JPH01176031A - 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 - Google Patents

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） この発明は、熱間鍛造用非調質鋼、特にビレットシャー
や鋸盤で素材を所定寸法に切断する工程を経て熱間鍛造
に供される析出強化型の熱間鍛造用非調質鋼の製造方法
に関するものである。

（従来の技術） 自動車、産業機械などの機械構造用熱間鍛造部品は、従
来、機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金鋼を用い
て、鍛造加工後、焼入れ焼もどし処理いわゆる調質処理
を経て必要な強度および靭性に調整された後、機械加工
によって仕上げられる。

かかる調質処理は、機械的性質を確保するためと必要で
あるが、多大の熱エネルギーを要するとともに、処理工
数の増加等のため、部品製造コストの上昇を招いている
。

そのため、近年、省エネルギーや工程省略によるコスト
ダウンを図るべく、熱処理を省略して熱間鍛造のままで
使用することができるいわゆる非調質鋼が開発された（
たとえば特公昭５８−９８１３号公報、特公昭６２−３
３２８７号公報）。

これらはいずれも■やＮｂ、　Ｔｉなどの析出強化型元
素を添加することにより、所要強度を熱間鍛造後の冷却
過程で得るものである。すなわち、熱間加工後の冷却中
に微細な炭窒化物を析出させることによって調質材差の
強度を得るものであり、通常の素材製造工程である熱間
圧延−冷却後の硬さは従来の調質用鋼よりも高くなって
いる。

（発明が解決しようとする問題点） ところで熱間鍛造部品の製造工程においては、鍛造前に
素材を所定寸法に切断する工程が必要であり、ビレット
シャー切断、鋸切断、ガス切断等が用いられているが、
ビレットシャーおよび鋸盤による切断において、硬さの
上昇は刃具の寿命を短かくするため好ましくない。

したがって従来の製造法により得られた熱間鍛造用非調
質鋼では鍛造後の調質処理省略という効果をもたらす反
面、鍛造前の素材硬さが従来の調質用鋼より高いため、
素材切断工程のビレットシャーや鋸盤での切断加工性が
劣るというところに問題を残していた。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、析出
硬化型の熱間鍛造用非調質鋼の製造過程において、加熱
温度、圧延温度およびその後の冷却速度に工夫を加える
ことによって切断加工性を効果的に改善した熱間鍛造用
非調質鋼の有利な製造方法を提案することを目的とする
。

（発明が解決しようとする問題点） さて発明者らは、非調質鋼の熱間鍛造前における切断加
工性の改善に関し、鋭意研究を重ねた結果、 ｉ）良好な切断加工性を得るには、鋼材の硬さをプリネ
ル硬さ（ＨＢ）で２００以下とする必要があること、 ｉｉ）析出硬化型の熱間鍛造用非調質鋼において、上記
のブリネル硬さを得るためには、熱間圧延に先立つ加熱
温度、熱延温度および熱延後の冷却速度の制御が重要で
あること、 の知見を得た。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、析出硬化型の熱間鍛造用非調質鋼
素材を、９００〜１３００″Ｃに加熱したのち、Ａｒ３
変態点以上の温度範囲において熱間圧延し、引続く冷却
過程において少なくともＡｒ３〜Ａｒ１変態点の温度範
囲を５°（／ｗｉｎ以下の速度で制御冷却することから
なる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法である。

この発明において、素材としては、■やＮｂ、　Ｔｉな
どの析出強化型元素を含有するいわゆる析出硬化型の熱
間鍛造用非調質鋼素材であればいずれもが適合するが、
とりわけ好適な成分組成を示すと次のとおりである。

Ｃ：０．３０〜０．６０ｗｔ％（以下単に％で示す）、
Ｓｉ　：　０．１０〜０．６０％、　　Ｍｎ　：　０．
５０〜２．００％、Ｐ：０．０３％以下、　　　Ｓ　：
　０．０１０〜０．１２０％、Ａｌ　：　０．０２０〜
０．０６０％、Ｎ　：　０．００２〜０．０１５％、Ｖ
：０．０５〜０．４０％ を含み、かつ Ｎｂ　：　０．００５〜ｏ、ｏｓｏ％、Ｔｉ　：　０．
００５〜０．０５０％、Ｃｒ　：　０．１５〜０．６０
％、　　Ｐｂ　：　０．０４〜０．３０％のうちから選
んだ少な（とも一種を含有し、残部は実質的にＦｅにな
る組成。

上記の好適素材において、成分組成を上記の範囲に限定
した理由は次のとおりである。

Ｃ：　０．３０〜０．６０％ Ｃは、強度を得るために必要な元素であり、熱間鍛造の
ままで所望の強度を確保するためには、少なくとも０．
３０％を必要とするが、０．６０％を超えると硬さが高
くなりすぎて、靭性および被削性が劣化するので、Ｃは
０．３０〜０．６０％の範囲で含有させることが好まし
い。

