JP3357264B2 - 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高い靭性を有する
熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法に関するものである。

【０００２】自動車や産業機械用の機械部品は、機械構
造用炭素鋼等を所定の形状に熱間鍛造した後、焼入れ、
焼戻し処理（調質熱処理）と切削加工により製造される
ことが多い。この製造工程において熱間鍛造後に実施さ
れる調質熱処理に多くのエネルギーとコストを要してお
り、それらを省略することの工業的意義は大きい。本発
明は、この熱間鍛造後の熱処理を省略しても高い靭性を
有する熱間鍛造用非調質鋼の製造方法を提供するもので
ある。

【０００３】

【従来の技術】上述の熱間鍛造後の熱処理を省略するた
めに、機械構造用鋼にＶ、Ｎｂ等の元素を少量添加し
た、いわゆるマイクロアロイ型の非調質鋼が良く知られ
ている。しかし、この種の非調質鋼の熱間鍛造後の金属
組織は、著しく粗大化したフェライト、パーライト組織
を呈しており、それを機械部品に加工してもその靭性は
極めて低く、このため、その適用は高い靭性を必要とし
ない分野に限定され、高い靭性が要求される足回り部品
等の重要部品へは適用できないのが実状であった。この
欠点を解消するために、少量のＴｉを添加して結晶粒の
粗大化を防止し、靭性の改善を図ることが提案されてい
るが（例えば特開昭５６−３８４４８）、その効果は必
ずしも安定したものではなく、万全の対策となっていな
いのが実状である。

【０００４】非調質材の靭性を安定して確保する方法の
一つとして鋳造サイズを縮小して、鋳片の冷却速度のア
ップを図り、また、分塊圧延を省略して棒鋼に圧延する
ことが提案されているが（例えば特開昭６２−２５３７
２５）、その場合、鋳片サイズが小さいために、圧下比
制約から大型部品への適用は制限される。

【０００５】この種の非調質鋼を製造する際に、靭性を
確保するために何等かの手段を講じることで、分塊工程
を経ても安定した靭性が達成されることが可能となった
場合、大型部品へ本非調質鋼の適用拡大が図れ、そのメ
リットは極めて大きい。一方で、そのような分塊工程を
経由して非調質鋼を製造する場合には、成分系にも依存
するものの、ＡｌＮ，ＴｉＮ，Ｖ（Ｃ，Ｎ）等の炭、窒
化物や（Ｍｎ，Ｆｅ）Ｓ等の硫化物の析出が多く、それ
らに起因する熱間延性の低下により鋳片の加熱工程や分
塊工程で表面疵が発生し易い。その程度によっては、分
塊圧延での歩留りが大幅に低下したり、疵手入れのため
の費用が掛かり、製造コストの大幅アップにつながる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】前述したように、Ｔｉ
は熱間鍛造非調質の決勝粒を微細化するのに適した添加
元素であり、鍛造に供される、鋼の製造方法を適正化す
ることで、Ｔｉの結晶粒微細化効果を最大限に利用する
ことができる。

【０００７】そのため、Ｔｉの効果を最大限に発揮させ
るような成分や製法は相変わらず探索されており、特に
工業的に所定の機械的特性を満足しつつ、大幅なコスト
ダウンを可能とする製造方法に対する要求は益々強くな
ってきている。

