JPH01116032A

JPH01116032A - 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH01116032A
Application number: JP62271667A
Authority: JP
Inventors: Kazuaki Matsumoto; 和明松本; Shinichi Suzuki; 伸一鈴木; Hisatoshi Tagawa; 田川　寿俊
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1987-10-29
Filing date: 1987-10-29
Publication date: 1989-05-09
Anticipated expiration: 2009-11-30
Also published as: US4952250A; EP0314145B1; EP0314145A1; US4936926A; EP0314144A1; DE3869320D1; DE3871327D1; EP0314144B1; JPH0696742B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】［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に関する。

［従来技術］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・焼戻しく調質）処理さ
れ切削加工して製造されるものが多い、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　、　Ｔ　ｉ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Ｂを活用したベイナイト系の非調質鋼が開発さ
れている。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。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号公報に記載されいる。

即ち、特開昭５９−１００２５６号公報には、Ｃ：　０
．２０〜０．４０％、　Ｖ　：　０．０１〜０．２０％
。

Ｎ　：　０．００２〜０．０２５％、Ｔｉ：０．２≦Ｔ
ｉ／Ｎ≦２．５からなる熱間鍛造用非調質鋼が開示され
ている。

特開昭６１−１９７６１号公報には、Ｃ：　０．０５〜０．１８％、　Ｃｒ＋　Ｍｎ　：　１
．６０〜４．２０％からなる鋼を熱間鍛造後放冷のまま
で高靭性の得られる熱間鍛造用棒鋼が開示されている。

特開昭６０−１０３１６１号公報には、Ｃ：　０．０５
〜０．１５％、　Ｍ　ｎ　：　０．６０〜３．００％。

Ｃｒ＋　Ｍｎ　：　２．２０−５．９０％からなる鋼を
熱間鍛造後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。

特開昭６１−１３９６４６号公報には、Ｃ：　０．０６
〜０．１５％、　）４ｎ　：　０．５（１−２，００％
。

Ｍｎ＋　Ｃｒ　：　２．００〜４．００％、　Ｔｉ　：
　０．０１０〜０．０３０％。

Ｂ　：　０．０００５〜０．００３０％からなる鋼を、
熱間鍛造後熱湯冷用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。

更に、特公昭６１−３２３７１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。

［発明が解決しようとする問題点コ特開昭５９−１００２５６号公報に記載されたものでは
、Ｃ量が０．２〜０．４％と高いために高靭性化には限
度があった。特開昭６１−１９７６１号公報、特開昭６
０−１０３１６１号公報、特開昭６１−１３９６４６号
公報に記載されいるものでは、高強度が得られ易い利点
はあるものの、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。

また、特開昭６１−１３９６４６号公報に記載されいる
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。特公昭６１−３２３７１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。

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
価に得られるものとはいえない。

高靭性が要求される部品に対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ものである
。

［問題点を解決するための手段］この発明に係わる高強度・高靭性非調質鋼の製造方法は
、重量％で、　Ｃ：　０．０２〜０．０５％。

Ｓｔ　：　０．１０−１．００％、　Ｍｎ：　１．０Ｃ
Ｉ−３，５０％。

Ｃｒ＋　　Ｍｎ　　二　２．５０−６．０　　％　、　
　　Ｖ　　：　　０．０２〜０．２０　％　。

Ａｌ　：　０．０１〜０．０５％、　Ｎ　：　０．００
６０％以下を含み、残部は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〜ｂ度にて、少なくとも３００℃まで冷却するものである。

更に、他の高強度・高靭性非調質鋼の製造方法は、重量
％で、Ｃ：　０．０２〜０．０５％。

Ｓｉ　：　０．ＩＣｌ−１，００％、　）４ｎ　：　１
．０ＣＩ−３，５０％。

Ｃｒ＋　Ｍｎ　：　２．５０−６．０　　％、Ｔｉ　：
　　０．００５　〜０．０３０　　％。

Ｂ　　：　　０．０００３〜０　、００３０　％　、　
　Ａｌ　　：　　０．０１〜０．０３０　。

Ｎ　：　０．００６０％以下を含み、残部は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〜ｂ３００℃まで冷却するものである。

