JPH02163319A - 高靭性鋼の製造方法および高靭性鋼部品の製造方法 - 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］ 本発明は、熱間鍛造ままで高靭性を有する鋼、および同
調を用いた鋼部品の製造方法に関するものであり、特に
小断面の連続鋳造鋳片に適した製造方法に関する。

［従来の技術］ 産業機械、自動車部品などの機械部品として使用される
鋼部品の多くは、素材棒鋼圧延後多岐に捗る二次加工工
程を経て製造されている。

例えば、素材棒鋼を熱間鍛造により成型し、焼き入れ、
焼戻しなどの熱処理を施し、さらに切削、表面処理する
もの、あるいは棒鋼を直接切削して成型した後熱処理と
するものなど、その工程は複雑である。

しかし近年は二次加工に費やされるコストを低減するた
め、二次加工中のある工程を省略しながらも、要求され
る特性は満たすような鋼が求められてきている。

本願発明における「熱間鍛造ままで高靭性を有する鋼」
、所謂高靭性熱鍛非調質鋼は、熱間鍛造後の焼入れ焼戻
し処理を省略して使用される鋼であり、二次加工に費や
されるコストの低減をもたらすことを目的とした鋼であ
る。

本来、熱間加工後の調質処理、すなわち焼入、焼き戻し
処理は熱間加工後の粗大化した組織を微細化して強度、
靭性を付与するために行なわれるものであり、このよう
な調質処理を省略する熱鍛非調質鋼においては、省略し
た熱処理工程に代るなんらかの高強度高靭性化の方法が
求められる。

熱間鍛造ままの強度を確保する方法としては、■炭化物
の析出効果を利用する方法が一般的であるが（特公昭５
９−９１２２号公報）、単に■を添加しただけでは熱鍛
組織は粗大なままであり、靭性は低い。

また、靭性を向上させるためには熱鍛組織の微細化が欠
かせず、このためにはＴｉ、Ｎｂ等を微量添加して結晶
粒を制御する方法が知られている（特公昭５９−１４３
０４５号公報）。

しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなど微量元素の単なる添加と
いう従来の方法では、組織の微細化効果が安定して得ら
れず、効果は不十分であったのが現実である。すなわち
、従来の方法による結晶粒制御方法では、棒、線材の圧
延、さらに熱間鍛造、浸炭等の二次加工工程に至るまで
の過程で析出物が全く制御されないため、工程によって
は結晶粒を制御する析出物が粗大化してしまう恐れがあ
り、安定したピンニング効果が得られず、粗大粒が生じ
る場合が多々あった。また、たとえ組織そのものが微細
化しても粗大な析出物が生じるため、高靭性、高疲労強
度が得にくくなるのが難点であった。

そこで、この問題を解決すべく、本願発明者らはＴｉ、
　Ｎ等を添加した鋼の、鋳造時の冷却速度を制御し、か
つ分塊圧延をしないｉ械構造用鋼の製造方法を発明して
いる（特開昭６３−１６２８１３号公報）。この発明に
より、従来の熱間鍛造用非調質鋼の難点であった靭性の
低さを大幅に改善することができるようになった。

［発明が解決しようとする課題］ 上に述べたように、コスト低減あるいは品質向上のため
の微量元素の添加が、必ずしも靭性の向上をもたらして
いないのは、微量元素、特にＴｉＮの析出形態を全く制
御していないためであり、この問題は前頭の発明（特開
昭６３−１６２８１３号公報）において解決する方法を
提示している。

本願発明は、ＴｉＮの析出を制御する方法を更に検討し
、−層靭性に侵ねた鋼の製造方法を示すものである。

［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、かかる問題を解決し、靭性に優れた鋼の
製造方法を発明すべく種々検討し、凝固中あるいは凝固
直後の高温域で析出するＴ１析出物はその後の二次加工
中においては、受ける温度条件に応じた成長をするが、
再固溶して微細に再析出することはほとんどないことに
着目したものである。