【０００８】本発明は上述の機械部品の製造工程におい
て、熱間鍛造後の熱処理を省略しても常に安定して高い
靭性が得られ、特に、分塊工程を経ても安定して高い靭
性の達成を可能とすることで、従来適用が見送られてき
た大型部品への適用も可能とする熱間鍛造用非調質鋼の
製造方法を提供しようとするものである。併せて、本非
調質鋼において分塊圧延する際に発生し易い表面疵の発
生を抑制し、歩留り低下や疵手入れ等による製造コスト
のアップを防止する方法を提供するものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは上記の問題
点を解決するために種々の研究を重ね、本発明を完成し
た。即ち本発明の一つ目は、 （Ｉ） （１）式で示されるＣｅｑ．が０．７０から
１．３０の範囲で Ｃ：０．２０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．５％ Ｍｎ：０．６０〜２．００％ Ｃｒ：０．１０〜１．０％ Ｖ：０．０３〜０．３５％ Ｔｉ：０．０１〜０．０７％ Ｎ：０．００３０〜０．０２００％ Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ を含み、残りは実質的に不可避の不純物とＦｅよりなる
鋼を転炉あるいは電気炉を用いて溶製し、さらに連続鋳
造法で鋳造するに際し、固相線温度〜１０００℃の温度
範囲を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度となるよう鋳造、
冷却し、その後、鋳片表面温度を９００℃以下に冷却
し、且つ、５００℃以下の温度に２０ｍｉｎ以上冷却す
ることなく、熱片のまま加熱炉へ装入し、その際、該鋳
片を加熱温度（Ｔ１）および加熱炉在炉時間（ｔ１）が
（２）式を満足するよう加熱した後、分塊圧延にて１パ
ス当たり１０〜３５％の減面率で、２〜６パスの圧下を
加えて、鋼片に成形し、さらに該鋼片を棒鋼圧延するこ
とを特徴とする高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法
である。

【００１０】 Ｃｅｑ．（％）＝Ｃ％＋１／７×Ｓｉ％＋１／５×Ｍｎ％＋１／９×Ｃｒ％ ＋１．５４×Ｖ％ （１） 加熱炉在炉時間：ｔ１（ｍｉｎ）≦（１１８１−Ｔ１）／０．７７ （２） ここで Ｔ１：加熱温度（℃） 但し、９００≦Ｔ１≦
１１８１（℃） また、本発明の二つ目は、 （II） 連鋳鋳片の冷却過程において少なくとも鋳片表
層から１０ｍｍ以上の範囲を、一旦Ａｒ１点温度以下に
冷却してから加熱炉へ装入し、鋳片を加熱することを特
徴とする（Ｉ）項に記載の高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼
の製造方法である。

【００１１】さらに、本発明の三つめは、 (III) 鋼片を棒鋼圧延前に加熱する際に、加熱温度
（Ｔ２）および加熱炉在炉時間 加熱炉在炉時間：ｔ２（ｍｉｎ）≦（１２４０−Ｔ２）／１．３３ （３） ここで Ｔ２：加熱温度（℃） 但し、９００≦Ｔ２≦
１２４０（℃） （ｔ２）が（３）式を満足するよう加熱した後、該鋼片
を棒鋼に圧延することを特徴とする前記（Ｉ）項または
（II）項に記載の高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方
法である。

【００１２】一つ目の発明のポイントは、化学成分を特
定の範囲内に制限し、その成分を有する溶鋼を鋳造する
際に、凝固後の冷却速度を大きく取ると共に、鋳片を加
熱炉へ装入する際の鋳片の温度条件および鋳片を加熱す
る際の加熱条件を特定の範囲に制御し、その後分塊圧延
で所定の加工を加えて、棒鋼圧延用の鋼片を成形するこ
とで、熱間構造の加熱時に生じる結晶粒の粗大化を防止
し、熱鍛ままで使用する非調鋼鍛造部品において、高い
靭性が安定して得られることを見出したことである。

【００１３】また、二つ目の発明のポイントは、一つ目
の発明のポイントに加え、加熱炉へ装入する前に鋳片表
層部を一旦Ａｒ１点温度以下に冷却してから、加熱炉へ
装入することで、非調質鋼鍛造部品において、熱間鍛造
ままで高い靭性を達成しつつ、特に高窒素鋼の鋳片を加
熱、分塊圧延する時に問題となる表面疵の改善方法を見
出したことである。

【００１４】更に、三つ目の発明ポイントは、一つ目や
二つ目の発明に、鋼片を加熱する際の加熱条件を特定の
範囲に制御することを組合わせることで、熱間鍛造の加
熱時に生じる結晶粒の粗大化をより効果的に防止し、非
調質鋼鍛造部品において、熱間鍛造ままで高い靭性をよ
り安定して達成する方法を見出したことである。

【００１５】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施形態について
説明する。

【００１６】本発明で化学成分を制限する理由は以下の
通りである。

【００１７】Ｃは非調質鍛造品のフェライト、パーライ
ト組織をコントロールすると共にＶと結びついて析出硬
化して部品の強度を高めるために必要な元素で、その量
は０．２０％未満では必要な強度を得るための合金元素
が多くなり不経済であり、０．６％を越えた場合、強度
が高くなり過ぎて靭性が損なわれてしまう。