Ｓｉ　：　０．１０〜０．６０％、 Ｓｉは、製鋼の脱酸剤および熱間鍛造ままでの強度確保
のために必要な元素であり、そのためには少なくとも０
．１０％を必要とするが、０．６０％を超えると靭性お
よび被削性とも害されるので、Ｓｉは０．１０〜０．６
０％の範囲で含有させることが好ましい。

Ｍｎ　：　０．５０〜２．００％ Ｍｎは、強度および靭性の向上に有用な元素であり、９
００〜１３００℃に加熱することによって十分に固溶し
、非調質鋼として必要な強度および靭性を付与するもの
である。熱間鍛造のままでの強度を確保するためには少
なくとも０．５０％を必要とするが、２．００％を超え
ると硬化が著しく靭性がかえって劣化するため、Ｍｎは
０．５０〜２．００％の範囲で含有させることが好まし
い。

Ｐ：０．０３％以下 Ｐは、鋼の材質を脆化させる有害元素であり、極力低減
させることが望ましいが、０．０３０％以下程度で許容
できる。

Ｓ　：　０．０１０　〜０．１２０　　％Ｓは、靭性を
劣化させるけれども一方で被削性の向上に寄与するので
ｏ、ｏｉｏ％以上必要である。

しかしながら０．１２０％を超えると熱間鍛造後の靭性
に悪影響をおよぼすため、Ｓは０．０１０〜０．１２０
％の範囲で含有させることが好ましい。

Ａｌ　：　０．０２０〜０．０６０％ ＡＩは、脱酸剤として添加するが結晶粒の微細化にも有
用な元素であり、熱間鍛造品の結晶粒を微細化するため
には０．０２０％以上必要である。しかしながら０．０
６０％を超えるとかえって結晶粒の粗大化を促進すると
ともに被削性を劣化させるので、ＡＩは０．０２０〜０
．０６０％の範囲で含有させることが好ましい。

Ｎ　二　０．００２　〜０．０１５　　％Ｎは、Ａｌ、
　　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔｉなどと共存して結晶粒を微細化
させるとともに強度、靭性を向上させる有用元素であり
、少なくとも０．００２０％を必要とする。

しかしながら０．０１５０％を超えると靭性がかえって
劣化するため、Ｎは０．００２０〜０．０１５０％の範
囲で含有させることが好ましい。

ｖ　：　ｏ、ｏｓ〜０．４０％ ■は、熱間鍛造ままでの強度、靭性を確保するための主
要元素であり、熱間鍛造後の冷却時に炭窒化物として析
出し、調質処理の省略を可能にするもので、少なくとも
０．０５％を必要とする。しかしながら０．４０％を超
えると著しく硬化し、靭性が劣化するだけでなく経済性
の面からも不利になるため、■は０．０５〜０．４０％
の範囲で含有させることが好ましい。

Ｎｂ、　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０５０％Ｎｂおよ
びＴｉはいずれも、■と同様に主として炭窒化析出物と
して存在し、熱間鍛造品の結晶粒の微細化と析出硬化に
有効に寄与するが、含有量が０．００５％に満たないと
その添加効果に乏しく、−方０．０５％を超えると効果
が飽和するため、Ｎｂ、　Ｔｉは０．００５〜０．０５
％の範囲で含有させることが好ましい。

Ｃｒ　：　０．１５〜０．６０％ Ｃｒは、固溶による強化と組織の微細化作用により、熱
間鍛造品の強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有
量が０．１５％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方０．６０％を超えると靭性が低下するため、Ｃｒは０
．１５〜０．６０％の範囲で含有させるものとした。

Ｐｂ　：　０．０４〜０．３０％ ｐｂは、Ｓと同様に被削性を向上させる元素であり、よ
り一層の被削性が必要とされる場合に添加する。しかし
ながら含有量が０．０４％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方０．３０％を超えると熱間加工性が劣化す
るため、ｐｂは０．０４〜０．３０％の範囲で含有させ
るものとした。

さて上記の如き好適成分組成に調整された鋼素材は、熱
間圧延に先立ち、９００〜１３００″Ｃの温度に加熱さ
れる。ここに加熱温度を９００〜１３００″Ｃの範囲に
限定したのは、９００℃に満たないとその後の熱延工程
において能率的な圧延加工を行うのが難しく、一方１３
００℃を超えるとスケールロスによる歩留り低下や熱エ
ネルギー面等で経済的に不利になるからである。

ついで熱間圧延を施すわけであるが、かかる熱間圧延は
、Ａｒ３変態点以上の温度すなわちオーステナイト単相
域で行う必要がある。というのは切断加工に適したフェ
ライト・パーライト組織を得るためにはＡｒｓ変態点以
上で圧延を行うことが不可欠だからであり、この点Ａｒ
３変態点を下回るＴ＋α二相域では必要以上に組織が微
細化して硬さが高くなりすぎるきらいにある。