更に、他の高強度・高靭性非調質鋼の製造方法は、重量
％で、　Ｃ：　０．０２〜０．０５％。

Ｓｔ　：　０．１０〜１．００％、　Ｍｎ　：　１．０
０〜３．５０％。

Ｃｒ＋　Ｍｎ　：　２．５０−６．０％、　Ｖ　：　０
．０２〜０．０３０Ａｌ　：　０．０１〜０．０５％、
　Ｎ　：　０．００６０％以下を含み、更に、Ｔｉ　：
　０．００５〜０．０３０％。

Ｂ　：　０．０００３〜０．００３０％、Ｎｉ：１．０
％以下。

Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下。

Ｎｂ　：　０．０５％以下の一種または二種以上を含み
、残部は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〜ｂ度にて、少なくとも３００℃まで冷却するものである。

［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）ＣＣ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、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０５０２〜０．０５％の範囲とした。

（２）ＳｉＳｉ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、１．０９％を超すと
靭性に悪影響があるので１．００％以下とした。

従ってＳｉ含有量は０．１０〜１．００％の範囲とした
。

（３）ＭｎＭｎは、Ｃｒ、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。

（４）Ｃｒ＋ＭｎＣｒ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０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、ＣｒｆＭ
ｎ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。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。

（５）■ ■は、強力な強化元素であり、高強度を得る為に重要な
元素である。　０．０２％未満では充分な強度が得られ
ないため、０．０２％以上とした。また、０．２０％を
超えると靭性に悪影響があるので０．２０％以下とした
。従ってＶ含有量は０．０２〜０゜２０％の範囲とした
。

（６）Ａ　　ＩＡｔは強力な脱酸効果を持つため添加する。

０．０１％未満では脱酸効果が認められなくなるので、
０．０１％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。

ＡＩ含有量は、０．０１〜０．０５％の範囲が好ましい
。

（７）ＮＮは帆００６０％を超すと靭性が低下するのでこれを上
限とした。この場合必要に応じてＴｉを添加した場合に
は、Ｎは０．００６０％を超すとＮを固定させるために
必要なＴｉの量が多くなり、ＴｉＮの量が増える。この
大量のＴｉＮの存在により、−層靭性が低下することに
よる。

本発明においては上記鋼の化学成分（％）に必要に応じ
てＴｉ、Ｂを含有させ、又はさらにこれらにＮｉ、Ｃｕ
、Ｍｏ、Ｎｂの１種又は２種以上を含有させることが出
来る。この場合のこれらの化学成分（％）の限定理由は
次のようである。

（８）ＴｉＴｉ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を固定する効果が充分でないため、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、および過剰のＴｉＮが生成するこ
とにより靭性を損なうことがあるため、０．０３０％以
下とした。従ってＴｉ含有量は、０．００５〜０　、０
３０％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。

（９）ＢＢは焼入れ性を向上させるために添加する。

０．０００３％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。また、０．００３
０％を超えて添加しても、効果が飽和するので０．００
３０％以下とした。従ってＢ含有量は０．０００３〜０
．００３０％の範囲とした。

（１０）　　Ｎｉ、ＣｕＮｉ、Ｃｕは何れも高強度・靭性を得るのに有効な元素
であるが、経済的な面を考慮にいれて　−１，０％以下
とした。

（１１）　　Ｍ。

ＭＯについても、強度・靭性を向上させるのに有効な元
素であるが、やはり、経済的な面を考慮にいれてＯ３゛
５％以下とした。

（１２）　　ＮｂＮｂは強化元素であるが、０．０５％を超えると靭性を
損なうため、０．０５％以下とした。

なお、以上述べた元素のほかに、被剛性を向上させるた
めに、０．０７％までのＳあるいは０．４％までのｐｂ
を添加しても有効である。

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、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きが入
らないため、オーステナイト状態から焼き入れすること
とした。冷却条件については、２．０〜ｂい、２．０℃／ｓｅｅ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。

１００℃／ｓｅｅ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。３００℃以上の停止
温度の場合には、良好な強度・靭性バランスが得られな
い、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良い。

［発明の実施例］実施例　１、第１表に示される鋼Ａ、Ｂを１５０　ｋｇ真空溝解炉に
て溶製し、鋳塊としたのち直径９０ｍｍ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。試験結果を第２
表に示す、また、鋼Ａを使用した場合、引っ張り強度、
シャルピー衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第１図に示
す、第２表で、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引っ張り強度、
Ｅｌは伸び、ＲＡは断面減少率、ｕ　Ｅ−４ｏ　、　ｕ
　Ｅ２５は一４０°Ｃ１２５℃における衝撃値である。