【００１８】Ｓｉは脱酸剤として０．１０％以上であ
り、一方１．５％を越えると必要以上に硬くなるため、
１．５％を上限とした。

【００１９】ＭｎはＣ，Ｓｉ，Ｃｒと共に非調質鋼製品
の強度を支配する重要な元素であり、そのため０．６％
以上必要であり、一方、２．０％を越すと製造上の困難
さが増大し、且つ、却って、被削性が低下するため避け
なければならない。

【００２０】Ｃｒは上述のＭｎ同様に被調質鋼製品の強
度を向上する重要な元素であり、０．１％未満ではその
効果が十分でなく、１．０％を越えて添加しても材料改
善効果が小さく経済的でないため、請求の範囲から除外
した。

【００２１】Ｖは熱間鍛造後の冷却中に鋼中のＣやＮと
結びついて強度を高める元素であり、０．０３％未満で
はその効果は得られず、一方、０．３５％を越して添加
しても徒に硬く成り過ぎるだけなので０．３５％を上限
とした。

【００２２】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖは何れも鍛造ま
まの非調質鋼部品の強度を上げる元素であり、その添加
量は（１）式で計算したＣｅｑ．の値で０．７０以上、
１．３０以下でなければならない。これは自動車あるい
は産業用機会で使用される機械部品の硬さが、ビッカー
ス硬さで２００から３６０の範囲であるため、そのよう
な高度になるよう定めたものであり、従ってＣｅｑ．が
０．７０以下では必要な硬度が得られず、また一方、
１．３０を越えると硬くなり過ぎるため避けなければな
らない。

【００２３】ＴｉとＮは鋼中に窒化物を生成せしめ熱間
鍛造の加熱時に、結晶粒の粗大化を防止するのに必要な
元素である。このためのＴｉ量は０．１％未満では効果
は得られず、また、０．０７％を越えて添加すると却っ
て靭性が劣化するため０．０７％を上限とした。

【００２４】一方、Ｎは０．００３０％未満では結晶粒
の粗大化防止効果が得られず、０．０２００％を越える
と靭性が低下するためそのような添加は避けなければな
らない。

【００２５】Ａ１は鋼の脱酸に必要な元素であり、０．
００５％未満では効果が得られず、また、０．０５０％
越えて添加してもそれ以上の効果が得られないため請求
の範囲から除いた。

【００２６】尚、被削性を向上せしめる元素であるＳ，
Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａ等を添加しても何等本効果は損
われない。

【００２７】次に溶鋼を鋳造する際に凝固完了後の速度
をコントロールする必要性について説明する。鋳片内の
ある部位が凝固後、即ち、固相線温度をきった後１００
０℃までの温度範囲における平均冷却速度を１５℃／ｍ
ｉｎ以上の冷却速度で冷却しないと、その後の製品に圧
延されるまでの熱、加工履歴を如何に工夫しようが、熱
間鍛造時にＴｉの炭、窒化物を微細に分散させることが
出来ず、結果として結晶粒が粗大化して靭性がなくなる
ため避けなければならない。

【００２８】上述したように、熱間鍛造ままで高い靭性
を得るには、熱間鍛造の加熱時にＴｉの炭、窒化物を微
細に分散させ、結晶粒の粗大化を防止する必要があり、
その為には連鋳工程での冷却速度を大きくすることが必
要条件となる。

【００２９】例えば特開昭６２−２５３７２５で提案さ
れているように、鋳造サイズを縮小して、鋳片の冷却速
度を大きくし、また、分塊圧延を省略して棒鋼に圧延す
る場合は、分塊工程での再加熱を受けず、再加熱時のＴ
ｉ炭、窒化物の成長が防止できるため、炭、窒化物の微
細化は達成し易い。

【００３０】しかしながら、本願発明の条件で冷却され
た鋳片を分塊圧延して一旦鋼片に成形してから棒鋼工場
等で製品圧延する場合には、Ｔｉ炭、窒化物の粗大化を
防止するため、さらに連鋳工程から分塊圧延を経て鋼片
になるまでの温度履歴や加工条件を特定範囲に制限する
必要があり、逆に、それらを特定範囲に制御することに
よって分塊工程を経ても、高い靭性が安定して出現する
熱間鍛造用非調質鋼が製造可能となることが判明した。