すなわち、ｌｌａ細なＴｉ析出物の組織制御効果を最大
限に享受するためには、まず凝固時に析出する首析出物
の核生成を促進し、Ｔｉ析出物の均一微細分散を実現し
、そしてその後の熱開成型における析出物成長を最小限
にとどめることが必要なのである。

そのため、 ■　Ｔｉ量を適当な範囲に定める６ 結晶粒制御のための微量元素量が多くなれば結晶粒の粗
大化温度が上昇する事は公知であるが、Ｔｉは非常に高
い温度においても溶解しにくいため比較的多量に添加し
た場合、粗大なＴｉ析出物が析出して靭性、疲労強度を
劣化させる。

■　凝固後、Ｔｉ析出温度域の冷却速度を太きくし、Ｔ
ｉ析出物の核生成を促進する。

棒鋼製品中に、組織制御効果の大きいＯ，ＯＳμｍ以下
のＴｉＮを均一分散させるためには通常の造塊方法、あ
るいは断面積の大きな連続鋳造法では十分ではなく、比
較的断面が小さく冷却速度の大きな連続鋳造機が必要で
ある。

■　鋳片の分塊を行なわない。

加熱温度が高く加熱時間も長い鋼製造工程中の分塊工程
は、加熱温度と時間に応じて成長を起こし、次第に粗大
となるＴｉ析出物の成長を速める大きな要因であるから
である。

■　圧延時の加熱温度を規制する。

■と同様にＴｉ析出物の成長を抑制するには、加熱温度
を低く抑える必要が有る。

すなわち本発明は、析出物均一微細分散のための最適な
Ｔｉｉと鋳造後の高冷却速度の組合せ、および析出物の
成長を最小限にするための分塊圧延工程の省略と棒線圧
延時の加熱温度の規制によってはじめて実現する結晶粒
制御方法を利用し、結晶粒の制御された高靭性鋼を製造
する方法の発明である。

このようにして、Ｔｉ析出物を微細化する方法を用いれ
ば、圧延まま、あるいは熱間鍛造、熱処理後の組織が非
常に微細化し、本願発明の請求範囲に示した種々の高靭
性鋼が製造可能である。

すなわち本発明の要旨とするところは、１、１量％で Ｃ：　　０．２０−０．６０％ Ｓｉ　：　　０．１０−２．００％ Ｍｎ　：　　０．５０−２．００％ Ｃｒ　：　　０．１０−１．２０％ Ｖ　　：　　０．３０−０．２０％ Ｔｉ　：　０．００５−０．０１０％未満八Ｒへ　　０
．００５　−０．０５０　　％Ｎ　　：　　０．００８
　−０．０２０　　％を含み、下記の炭素当量Ｃｅｑ　
、が０．５４％以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純
物からなる鋼を、通常の方法で溶製し、連続鋳造機で鋳
造する際の固相線温度から１０００℃までの平均冷却速
度を２０℃／ｍｉｎ、以上となるように冷却して鋳片と
し、その後、分塊圧延を経ることなく、１１８０℃以下
に加熱して棒鋼に圧延した熱間鋳造ままで高靭性を有す
る鋼の製造方法。

％ ２、上記、１項の成分に加え、Ｍｏ：０．０５〜０．３
机Ｎｉ　：　０．０５〜２．００％のうち一種以上を含
み、かつ下記の炭素当１ｃａｑ、が０．５４％以上であ
り、残部がＦａ及び不可避不純物からなる鋼を、通常の
方法で′ｆＪ製し、連続鋳造機で鋳造する際の固相線温
度から１０００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｍｉｎ
、以上となるように冷却して鋳片とし、その後、分塊圧
延を経ることなく、１１８０℃以下に加熱して棒鋼に圧
延した熱間鍛造ままで高靭性を有する鋼の製造方法。

３、上記、１項又は２項の成分に加え、央削元素Ｓ　：
　０．０２〜０．２０％、Ｐｂ　：　０．０２〜０．２
０％、ａｔ　：　Ｑ、０２〜０．２０％、Ｃａ　：　（
１，００１〜０．０１０％の一種以上を含み、かつ下記
の炭素当１のＣｅｑ。

