JPH04285118A - 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法Info
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- JPH04285118A JPH04285118A JP4805891A JP4805891A JPH04285118A JP H04285118 A JPH04285118 A JP H04285118A JP 4805891 A JP4805891 A JP 4805891A JP 4805891 A JP4805891 A JP 4805891A JP H04285118 A JPH04285118 A JP H04285118A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は優れた降伏強度・引張強
度・靭性及び被削性を有する機械構造用熱間鍛造非調質
鋼の製造方法に関するものである。
度・靭性及び被削性を有する機械構造用熱間鍛造非調質
鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度高靭性を必要とする機械部
品の製造に関しては、所定の形状に熱間鍛造後焼入れ焼
き戻しを行うといった調質処理が施されていた。しかし
ながら調質処理は多くの工程を必要とし、多大な熱エネ
ルギーも要するため製造コストの上昇を招くことになる
。このため近年工程数の削減、省エネルギーの観点から
調質処理を省略しうる鋼、即ち非調質鋼の開発が行われ
てきた。強度向上のみを狙うのであればＶを含有させた
非調質鋼で十分であるが、この鋼種は靭性、特に低温靭
性が悪く、高強度高靭性が要求される自動車の足廻り部
品に用いる素材としては不十分であり、被削性もきわめ
て悪く部品生産性に欠けていた。また近年部品設計上、
降伏強度が重視される趨勢にあり同一の引張強度に対し
なるべく降伏強度の高い、いわゆる高降伏比の材料の開
発が望まれている。これに対して特開昭５６−３８４４
８公報には、Ｓｉ、Ｍｎ等を多くすることによる地鉄の
強化と、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂの析出強化による鋼材の高強度
化を図ると共に鋼中のＮを０．２９％Ｔｉ以上と多くす
ることにより、窒化物主体のＴｉ、Ｖ、Ｎｂの析出物を
生成させることにより旧オーステナイト粒径を微細化し
て、鋼材の高靭性化を図り熱間鍛造のままで、その後の
熱処理を一切行わずに優れた引張強度・靭性の確保を可
能とした材料が示されている。
品の製造に関しては、所定の形状に熱間鍛造後焼入れ焼
き戻しを行うといった調質処理が施されていた。しかし
ながら調質処理は多くの工程を必要とし、多大な熱エネ
ルギーも要するため製造コストの上昇を招くことになる
。このため近年工程数の削減、省エネルギーの観点から
調質処理を省略しうる鋼、即ち非調質鋼の開発が行われ
てきた。強度向上のみを狙うのであればＶを含有させた
非調質鋼で十分であるが、この鋼種は靭性、特に低温靭
性が悪く、高強度高靭性が要求される自動車の足廻り部
品に用いる素材としては不十分であり、被削性もきわめ
て悪く部品生産性に欠けていた。また近年部品設計上、
降伏強度が重視される趨勢にあり同一の引張強度に対し
なるべく降伏強度の高い、いわゆる高降伏比の材料の開
発が望まれている。これに対して特開昭５６−３８４４
８公報には、Ｓｉ、Ｍｎ等を多くすることによる地鉄の
強化と、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂの析出強化による鋼材の高強度
化を図ると共に鋼中のＮを０．２９％Ｔｉ以上と多くす
ることにより、窒化物主体のＴｉ、Ｖ、Ｎｂの析出物を
生成させることにより旧オーステナイト粒径を微細化し
て、鋼材の高靭性化を図り熱間鍛造のままで、その後の
熱処理を一切行わずに優れた引張強度・靭性の確保を可
能とした材料が示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしこのような材料
を用いてもなお高強度で高靭性および被削性を有し、か
つ十分な降伏強度を確保するには至っていないというの
が現状である。
を用いてもなお高強度で高靭性および被削性を有し、か
つ十分な降伏強度を確保するには至っていないというの
が現状である。
【０００４】本発明の目的は、引張強度８５ｋｇｆ／ｍ
ｍ２ 以上で、十分な靭性と優れた被削性を有し、更に
７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上もの高い降伏強度を有する熱
間鍛造非調質鋼の製造方法を提供することである。
ｍ２ 以上で、十分な靭性と優れた被削性を有し、更に
７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上もの高い降伏強度を有する熱
間鍛造非調質鋼の製造方法を提供することである。
【０００５】
【問題を解決するための手段】本発明者らは、高強度高
靭性かつ被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼の降伏強度の
向上手法を提供するために鋭意検討を行った結果、熱間
鍛造後の冷却時に従来行われていなかった徐冷処理を施
すことにより、引張強度・靭性・被削性を劣化すること
なしに降伏強度を上昇させることが可能であるという新
規な知見を得て本発明をなしたものである。
靭性かつ被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼の降伏強度の
向上手法を提供するために鋭意検討を行った結果、熱間
鍛造後の冷却時に従来行われていなかった徐冷処理を施
すことにより、引張強度・靭性・被削性を劣化すること
なしに降伏強度を上昇させることが可能であるという新
規な知見を得て本発明をなしたものである。
【０００６】即ち、第一の本発明に係わる製造方法の要