【００３１】即ち、連鋳工程やそれに引続く工程におい
て鋳片表面温度が９００℃以下に冷却し、且つ、５００
℃以下の温度に２０ｍｉｎ以上冷却することなく、熱片
のまま加熱炉へ装入し、その際、加熱温度（Ｔ１）およ
び加熱炉在炉時間（ｔ１）が（２）式を満足するよう加
熱した後、分塊圧延にて１パス当たり１０〜３５％の減
面率で、２〜６パスの圧下を加えて、外鋳片から鋼片へ
の成形を実施することで、より一層Ｔｉの炭、窒化物は
微細に、かつ、十分に析出させることができ、優れた靭
性を有する熱間鍛造用非調質鋼が製造可能となる。

【００３２】加熱炉装入温度を９００℃以下とし、５０
０℃以下の温度に２０ｍｉｎ以上冷却することなく、熱
片のまま加熱炉へ装入するといったような制限を付ける
理由は、このような加熱炉装入前の温度履歴を取ること
によって、連鋳工程の冷却で過飽和に固溶していたＴｉ
の微細炭、窒化物の析出が促進され、且つ、析出してい
る炭、窒化物のオストワルド成長が抑制される結果、Ｔ
ｉ炭、窒化物の微細分散を実現できる。

【００３３】鋳片表面温度が９００℃を越えるような温
度で加熱炉へ装入した場合は、Ｔｉの炭、窒化物が析出
するサイトがまばらとなり、加熱炉で炭、窒化物が不均
一に、しかも粗大に析出して、熱間鍛造時の結晶粒粗大
化を十分抑制できない。

【００３４】一方、５００℃以下の温度に２０ｍｉｎ以
上冷却された鋳片を加熱すると、既に析出している（Ｍ
ｎ，Ｆｅ）Ｓ等の析出物上にＴｉの炭、窒化物が析出す
る傾向が増大し、（Ｍｎ，Ｆｅ）Ｓ等の分布状況によっ
てはＴｉの炭、窒化物の分布が不均一となり、熱間鍛造
時に粗大粒が発生し易くその分靭性がバラつくため、そ
のような条件は避けるのが好ましい。

【００３５】また、分塊圧延前の鋳片の加熱条件につい
ても（２）式を満足するように制限するのもＴｉの微細
炭、窒化物の析出を促進すると共に炭、窒化物の粗大化
を抑制する為である。

【００３６】さらに、連鋳工程及び分塊圧延前の加熱工
程で上記熱履歴を付与した鋳片を、分塊圧延にて１段当
たり１０〜３５％の減面率で、２〜６パスの圧下を加え
て、該鋳片から鋼片への成形を実施すると、Ｔｉの炭、
窒化物の析出が分塊圧延で導入された歪により促進さ
れ、微細な炭、窒化物の析出量を効果的に増大できる。
１段当たりの減面率を１０〜３５％に制限する理由は、
１０％以下では素材の中心部まで変形が十分浸透せず、
中心部に歪を十分導入できない。また、減面率が３５％
を越えると表面品質や鋼片の形状や寸法精度の確保、圧
下ロールへの噛み込みが難しくなる等から圧延が困難と
なるためである。

【００３７】パス回数を制限したのは０パスでは歪が導
入されず、１パスでは製品圧延に供するに必要な寸法精
度を有する鋼片の成形は極めて困難であり、一方、パス
回数が６パス以上では、そのＴｉの炭、窒化物の析出を
促進する効果は飽和するのに対し、連続圧延する場合に
は圧延機等の台数の増加による設備投資の増大や、逆転
式のミルでは生産性の低下や製造コストの増大を招くた
め得策ではない。

【００３８】尚、本発明では１パス当たり１０〜３５％
の減面率で、２〜６パスの圧下を加えた後に、鋼片形状
を整えるために１パス当たり１０％以下の減面率で圧下
しても、何等その効果は損われない。