が０．５４％以上であり、残部がＦｅ及び不可避不純物
からなる鋼を、通常の方法で溶製し、連続鋳造機で鋳造
する際の固相線温度から１０００℃までの平均冷却速度
を２０℃／ｍｉｎ、以上となるように冷却して鋳片とし
、その後、分塊圧延を経ることなく、１１８０℃以下に
加熱して棒鋼に圧延した熱間鍛造ままで高靭性を有する
鋼の製造方法。

４、上記、１項又は２項又は３項の成分を有する鋼を、
通常の方法で溶製し、連続鋳造機で鋳造する際の固相線
温度から１０００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｍｉ
ｎ、以上となるように冷却して鋳片とし、分塊圧延を経
ることなく、１１８０℃以下に加熱して棒鋼に圧延した
材料を１２５０℃以下の温度に加熱、鍛造した熱間鍛造
ままで高靭性を有する鋼部品の製造方法。

以上の４項である。

なお、上記ｌか６３の方法により棒線に圧延された鋼は
、圧延ままでも非常に微細な組織となり、高強度と高靭
性を備えているので、このまま切削を施して使用する、
所謂直接切削非調質鋼としても使用可能である。

さらに、上記１から４の方法により製造された鋼は、高
温に加熱しても組織が粗大化しにくいので、高周波焼き
入れに使用した場合でも良好な機械的性質が得られる。

［作　　　用コ 本発明は、以下の様な試験結果から発明されたものであ
るので、はじめにこれを示す。

第１表に示したほぼ同一の成分を有する鋼４種を通常の
製造方法により溶鋼とした後、同じく第１表に示した断
面大きさを有する連続鋳造機を用いて鋳造した。冷却条
件は通常の操業条件である。

第２表には鋳造時の凝固点から１０００℃までの平均冷
却速度を示した。

第２表 １６２Ｘ　１．６２ｍｍより大きい断面をもった鋳片そ
れぞれの半分は、いったん冷却した後、最高１２００℃
の温度範囲に約３時間再加熱して、１６２ｘ　１６２ｎ
＋ｍのビレットに分塊圧延し、棒鋼圧延素材とした。ま
た、分塊圧延の影響を調べるために、　１６２ｘ　１６
２＋ｕｍより大きい断面をもった鋳片の残り半分から　
１６２ｘ　１６２＋ｎｍの鋳片を切出し、分塊圧延を省
略した棒鋼圧延素材とした。

１６２ｘ　１８２ｍｍ鋳片は、通常の工程どうり分塊圧
延なしで棒鋼圧延素材としたが、分塊圧延時の影響を調
へるため１６２ｘ　１６２ｍｍ鋳片の一部を１２００℃
に３時間加熱、放冷し、棒鋼圧延素材として供した。

これらの鋳片、鋼片を最高加熱温度１０５０℃に再加熱
して直径３０ｍｍの棒鋼に圧延し、試験素材とした。圧
延仕上温度は９２０℃であった。分塊圧延していない１
６２Ｘ　１６２ｍｍ鋳片の一部は加熱温度１２２０℃で
圧延し棒鋼製造条件の影響を調べた。この場合仕上温度
は１０１０℃であった。

これら合計９種の直径３０ｍｍ棒鋼を素材として、■圧
延ままの降伏点、引張り強さ（ＪＩ５３号試験片）、常
温、低温の衝撃値（ＪＩＳＪ号試験片）を測定した結果
を第３表に、０１１００℃から１３００℃に２０分再加
熱、水冷した時のオーステナイト結晶粒度（ＪＩＳ　Ｇ
　０５５１による）、０１２００℃に２０分再加熱、放
冷した場合の降伏点、引張り強さ（ＪＩ５３号試験片）
、常温、低温の衝撃値（ＪＩＳ４号試験片）測定した結
果を第４表に示した。