その後の冷却は、少なくともＡｒ、〜Ａｒ、変態点温度
範囲については５℃／ｍｉｎ以下の速度で冷却する必要
がある。というのは析出硬化をもたらすＶ、　Ｎｂ、　
Ｔｉなどの炭窒化物はオーステナイト中で一部析出する
が、大半がＴ→α変態時に析出するので、Ａｒ３〜Ａｒ
、変態点温度範囲の冷却速度は炭窒化物サイズおよび組
織に大きな影響をおよぼすからであり、発明者らによる
多くの実験によれば、冷却速度が５℃／ｌｌｌ１ｎを超
えて速いと炭窒化物サイズの微細化および組織の細粒化
により硬さが高くなりすぎるので、冷却速度は５℃／ｗ
ｉｎ以下の範囲に限定した。

（実施例） 実施例１ 第１表に示す種々の組成になるｗＡ（Ａ−Ｉ）を溶製し
、通常の方法でビレット（１５０ｎｙｍＸ１５０　ＴＩ
ｍ）としたのち、第２表に示す温度まで加熱してから、
同じく第２表に示す条件下に熱間圧延ついで冷却処理を
施して、３８ｍｍφの棒鋼とした。

なお第１表中、鋼種Ａ−Ｈはいずれも■やＮｂ。

Ｔｉなどの析出強化型元素を含有するこの発明の対象鋼
、一方鋼種Ｉは従来鋼である３４５Ｃ材である。

かくして得られた棒鋼の硬さを測定した結果を第２表に
併記する。

第２表 第２表より明らかなように、この発明に従い得られた綱
（Ｎｏ、１〜８，２１〜２３）はいずれも、硬さは、良
好な切断加工性が得られる硬さレベルであった。

これに対し従来例（Ｎｏ、９）ならびに熱延温度および
／または冷却速度が適正範囲を逸脱した比較例（ｋｌｏ
〜２０）は、ＨＢが２００を超える硬さしか得られなか
った。

実施例２ 第３表に示す種々の組成になる鋼（Ａ’〜Ｉ’）を溶製
し、通常の方法でビレット（１５０ａｎＸ１５０ｍｍ）
としたのち、第４表に示す温度まで加熱してから、同じ
く第４表に示す条件下に熱間圧延ついで冷却処理を施し
て、鋼種Ａ′〜Ｄ′については２５胴φ、また鋼種Ｅ′
〜Ｉ′については３２ｍｍφの棒鋼とした。

なお第３表において、鋼種Ａ′〜Ｈ′はこの発明の対象
鋼、一方鋼種Ｉ′は従来鋼である３４５Ｃ材である。

かくして得られた棒鋼の硬さ測定およびビレットシャー
切断試験結果を第４表に併記する。

第４表 第４表より明らかなように、この発明に従い得られた鋼
（ＮｃＬ１〜８）の硬さは、ＨＢで１８１〜１９６であ
った。これは良好な切断加工性が得られる硬さレベルで
あり、従来の調質１ｉ１（ｋｇ、鋼種■）と同程度の硬
さである。すなわちこの発明によって析出硬化型元素（
Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔｉ）を添加していない従来の調質鋼と
同レベルの硬さが得られることを確認した。

これに対し、熱延温度および／または冷却速度がこの発
明の適正範囲を逸脱した比較例はいずれも、切断加工に
適した硬さ（ＨＢ１７０〜２００）は得られなかった。

なお刃具寿命は、ｋｇ　（３４５Ｃ）を５００回切断後
の刃具の摩耗量を基準として、同摩耗量に到達するまで
の切断可能回数で比較評価したもので、この発明によれ
ば従来鋼と同レベルの切断加工性が得られることが確認
された。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、析出硬化型の熱間鍛造用非
調質鋼において、鍛造前の切断加工性を格段に向上させ
ることができ、ひいてはかかる鋼材の適用範囲の拡大の
みならずコストダウンに大きく寄与する。

特許出願人　　川崎製鉄株式会社 代理人弁理士　　杉　村　暁　秀

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、析出硬化型の熱間鍛造用非調質鋼素材を、９００〜
   １３００℃に加熱したのち、Ａｒ＿３変態点以上の温度
   範囲において熱間圧延し、引続く冷却過程において少な
   くともＡｒ＿３〜Ａｒ＿１変態点の温度範囲を５℃／ｍ
   ｉｎ以下の速度で制御冷却することを特徴とする熱間鍛
   造用非調質鋼の製造方法。 ２、析出硬化型の熱間鍛造用非調質鋼素材の成分組成が
   、 Ｃ：０．３０〜０．６０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１０〜０．６０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜２．００ｗｔ％、 Ｐ：０．０３ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０〜０．１２０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０２０〜０．０６０ｗｔ％、 Ｎ：０．００２〜０．０１５ｗｔ％および Ｖ：０．０５〜０．４０ｗｔ％ を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％、 Ｃｒ：０．１５〜０．６０ｗｔ％および Ｐｂ：０．０４〜０．３０ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部は実質
   的にＦｅの組成になるものである特許請求の範囲第１項
   記載の方法。