【００３９】以上述べたように、本発明では連鋳から分
塊工程への熱履歴や分塊工程での加熱時間や加熱温度お
よび圧延条件を特定の範囲に制限して、微細なＴｉの
炭、窒化物の析出を促進する制御加熱、圧延技術を組合
わせることにより、従来鋳片内の冷却速度を大きくとる
ことだけで、Ｔｉの炭、窒化物の微細分散を実現してい
た場合に比べ、より鋳片内の冷却速度が遅く、分塊工程
を経なければ製品圧延用の鋼片が得られないような断面
サイズの鋳片に鋳造する場合についても、高靭性型非調
質鋼の製造が可能となる。

【００４０】一方、自動車部品等に使用される棒鋼製品
では、製品中心部の健全性を確保するためにある程度
の、例えば４〜８以上の圧下比を確保する必要があり、
鋳片の断面サイズが決まると、圧下比を確保するために
製造可能な製品サイズは規定される。よって、本発明を
適用することにより高靭性非調質鋼としての特性を実現
可能な鋳片断面サイズが拡大できれば、高靭性非調質鋼
としての特性を満足し、さらに、上記圧下比を確保して
製品中心部の健全性も満足する製品のサイズは大幅に拡
大できる。

【００４１】次に、請求項２に記載の発明の実施形態に
ついて説明する。

【００４２】非調質鋼の鋳片を熱片のまま加熱炉へ装入
して分塊圧延する場合、結晶粒を微細化をするために添
加したＡｌ，Ｔｉ，Ｖ等の炭、窒化物や（Ｍｎ，Ｆｅ）
Ｓ等の硫化物の析出が多く、それらのオーステナイト
（γ）粒界への析出によって熱間延性が低下するため、
鋳片の加熱工程や分塊工程で表面疵が発生し易く、特に
Ｎ濃度が８０ｐｐｍ以上の高窒素鋼では、窒化物の析出
に起因して表面割れ感受性が極めて悪い。そのような鋼
種では、表面疵のために分塊圧延での歩留りが大幅に低
下したり、疵の検査や手入れのための費用が掛かり、製
造コストの大幅アップにつながるため、表面疵の防止や
熱間延性の改善を図る必要が有る。

【００４３】上記のような析出物による熱間延性の低
下、それによる表面疵の悪化を防止するには、鋳片の表
層部を一旦Ａｒ１点温度以下に冷却し、その後の昇温過
程で逆変態させることでγ粒を微細化することが最も有
効である。表層組織の微細化範囲が不十分であると、表
面疵の発生を十分防止できない場合もあり、少なくとも
鋳片の表層から１０ｍｍ以上の範囲は微細化する必要が
あり、そのためにはその範囲を一旦Ａｒ１点温度以下に
冷却しなければならない。

【００４４】一方、そのような熱履歴に、炭、窒化物の
析出挙動が大きく影響されるため、非調質鋼としての特
性が変化することが懸念されたが、本発明者らが調査し
た結果、請求項１に記載した温度条件を逸脱しない範囲
では、鋳片表層部にγ粒を微細化して熱間延性を改善す
るための熱履歴を負荷しても、上記の炭、窒化物の分布
状況や熱間鍛造時の結晶粒の粗大化傾向に顕著な差は認
められなかった。

【００４５】加熱炉装入前に鋳片表層を一旦Ａｒ１点温
度以下に短時間で冷却する方法としては、水やミストス
プレーによる冷却や、水槽等に浸漬して冷却する方法や
単に放冷して冷却する方法等があり、所定の冷却条件を
達成できる方法であればどれを採用しても構わない。

【００４６】最期に請求項３に記載の発明の実施形態に
ついて説明する。

【００４７】鋼片を棒鋼に圧延する前の加熱条件が不適
切であると、熱間鍛造時にγ粒の粗大化防止に有効な析
出物がマトリックスへ固溶したり、粗大に成長してその
γ粒の粗大化防止効果が減少し、熱間鍛造材の靭性が大
幅に低下する場合がある。

【００４８】請求項３に記載の発明はそのような棒鋼に
圧延する前の加熱条件を規制することで、熱間鍛造のま
まで常に安定して高い靭性を示す熱間鍛造用非調質鋼の
製造を可能とする発明である。

