鍛造、放冷した時、
炭素当量Ｃeq．を０．８２％以上とすることにより、引
張り強さを１０００ＭＰａ以上とすることができる。ま
た、このとき本発明鋼であれば、組織はベイナイト単
相、もしくは若干のフェライトあるいはマルテンサイ
ト、オーステナイトを含むベイナイト組織となる。
【００２０】さらにＢｓ点を従属変数、各元素を独立変
数として重回帰分析した。その結果、 Ｂｓ点（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓ
ｉ）−７６（％Ｍｎ）−５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍ
ｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） が得られた。Ｂｓ点が８１０Ｋ以下のときにベイナイト
組織が微細化し、靱性が向上する。Ｂｓ点を低下させる
ためにはＣｒを成分保証できる最小限とし、かわりにＭ
ｎ，Ｍｏ，Ｖを高めることが有効である。
数として重回帰分析した。その結果、 Ｂｓ点（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓ
ｉ）−７６（％Ｍｎ）−５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍ
ｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） が得られた。Ｂｓ点が８１０Ｋ以下のときにベイナイト
組織が微細化し、靱性が向上する。Ｂｓ点を低下させる
ためにはＣｒを成分保証できる最小限とし、かわりにＭ
ｎ，Ｍｏ，Ｖを高めることが有効である。
【００２１】本発明の鋼は熱間鍛造後時効することによ
り、ベイナイト鋼中に含まれる軟質な残留オーステナイ
トの分解、マルテンサイトの焼戻しを通じて、降伏強さ
を高めることができる。これら時効の効果を期待するた
めには鍛造後、４５０Ｋ以上の温度で時効するのが効率
が良い。時効温度が４５０Ｋ未満では降伏強さを高めら
れないか、あるいは長時間が必要となる。しかし、９０
０Ｋを超えると引張り強さが低下する。時効後の引張り
強さ、降伏強さは時効硬化元素の量、時効温度で変化す
るが、比較的高い時効温度を採用する場合には、時効硬
化元素であるＭｏ，Ｖ，Ｎｂを添加することにより引張
り強さの低下が防止できる。
り、ベイナイト鋼中に含まれる軟質な残留オーステナイ
トの分解、マルテンサイトの焼戻しを通じて、降伏強さ
を高めることができる。これら時効の効果を期待するた
めには鍛造後、４５０Ｋ以上の温度で時効するのが効率
が良い。時効温度が４５０Ｋ未満では降伏強さを高めら
れないか、あるいは長時間が必要となる。しかし、９０
０Ｋを超えると引張り強さが低下する。時効後の引張り
強さ、降伏強さは時効硬化元素の量、時効温度で変化す
るが、比較的高い時効温度を採用する場合には、時効硬
化元素であるＭｏ，Ｖ，Ｎｂを添加することにより引張
り強さの低下が防止できる。
【００２２】加工に際しては鋼をオーステナイト単相と
し、かつ熱間変形抵抗を下げて、加工工具の寿命を実用
的な長さとするため１２７０Ｋ以上の温度で加工するこ
とが必要である。また、自動車用の通常の部品の大きさ
であれば、本発明の鋼を加工後に特別な冷却を施すこと
なく、放冷ままでベイナイト組織を主体とする組織とな
り、１０００ＭＰａ以上の引張り強さを得ることができ
る。
し、かつ熱間変形抵抗を下げて、加工工具の寿命を実用
的な長さとするため１２７０Ｋ以上の温度で加工するこ
とが必要である。また、自動車用の通常の部品の大きさ
であれば、本発明の鋼を加工後に特別な冷却を施すこと
なく、放冷ままでベイナイト組織を主体とする組織とな
り、１０００ＭＰａ以上の引張り強さを得ることができ
る。
【００２３】請求項５の発明の部品においては、結果と
して組織の体積の８０％以上がベイナイト組織である時
に高強度と高靭性が得られる。冷却条件によりベイナイ
ト組織が８０％未満となった場合、混在する他の組織の
ため機械的性質が低下する場合がある。例えば、混在す
る組織がフェライト、パーライトの場合には引張り強さ
が低下し、マルテンサイトとオーステナイトの混合組織
が混在した場合には引張り強さが上がり、靭性が低下す
る。
して組織の体積の８０％以上がベイナイト組織である時
に高強度と高靭性が得られる。冷却条件によりベイナイ
ト組織が８０％未満となった場合、混在する他の組織の
ため機械的性質が低下する場合がある。例えば、混在す
る組織がフェライト、パーライトの場合には引張り強さ
が低下し、マルテンサイトとオーステナイトの混合組織
が混在した場合には引張り強さが上がり、靭性が低下す
る。
【００２４】
【実施例】表１に示した種々の組成の鋼を１５０ｋｇ真
空溶解炉で溶製し、厚さ４０ｍｍに成型した鋼を素材と
した。これらの鋼を１４７５Ｋで１２００Ｓの加熱後、
直ちに５０％の鍛造加工、放冷を行い、その後放冷まま
の鋼、あるいはさらに５７０、８３０Ｋで３０分の時効
を行った鋼について、引張り試験、衝撃試験を行った。
引張り試験片はＪＩＳ４号、衝撃試験片はＪＩＳ３号試
験片である。
空溶解炉で溶製し、厚さ４０ｍｍに成型した鋼を素材と
した。これらの鋼を１４７５Ｋで１２００Ｓの加熱後、
直ちに５０％の鍛造加工、放冷を行い、その後放冷まま
の鋼、あるいはさらに５７０、８３０Ｋで３０分の時効
を行った鋼について、引張り試験、衝撃試験を行った。
引張り試験片はＪＩＳ４号、衝撃試験片はＪＩＳ３号試
験片である。
【００２５】
【００２６】
【表１】
【００２７】
【００２８】
【表２】
【００２９】表２に示したように、本発明の鋼を鍛造放
冷した（非調質状態の）鋼は、引張り強さ１０００ＭＰ
ａ以上の高強度と、５５Ｊ／ｃｍ2 以上の良好な衝撃値
を有している。また鍛造放冷後時効そた鋼は降伏比が大
幅に向上している。
冷した（非調質状態の）鋼は、引張り強さ１０００ＭＰ
ａ以上の高強度と、５５Ｊ／ｃｍ2 以上の良好な衝撃値
を有している。また鍛造放冷後時効そた鋼は降伏比が大
幅に向上している。
【００３０】
【発明の効果】以上述べたとおり、本発明の請求項１お
よび２に記載の鋼は１０００ＭＰａ以上の引張り強さと
高靭性を備えた熱間鍛造非調質鋼部品用の素材として最
適である。また本発明の請求項３および４に記載の製造
方法により、１０００ＭＰａ以上の引張り強さと高靭性
を有する非調質熱間鍛造品、および１０００ＭＰａ以上
の引張り強さと高降伏強さ、高靭性を有する非調質熱間
鍛造品を製造することができる。
よび２に記載の鋼は１０００ＭＰａ以上の引張り強さと
高靭性を備えた熱間鍛造非調質鋼部品用の素材として最
適である。また本発明の請求項３および４に記載の製造
方法により、１０００ＭＰａ以上の引張り強さと高靭性
を有する非調質熱間鍛造品、および１０００ＭＰａ以上
の引張り強さと高降伏強さ、高靭性を有する非調質熱間
鍛造品を製造することができる。
【００３１】さらに、本発明の請求項５の非調質熱間鍛
造品は引張り強さが１０００ＭＰａ以上であるため、自
動車用、あるいは産業機械用の部品として使用する時、
小型に設計することが可能となり、車両の軽量化、燃費
低減に貢献できる。
造品は引張り強さが１０００ＭＰａ以上であるため、自
動車用、あるいは産業機械用の部品として使用する時、
小型に設計することが可能となり、車両の軽量化、燃費