この結果、第２表および第１図から分かるように、冷却
速度の増加にともない、強度と靭性が共に向上し、冷却
速度を２．０℃／ｓｅｃ以上とすることで焼きの入った
低炭素ベイナイト組織が出現し、良好な強度・靭性バラ
ンスが得られた。すなわち、引っ張り強度（ＴＳ）で８
４ｋｇｆ／−以上、−４０°Ｃにおけるシャルピー衝撃
値（ｕ　Ｅ−４０）で１５ｋｇｆ−ｍ／ｃｎｔ以上が得
られた。冷却速度が２．０℃／ｓｅｅより遅いと引っ張
り強度（ＴＳ）およびシャルピー衝撃値（ｕＥ−４）が
低い、冷却を５００℃で停止した試験Ｎ０１５では、引
っ張り強度（ＴＳ）およびシャルピー衝撃値（ｕＥ−４
）が低い。

第１表第２表実施例　２、第３表に示される鋼Ｃを１５０　ｋｇ真空溶解炉にて溶
製し、鋳塊としたのち直径９０關の棒鋼に鍛造した。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。試験結果を第４表に示
す、引っ張り強度（ＴＳ）で１００　ｋｇｆ　／−以上
、−４０℃におけるシルビー衝撃値（ｕ　Ｅ−４ｏ）で
１０ｋｇｆ−ｍ／ｃｎ１以上が得られた。

第３表第４表実施例　３、第５表に示される鋼り、Ｅ、Ｆ、Ｇを１５０　ｋｇ真空
溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち直径９０順の棒鋼に
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。試験結果
を第６表に示す、また、鋼り、Ｅを使用した場合の引っ
張り強度、シャルピー衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を
第２図に示す、この結果、第６表および第２図から分か
るように、冷却速度の増加にともない、強度と靭性が共
に向上し、冷却速度を２．０℃／ｓｅｃ以上とすること
で、良好な強度・靭性バランスが得られた。

即ち、引っ張り強度（ＴＳ）で８５ｋｇｆ／−以上、−
４０℃におけるシャルピー衝撃値（ｕ　Ｅ　−４０）で
１０ｋｇ　ｆ−ｍ　／　ｃａｔ以上が得られた。冷却速
度が２．０’Ｃ／　ｓ’ｅｃより遅いと引っ張り強度（
ＴＳ）およびシャルピー衝撃値（ｕＥ−４ｏ）が低い、
冷却を４００℃で停止した試験Ｎｏ、１５では、シャル
ピー衝撃値（ｕ　Ｅ−４ｏ）が１０ｋｇｆ−ｍ／−以下
と低い。

第５表第６表木印は本発明例、（４００℃）は途中で冷却を停止した
場合の温度第７表に示される鋼’Ｈ，Ｉ　、Ｊ、に、Ｌ
、Ｍ。

Ｎ、を１５０　ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳塊とした
のち直径９０ｍ■の棒鋼に鍛造した。この棒鋼を１２５
０℃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。試験結果を第８表に示す、引っ張り強
度（ＴＳ）で９０ｋｇｆ／−以上、−４０℃におけるシ
ャルピー衝撃値（ｕ　Ｅ　−４０）で１３ｋｇｆ−ｍ／
ｃｎ１以上が得られた。

第８表木部は本発明例比較例第９表に示される鋼０．Ｐ、Ｑ、Ｒ，Ｓ、Ｔを１５０　
ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち直径９０＋
ｕ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
。試験結果を第１０表に示す、Ｃ量が高いなめ引っ張り
強度（ＴＳ）は、９０ｋｇｆ／−以上が得られたが、−
４０℃におけるシャルピー衝撃値（ｕ　Ｅ−４０）は１
０ｋｇｆ−ｍ／−以下しか得られなかった。

第９表第１０表［発明の効果］以上のように、この発明によれば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高性能の機械部品が安価
に製造可能である。

【図面の簡単な説明】

との関係と示す図でゐも一第２図気２不児明に桶る。

Claims

【特許請求の範囲】１、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｓｉ：０．
１０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜３．５０％、Ｃｒ
＋Ｍｎ：２．５０〜６．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０
％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６０％
以下を含み、残部は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℃／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。２、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℃／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。３、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｓｉ：０．
１０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜３．５０％、Ｃｒ
＋Ｍｎ：２．５０〜６．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０
％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００６０％
以下を含み、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｎｉ：１．０％以
下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：
０．０５％以下の一種または二種以上を含み、残部は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。