【００４９】本発明者らが、棒鋼圧延前に鋼片を加熱す
る際の加熱条件の非調質特性に及ぼす影響について調査
した結果、棒鋼での熱間圧延か可能な範囲では加熱温度
が低く、加熱炉在炉時間が短い条件で安定して熱間鍛造
時の結晶粒の粗大化が防止でき、加熱温度が高過ぎた
り、加熱温度が長いと結晶粒の粗大化防止効果や、靭性
改善効果にバラツキが見られた。

【００５０】その原因については、加熱温度が高い場合
は、既に鋼片内に析出しているＴｉの炭、窒化物が固溶
したり、オストワルド成長で一部の炭、窒化物のみが粗
大化したりして、大型の炭、窒化物のみが残留するた
め、一方、加熱温度がそれ程高くなくても加熱炉内に滞
留する時間が長いと、オストワルド成長によりＴｉの
炭、窒化物のサイズが増大するため、結晶粒の粗大化抑
制効果が現象してしまうためと考えられる。

【００５１】本発明者らが調査した結果、工業的規模で
安定して結晶粒の粗大化を防止でき、熱鍛ままで高い靭
性が得られる非調質鋼を製造するには、棒鋼圧延前の加
熱温度（Ｔ２）および加熱炉在炉時間（Ｔ２）を（３）
式を満足するように制御する必要があった。加熱温度
（Ｔ２）を９００℃以上、１２４０℃以下としたのは、
加熱温度が９００℃をきると圧延負荷が極めて大きく棒
鋼圧延が困難で工業的に製造できないためであり、１２
４０℃を越えた場合は先に述べた理由により熱間鍛造材
の靭性が大幅に低下するためである。

【００５２】

【実施例】以下に実施例を挙げて本発明について更に詳
しく説明する。

【００５３】（実施例１）各実施例については表１に示
す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、ブルーム鋳片の
断面サイズを３５０ｍｍ×５６０ｍｍ、３００ｍｍ×３
００ｍｍ、２７０ｍｍ×２７０ｍｍ、２２０ｍｍ×２２
０ｍｍ、１６２ｍｍ×１６２ｍｍと変えて鋳造し、鋳片
内の冷却速度を変化させた。鋳造後は鋳片を熱片のまま
加熱炉へ装入、加熱した後、断面サイズが１６２ｍｍ×
１６２ｍｍの鋳片を除き、分塊圧延で断面サイズが１６
２ｍｍ×１６２ｍｍの鋼片に１パス当たりの減面率１５
〜２５％で圧延し、その後放冷して室温まで冷却した。
比較のため２２０ｍｍ×２２０ｍｍ鋳片を１段当たりの
減面率１０％以下で圧延したり、断面サイズが１６２ｍ
ｍ×１６２ｍｍの鋳片はパス回数の影響を検討するた
め、加熱のみ実施し、その後は分塊圧延せずに放冷し
た。

【００５４】

【表１】

【００５５】このように製造された鋼片を棒鋼工場で加
熱、圧延し、直径７０ｍｍの棒鋼に加工した。この棒鋼
は熱間鍛造によりトラック用の前車軸に鍛造成型し、鍛
造後放冷した。この鍛造ままの状態で、車軸中心部よ
り、軸方向に平行に衝撃試験片等を採取して靭性等の材
料について調査した。

【００５６】表２にその調査結果を示す。図１には鋳片
冷却速度と熱鍛ままで衝撃値の関係を、図２には分塊前
の加熱炉における鋳片加熱条件と衝撃値の関係を示す。
これらの図、表より本発明方法を適用した例では高い靭
性が得られているのに対し、特に鍛造時の冷却速度や分
塊圧延前の加熱条件が（２）式を満足していない比較例
や１パス当たりの減面率１０％以下で圧延した例及び断
面サイズが１６２ｍｍ×１６２ｍｍの鋳片を加熱しただ
けで分塊圧延していない比較例では本発明の実施例に比
べ靭性が低いことが分かる。

【００５７】また、本発明を適用することで分塊工程を
経ても製造が可能となった断面サイズが２７０ｍｍ×２
７０ｍｍの鋳片からは、直径１２４ｍｍの製品まで圧下
比６を確保して製造可能となるが、断面サイズが棒鋼圧
延用鋼片サイズと同じで分解工程を経ない１６２ｍｍ×
１６２ｍｍの鋳片からは、直径７５ｍｍの製品までしか
製造できない。