低減に貢献できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森 元秀 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自 動車株式会社内 (72)発明者 鈴木 正実 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自 動車株式会社内 (56)参考文献 特開 平６−248341（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−287677（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−41680（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−285118（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−259349（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−138056（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−113717（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 6/00,8/00
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．９０〜３．００％、 Ｍｎ：１．２０〜３．００％、 Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、 Ｓ ：０．０３〜０．１０％、 Ｖ ：０．０５〜０．５０％、 Ｎ ：０．００８０〜０．０２００％、および、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｎｂ：０．０１〜０．５
０％の１種もしくは２種を含み、残部がＦｅおよび不可
避不純物よりなり、かつ、 下式で表される炭素当量Ｃeq. が０．８２％以上、およ
び、 下式で表されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが８１０Ｋ
以下、 を満たす成分を有し、熱間鍛造し放冷した後の金属組織
が体積の８０％以上がベイナイト組織であって、かつ、
引張り強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とす
る熱間鍛造用非調質鋼。 Ｃeq.(％) ＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％Ｍｎ） ＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） Ｂｓ（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓｉ）−７６（％Ｍｎ） −５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） - 【請求項２】 成分が、さらに、 Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、を含む請求項１記載
の熱間鍛造用非調質鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．９０〜３．００％、 Ｍｎ：１．２０〜３．００％、 Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、 Ｓ ：０．０３〜０．１０％、 Ｖ ：０．０５〜０．５０％、 Ｎ ：０．００８０〜０．０２００％、および、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｎｂ：０．０１〜０．５
０％の１種もしくは２種を含み、残部がＦｅおよび不可
避不純物よりなり、かつ、 下式で表される炭素当量Ｃeq. が０．８２％以上、およ
び、 下式で表されるベイナイト変態開始温度Ｂｓが８１０Ｋ
以下、 を満たす熱間鍛造用非調質鋼を、金属組織の体積の８０
％以上がベイナイト組織、かつ、引張り強さが１０００
ＭＰａ以上となるように１２７０Ｋ以上の温度で加工、
放冷すること、または、１２７０Ｋ以上の温度で加工、
放冷後、４５０Ｋから９００Ｋで時効することを特徴と
する熱間鍛造非調質品の製造方法。 Ｃeq.(％) ＝Ｃ＋０．１０（％Ｓｉ）＋０．１８（％Ｍｎ） ＋０．２１（％Ｃｒ）＋０．１５５（％Ｍｏ）1/2 ＋０．３２８（％Ｖ＋％Ｎｂ） Ｂｓ（Ｋ）＝１１５２−６１８（％Ｃ）−２５（％Ｓｉ）−７６（％Ｍｎ） −５５（％Ｃｒ）−６９（％Ｍｏ）−１２７（％Ｖ＋％Ｎｂ） - 【請求項４】 成分が、さらに、 Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、 を含む請求項３記載の熱間鍛造用非調質鋼を、金属組織
の体積の８０％以上がベイナイト組織、かつ、引張り強
さが１０００ＭＰａ以上となるように１２７０Ｋ以上の
温度で加工、放冷すること、または、１２７０Ｋ以上の
温度で加工、放冷後、４５０Ｋから９００Ｋで時効する
ことを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１または２記載の成分を有し、金
属組織の体積の８０％以上がベイナイト組織であり、か
つ、引張り強さが１０００ＭＰａ以上である熱間鍛造非
調質品。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05078091A JP3139876B2 (ja) | 1993-04-05 | 1993-04-05 | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 |
| US08/347,360 US5660648A (en) | 1993-04-05 | 1994-04-05 | Microalloyed steel for hot forging free of subsequent quenching and tempering, process for producing hot forging, and a hot forging |
| PCT/JP1994/000568 WO1994023085A1 (en) | 1993-04-05 | 1994-04-05 | Non-heat-treated steel for hot forging, process for producing non-heat-treated hot forging, and non-heat-treated hot forging |
| EP94910605A EP0648853B1 (en) | 1993-04-05 | 1994-04-05 | Non-heat-treated steel for hot forging, process for producing non-heat-treated hot forging, and non-heat-treated hot forging |
| DE69418565T DE69418565T2 (de) | 1993-04-05 | 1994-04-05 | Wärmeunbehandelter stahl zum warmschmieden, verfahren zur herstellung eines daraus hergestellten schmiedestückes und schmiedestück |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05078091A JP3139876B2 (ja) | 1993-04-05 | 1993-04-05 | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06287679A JPH06287679A (ja) | 1994-10-11 |