■は熱間鍛造、浸炭処理など高温加工、高温９５埋時の
結晶粒特性を調べるためであり、■の加熱放冷は熱間鍛
造ままの状態を再現するためである。

上述の方法を整理すると次の様になる。

第１表、第２表および第３表から明らかなように、Ｎ０
１１から４までの鋼は同様の成分系を有するにもかかわ
らず、鋳ｉ５！ｉ断面の大きさが小さく、すなわち固相
線温度からｔｏｏｏ℃までの冷却速度が大きくなるほど
、また分塊圧延が無い方が圧延まま棒鋼の状態で高強度
、高靭性となる。

再加熱放冷後の強度、靭性についても冷却速度が大ぎく
、分塊圧延が無い方が再加熱オーステナイト結晶粒度が
大きくなり（結晶粒が微細化し）、それとともに加熱放
冷後の衝撃値も大幅に向上する。特に、低温衝撃値は固
相線温度から１０００℃までの凝固冷却速度が１７℃／
ｍｉｎ。

を越えると大幅な向上を示している。低温靭性が再加熱
時のオーステナイト結晶粒度に依存している様子は、第
１図に示した。

自動車用足周り部品調質材においては、通常低温でも５
　ｋｇｆ−ｍ７ｃｍ２以上の高靭性を有する場合が多い
が、１２５０℃、２０分再加熱時のオーステナイト結晶
粒度と放冷後の低温靭性を示した第２図より、熱間鍛造
ままで５　ｋｇｆ−ｍ７ｃｍ２以上の高靭性を得るため
には再加熱時のオーステナイト結晶粒度は５．５番以上
が必要である。

さらに、再加熱温度１２５０℃で５．５番以上のオース
テナイト結晶粒度を実現するための冷却速度（固相線温
度から１０００℃までの平均）は第２図より２０℃／ｍ
ｉｎ、以上が必要であることがわかる。

本願発明者らは、以上の実験を基に本願発明を完成した
のである。

本願発明の限定理由について以下に説明する。

Ｃ：Ｃは鋼を強化するのに不可欠の元素である。機械構
造用として要求される強度を確保するためには０．２０
％以上が必要である。しかし、０．６０％を越えると靭
性が劣化するため上限を０．６０％とした。

Ｓｉ　：　Ｓｊは脱酸材として添加されるが、その他に
固溶Ｓｉとして鋼を強化する働きがある。ｏ、１０％未
満では、鋼を強化するのに不足であり、２．００％より
多くては鋼が必要以上に硬くなるため靭性の劣化が著し
いので、これを限定する。

Ｍｎ　：　Ｍｎは脱酸材として働くほかに、焼入性を高
め、組織を微細化する作用があり強化元素として働く。

０５０％未満では強度が不足するが、２．００％を越え
て添加しても靭性の劣化を招く。

Ｃｒ：Ｃｒも組織の微細化を通じて強度、靭性を高める
作用がある。この作用は０．１０５未満では期待できな
い。また多量に添加された場合靭性を低下させるので上
限を１．２０％とした。

■：Ｖは窒化物として高温での組織を微細化し、また冷
却中に炭化物として析出する事により鋼を著しく強化す
る。強化作用を発揮するために０．０３％以上が必要で
あるが、０．２０％を越えて添加しても硬くなりすぎて
靭性を劣化させる。

Ｔ１１本願発明において必要不可欠であるのがＴｉであ
り、鋼中に炭窒化物として微細分散して組織を微細化す
る。高温加熱時の組織粗大化温度はＴｉ、　Ｎ量に依存
するために安定に組織を微細化するには多量のＴｉを添
加すれば良いが、多量のＴｉは粗大なＴｉ炭窒化物を生
じさせ、靭性と疲労強度の劣化を招く。組織の微細化の
ため、Ｔｉは０．００５％以上を必要とし、疲労強度の
低下を招かないために上限を０．０１０％未満とする。

Ａ２１Ａ文は脱酸材として働き、また炭窒化物として組
織を微細化する。０００５％未満では脱酸効果が期待で
きないが、０．０５０％を越えて添加しても組織の微細
化作用が飽和する。