【００５８】

【表２】

【００５９】

【表３】

【００６０】（実施例２）実施例２では実施例１と同一
成分の２２０ｍｍ×２２０ｍｍの断面サイズのブルーム
鋳片を加熱炉へ装入する前に水槽へ浸漬してから加熱炉
へ挿入し、浸漬時間を種々変更することでＡｒ１点温度
以下に冷却する範囲を変化させても分塊圧延し、得られ
た鋼片において表面疵の発生状況を観察した。

【００６１】表３には鋼片での疵発生状況を評点付けし
て評価した結果を、図３には鋳片表層部のＡｒ１点温度
以下に冷却した範囲と疵評点の関係を示した。また、工
業的に棒鋼圧延に振り向けできる評点２以下の鋼片につ
いては実施例と同様な方法でトラック用の前車軸に鍛造
成型し、鍛造ままで靭性を調整した。

【００６２】

【表４】

【００６３】表３及び図３に示したように、請求項２に
記載の方法を採用することで疵評点は１以下を安定して
達成することが可能となり、且つ、本請求項２に記載の
方法を実施した場合と実施していない場合の靭性を比較
しても両者には顕著な差は認められていない。

【００６４】従って、請求項２に記載の発明を適用する
ことにより、非調質鋼としての特性を損うことなく、請
求項２に記載の方法を実施しない場合に比べると、鋼片
段階での屑化等による歩留りの低下や、疵の手入れや検
査によるコストアップを低く抑えてより経済的に製造す
ることが可能となる。

【００６５】（実施例３）実施例３では実施例１及び２
と同様な成分の鋼種において、断面サイズを２７０ｍｍ
×２７０ｍｍ、２２０ｍｍ×２２０ｍｍのブルーム鋳片
から製造した鋼片を種々の条件で加熱、圧延して棒鋼に
成型し、さらに実施例１と同様な方法で熱間鍛造材の靭
性を調査した。

【００６６】調査結果を表４と図４に示す。これらの図
表に示したように、断面サイズが２２０ｍｍ×２２０ｍ
ｍのブルーム鋳片から製造した場合には、棒鋼圧延前の
加熱条件が請求項３に記載の条件から外れた場合におい
ても、比較的靭性の低下が少ないのに対し、断面サイズ
が２７０ｍｍ×２７０ｍｍのブルーム鋳片から製造した
場合には、上記加熱条件が請求項３に記載の条件外れる
ことで熱間鍛造ままでの靭性は大幅に低下した。

【００６７】本結果より、請求項３に記載の発明を適用
することにより、適用しない場合に比べより安定して、
より確実に高い靭性が得られる。

【００６８】

【表５】

【００６９】

【表６】

【００７０】（実施例４）表５に示す化学成分を有する
鋼を転炉で溶製し、実施例１と同様に、ブルーム鋳片の
断面サイズを３５０ｍｍ×５６０ｍｍ、３００ｍｍ×３
００ｍｍ、２７０ｍｍ×２７０ｍｍ、２２０ｍｍ×２２
０ｍｍと変えて鋳造し、鋳片内の冷却速度を変化させ
た。鋳造後は鋳片を熱片のまま加熱炉へ装入、加熱した
後、分塊圧延で断面サイズが１６２ｍｍ×１６２ｍｍの
鋼片に圧延し、その後放冷して室温まで冷却した。この
ように製造された鋼片を棒鋼工場で加熱、圧延し、直径
８５ｍｍの棒鋼に加工した。この棒鋼は熱間鍛造により
トラック用の前車軸に鍛造成形し、鍛造後放冷した。こ
の鍛造ままの状態で、車軸中心部より、軸方向に平行に
衝撃試験片を採取して靭性等の材質を調査した。

【００７１】

【表７】

【００７２】調査結果を表６に示す。本発明の実施例に
ついては比較例に比べ、熱間鍛造ままでの靭性は極めて
高く、且つ、安定して高い靭性が得られていることがわ
かる。