| JP3139876B2 true JP3139876B2 (ja) | 2001-03-05 |
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ID=13652191
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05078091A Expired - Fee Related JP3139876B2 (ja) | 1993-04-05 | 1993-04-05 | 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非調質熱間鍛造品 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
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| EP (1) | EP0648853B1 (ja) |
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| WO (1) | WO1994023085A1 (ja) |
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| FR2764308B1 (fr) * | 1997-06-04 | 1999-07-23 | Thyssen France Sa | Procede de fabrication d'un acier pour moules de grandes dimensions |
| US6218719B1 (en) | 1998-09-18 | 2001-04-17 | Capella Microsystems, Inc. | Photodetector and device employing the photodetector for converting an optical signal into an electrical signal |
| JP3888865B2 (ja) * | 2000-10-25 | 2007-03-07 | 株式会社ゴーシュー | 鍛造方法 |
| EP1408131A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-14 | CARL DAN. PEDDINGHAUS GMBH & CO. KG | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte Gesenkschmiedeteile |
| US8968495B2 (en) * | 2007-03-23 | 2015-03-03 | Dayton Progress Corporation | Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels |
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| CN103201400A (zh) * | 2011-05-26 | 2013-07-10 | 新日铁住金株式会社 | 机械结构用钢部件及其制造方法 |
| KR20130081312A (ko) | 2011-05-26 | 2013-07-16 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법 |
| JP5620336B2 (ja) | 2011-05-26 | 2014-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | 高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| RU2488637C1 (ru) * | 2011-11-29 | 2013-07-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Способ получения заготовок сталей аустенитного класса с нанокристаллической структурой |
| RU2468093C1 (ru) * | 2011-11-29 | 2012-11-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Способ получения заготовок сталей аустенитного класса |
| RU2525006C1 (ru) * | 2013-03-21 | 2014-08-10 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ термомеханической обработки сталей аустенитного класса |
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| US9440693B2 (en) * | 2014-03-20 | 2016-09-13 | Caterpillar Inc. | Air-hardenable bainitic steel part |
| CN112143970B (zh) * | 2020-09-03 | 2022-05-31 | 石家庄钢铁有限责任公司 | 高强高韧非调质前轴用钢及其生产方法 |
| CN113930657B (zh) * | 2021-09-23 | 2023-03-17 | 江苏裕隆锻造有限公司 | 一种提高410锻件力学性能的工艺方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| JPS5925024B2 (ja) * | 1980-06-26 | 1984-06-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 懸架ばね用鋼 |
| JPS6274055A (ja) * | 1985-09-27 | 1987-04-04 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 |
| JPS62202054A (ja) * | 1986-03-03 | 1987-09-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間鍛造用非調質鋼 |
| JPS6357742A (ja) * | 1986-08-29 | 1988-03-12 | Nippon Steel Corp | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼 |
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| JPH0674482B2 (ja) * | 1987-02-16 | 1994-09-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐疲労性及び切削性にすぐれる熱間鍛造用非調質鋼 |
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-
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1994
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