ＮＵＮはＴｉ、　Ｖを高温で溶解しないＴｉ、　　Ｖ窒
化物とし、組織を微細化するために添加される。十分な
量のＴｉ、　Ｖ窒化物を析出させるためにＮはｏ、ｏｏ
ａ％以上が必要である。しかし、多量に添加しても固ｉ
８　Ｎが増加して靭性の劣化をもたらすだけであるので
、Ｎは０．０２０％以下とする。

強度と靭性をさらに必要とする場合、次の元素を添加す
ると有効である。

Ｍｏ　：　ＭｏはＮｉとともに一必要に応じで添加する
ことにより強度と靭性を向上させる。　０．０５％未満
では効果が期待できないが多量に添加しても低温靭性を
低下させるだけであるので上限を０．３％とする。

Ｎｉ・０．０５％以上のＮｉは強度と、特に靭性の向上
に有効であるが、Ｎｉの多量添加はコストを３上げるの
で、上限を２．００％とする。

又被削性を必要とする場合は、次の元素を添加すると有
効である。

Ｓ　、　Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ　：これらの元素にライては
、Ｓ：０．０２ｋ、Ｐｂ：０．０２に、Ｂｉ：０．０２
％Ｆ、Ｃａ：０．００１９６以上を添加することにより
被剛性を向上させる。これらは目的に応した元素、量を
添加すれば良いが、いずれにしても多量に添加した場合
には機械的性質の異方性が増し、また靭性の低下が起る
ため、上限をＳ　：　０．２０％以下、Ｐｂ　：　０．
２０％以下、Ｂｉ　：　０．２０％以下、Ｃａ　：　０
．０１０％以下に限定する。

Ｃｅｑ、・機械構造用鋼として用いられる部品の強度は
通常６５　ｋｇｆ／ｎｍ２以上であり、この強度を出す
のに必要な炭素当量Ｃｅｑ、は０．５４％以上であるこ
とが見込まれる。よって、炭素当量Ｃｅｑ、は０．５４
％以上に限定する。

連続鋳造機で鋳造する際の固相線温度から１０００℃ま
での平均冷却速度は、Ｔｉ炭窒化物の大きさを大きく左
右する要因であり、本願発明に欠かせない要件である。

）凝固点か６１０００℃までの冷却を平均２０℃／ｍｉ
ｎ、未満とした場合、Ｔｉ炭窒化物は粗大となり熱間鍛
造温度域のような高温における組Ｌｉ　：ｌ；制御効果
が著しく低下するばかりでなく、粗大なＴｉ炭窒化物は
被剛性を低下させる。よって、連続鋳造機で鋳造する際
の凝固点から１０００℃までの平均冷却速度は２０℃／
ｍｉｎ。

以上に限定する。

分塊圧延は、通常高温で長時間加熱して行なわれるため
、Ｔｉ析出物の成長をうながし、析出物による高温での
結晶粒制御効果を低下させるため、分塊圧延を行なわず
鋳片から直接棒鋼圧延することか肝要である。

Ｔｉ析出物は棒鋼圧延の加熱時にも成長するので、成長
速度の遅い１１８０℃以下の温度領域で加熱する必要が
ある。

請求項４の鍛造加熱温度も低い方がＴ１析出物の利用上
から望ましいが、あまりに低い鍛造加熱温度では鍛造負
荷が大きく、鍛造金型の消耗も激しいため、鍛造加熱温
度は１２５０℃以下と限定する。

［実　施　例］ 実施例１ 第５表に示す成分を有する溶鋼を断面大きさ１６２ｘ　
ｌＢ２ｍｍの連続鋳造機を用いて鋳造し、分塊圧延なし
で直径５５ｍｍに圧延した棒鋼を用いて試験した。この
時の操業条件は固相線温度から１０００℃ま′での冷却
速度は約４４℃／ｍｉｎ、、圧延加熱温度は１０５０℃
、仕上温度は９２０℃であった。

この棒鋼を実１（）に自動車用の直径３５ｍｍのベアリ
ングシャフトに鍛造しく鍛造加熱温度１１８０℃）、部
品の１７４厚さの部分からＪＩＳ４号引張り試験片とＪ
ＩＳａ号衝撃試験片を採り、弓張り強さ（Ｔ、Ｓ）、降
伏点（Ｙ、Ｐ）、常温と低温の衝箪値（ｕＥ　：　２５
．ＬＩＥ　−４０）を測定した。