【００７３】

【表８】

【００７４】

【表９】

【００７５】

【発明の効果】以上述べたごとく、本発明の熱間鍛造用
非調質鋼の製造方法を採用することで、機械部品の製造
工程において、熱間鍛造後の熱処理を省略しても常に安
定して高い靭性が得られ自動車の足回り部品等の重要保
安部品へ非調質棒鋼を適用できるばかりでなく、特に、
分塊工程を経ても安定して高い靭性の達成を可能とする
ことで、従来適用が見送られてきた大型部品への適用も
可能となる。併せて、非調質鋼を分塊圧延する際に発生
し易い表面疵の発生を抑制し、歩留り低下や疵手入れ等
による製造コストのアップを防止することが可能とな
り、熱間鍛造用非調質鋼のより経済的な製造が可能とな
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】連鋳鋳片での固相線温度〜１０００℃までの鋳
片冷却速度と熱鍛放冷後の衝撃値の関係を示す。

【図２】鋳片加熱炉での連鋳鋳片の加熱条件と熱鍛放冷
後の衝撃値の関係を示す。

【図３】鋳片加熱炉装入前鋳片表層部のＡｒ１点温度ま
で冷却された範囲と分塊圧延後の鋼片における疵成績の
関係を示す図。

【図４】棒鋼加熱炉での鋼片の加熱条件と熱鍛放冷後の
衝撃値の関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｙ 38/28 38/28 (72)発明者 田中 勉 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社 室蘭製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭62−253725（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−166920（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−188875（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−156056（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−23021（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−170222（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−122218（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−183739（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/12 B22D 11/22 C21D 8/06 C22C 38/00 301 C22C 38/28

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 （１）式で示されるＣｅｑ．が０．７０
   から１．３０の範囲で Ｃ：０．２０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．１０〜１．５％ Ｍｎ：０．６０〜２．００％ Ｃｒ：０．１０〜１．０％ Ｖ：０．０３〜０．３５％ Ｔｉ：０．０１〜０．０７％ Ｎ：０．００３０〜０．０２００％ Ａｌ：０．００５〜０．０５０％ を含み、残りは実質的に不可避の不純物とＦｅよりなる
   鋼を転炉あるいは電気炉を用いて溶製し、さらに連続鋳
   造法で鋳造するに際し、固相線温度〜１０００℃の温度
   範囲を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度となるよう鋳造、
   冷却し、その後、鋳片表面温度を９００℃以下に冷却
   し、且つ、５００℃以下の温度に２０ｍｉｎ以上冷却す
   ることなく、熱片のまま加熱炉へ装入し、その際、該鋳
   片を加熱温度（Ｔ１）および加熱炉在炉時間（ｔ１）が
   （２）式を満足するよう加熱した後、分塊圧延にて１パ
   ス当たり１０〜３５％の減面率で、２〜６パスの圧下を
   加えて、鋼片に成形し、さらに該鋼片を棒鋼圧延するこ
   とを特徴とする高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方
   法。 Ｃｅｑ．（％）＝Ｃ％＋１／７×Ｓｉ％＋１／５×Ｍｎ％＋１／９×Ｃｒ％ ＋１．５４×Ｖ％ （１） 加熱炉在炉時間：ｔ１（ｍｉｎ）≦（１１８１−Ｔ１）／０．７７ （２） ここで Ｔ１：加熱温度（℃） 但し、９００≦Ｔ１≦
   １１８１（℃）
2. 【請求項２】 連鋳鋳片の冷却過程において少なくとも
   鋳片表層から１０ｍｍ以上の範囲を、一旦Ａｒ１点温度
   以下に冷却してから加熱炉へ装入し、鋳片を加熱するこ
   とを特徴とする請求項１に記載の高靭性熱間鍛造用非調
   質棒鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 鋼片を棒鋼圧延前に加熱する際に、加熱
   温度（Ｔ２）および加熱炉在炉時間（ｔ２）が（３）式
   を満足するよう加熱した後、該鋼片を棒鋼に圧延するこ
   とを特徴とする請求項１または２に記載の高靭性熱間鍛
   造用非調質棒鋼の製造方法。 加熱炉在炉時間：ｔ２（ｍｉｎ）≦（１２４０−Ｔ２）／１．３３ （３） ここで Ｔ２：加熱温度（℃） 但し、９００≦Ｔ２≦
   １２４０（℃）