また、素材の一部は熱間鍛造中に加熱炉から取り出して
水冷し、旧オーステナイト結晶粒度番号を調べた。

この結果を第６表に示したが速い冷却速度で固相線から
１０００℃までを冷却し、分塊圧延することなく棒鋼と
した本願発明の成分鋼は、高強度を有しかつ低温におい
ても良好な靭性を示した。

第 表 第 表 （続き） 実施例−２ 実施例１の第５表中のＮｏ、２４−２９の直径５５ｖＯ
棒鋼を冷間て自動車用ナックルスピンドルニ加工シタ後
、周波数７．０　ｋＨｘ　、出力Ｓ、ＯｋＷの高周波数
加熱装置中で９秒間加熱し、水焼き入れし、さらに１５
０℃、２時間の焼き戻しを行なった。

第７表に焼入深さ、表面硬度、製品中央部の衝撃値（Ｊ
ＩＳ３号）を示した。高周波数焼入性に対しては、発明
鋼、比較鋼ともに大きな違いはないが、製品中央部のｉ
Ｓｊ　Ｉｆ値は、本発明鋼が優れている。

第　　７　　表 ［発明の効果コ 以上述べたように、析出物均一微細分散のための、最適
なＴｉ量と鋳造後の高冷却速度の組合せ、および、Ｔｉ
析出物の成長を最小限にするための分塊圧延工程の省略
と棒線圧延時の加熱温度の規制によってはじめて実現す
る結晶粒制御方法を利用した本発明の方法によれば、熱
間鍛造まま、あるいは熱延ままの鋼の組織が微細化し、
高靭性を備えた鋼を製造することが可能となる顕著な効
果かある。

【図面の簡単な説明】

第１図は分塊圧延のある鋼と、分塊圧延のない鋼におけ
る、再加熱オーステナイト結晶粒度と低温衝繋値の関係
を表した図、 第２図は同じく分塊圧延のある鋼と、分塊圧延の無い鋼
において、鋳造時の冷却速度（固相線温度から１０００
℃まで）と再加熱オーステナイト結晶粒度の関係を表し
た図である。 Ｆ’′

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で Ｃ：０．２０−０．６０％ Ｓｉ：０．１０−２．００％ Ｍｎ：０．５０−２．００％ Ｃｒ：０．１０−１．２０％ Ｖ：０．３０−０．２０％ Ｔｉ：０．００５−０．０１０％未満 Ａｌ：０．００５−０．０５０％ Ｎ：０．００８−０．０２０％ を含み、下記の炭素当量Ｃｅｑ．が０．５４％以上であ
   り、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、通常の
   方法で溶製し、連続鋳造機で鋳造する際の固相線温度か
   ら１０００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｍｉｎ．以
   上となるように冷却して鋳片とし、その後、分塊圧延を
   経ることなく、１１８０℃以下に加熱して棒鋼に圧延し
   た熱間鋳造ままで高靭性を有することを特徴とした高靭
   性鋼の製造方法。 Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋１／５×Ｍｎ％＋１／７×Ｓｉ％＋１
   ／９×Ｃｒ％＋１．５４×Ｖ％２　成分がさらにＭｏ：
   ０．０５〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜２．００％のう
   ち１種又は２種を含有する請求項１記載の高靭性鋼の製
   造方法。 ３　成分がさらに快削元素Ｓ：０．０２−０．２０％、
   Ｐｂ：０．０２−０．２０％、Ｂｉ：０．０２−０．２
   ０％、Ｃａ：０．００１−０．０１０％の一種以上を含
   有する請求項１又は２記載の高靭性鋼の製造方法。 ４　請求項１、２又は３記載の製造方法で棒鋼に圧延し
   た材料を１２５０℃以下の温度に加熱、鍛造した熱間鍛
   造ままで高靭性を有することを特徴とした高靭性部品の
   製造方法。