旨とするところは、重量％で Ｃ ：０．１０〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５０〜３．０％ Ｍｎ：３．０％以下 Ｓ ：０．００１〜０．３０％ Ｖ ：０．０３０〜０．３０％ Ｎ ：０．００５〜０．０６０％ を含有し、更に Ｃｒ：３．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｃｕ：２．０％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後に冷却し、冷却途
中、２００〜５００℃の間の任意の温度より徐冷を開始
し、その温度から室温（２０℃）に至るまでに要する時
間ｔＳＣ（ｓｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏強度７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２ 以上を有することを特徴とするものであ
る。
旨とするところは、重量％で Ｃ ：０．１０〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５０〜３．０％ Ｍｎ：３．０％以下 Ｓ ：０．００１〜０．３０％ Ｖ ：０．０３０〜０．３０％ Ｎ ：０．００５〜０．０６０％ を含有し、更に Ｃｒ：３．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｃｕ：２．０％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後に冷却し、冷却途
中、２００〜５００℃の間の任意の温度より徐冷を開始
し、その温度から室温（２０℃）に至るまでに要する時
間ｔＳＣ（ｓｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏強度７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２ 以上を有することを特徴とするものであ
る。
【０００７】次に、第二の本発明に係わる製造方法の要
旨とするところは、第一の本発明鋼の組成に加え、更に
重量％で Ｐｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃａ：０．００１〜０．０５０％ Ｔｅ：０．００１〜０．２０％ Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％ Ｂｉ：０．０１０〜０．５０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後に冷却し、冷却途
中、２００〜５００℃の間の任意の温度より徐冷を開始
し、その温度から室温（２０℃）に至るまでに要する時
間ｔＳＣ（ｓｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏強度７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２ 以上を有する高強度高靭性かつ被削性の
優れた熱間鍛造非調質鋼の製造を可能にすることを特徴
とするものである。
旨とするところは、第一の本発明鋼の組成に加え、更に
重量％で Ｐｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃａ：０．００１〜０．０５０％ Ｔｅ：０．００１〜０．２０％ Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％ Ｂｉ：０．０１０〜０．５０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後に冷却し、冷却途
中、２００〜５００℃の間の任意の温度より徐冷を開始
し、その温度から室温（２０℃）に至るまでに要する時
間ｔＳＣ（ｓｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏強度７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２ 以上を有する高強度高靭性かつ被削性の
優れた熱間鍛造非調質鋼の製造を可能にすることを特徴
とするものである。
【０００８】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。
【０００９】まず、Ｃは鍛造品の強度を増加させるのに
有効な元素であるが、０．１０％未満では強度が不足し
、また０．６０％を超えると、靭性の劣化を招くため、
含有量を０．１０〜０．６０％とした。
有効な元素であるが、０．１０％未満では強度が不足し
、また０．６０％を超えると、靭性の劣化を招くため、
含有量を０．１０〜０．６０％とした。
【００１０】次にＳｉは脱酸元素および固溶体硬化によ
る強度増加に有効な元素であるが、０．０５％未満では
その効果は不十分であり、一方、３．０％を超えるとそ
の効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、その含
有量を０．０５〜３．０％とした。
る強度増加に有効な元素であるが、０．０５％未満では
その効果は不十分であり、一方、３．０％を超えるとそ
の効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、その含
有量を０．０５〜３．０％とした。
【００１１】また、ＭｎとＳは鋼中でＭｎＳとして存在
し、組織の微細化に寄与するが、Ｓ：０．００１％未満
ではその効果は不十分である。またＭｎ：３．０％超、
Ｓ：０．３０％超ではその効果は飽和しむしろ靭性の劣
化を招くため、Ｍｎ、Ｓの含有量をそれぞれＭｎ：３．
０％以下、Ｓ：０．００１〜０．３０％とした。
し、組織の微細化に寄与するが、Ｓ：０．００１％未満
ではその効果は不十分である。またＭｎ：３．０％超、
Ｓ：０．３０％超ではその効果は飽和しむしろ靭性の劣
化を招くため、Ｍｎ、Ｓの含有量をそれぞれＭｎ：３．
０％以下、Ｓ：０．００１〜０．３０％とした。
【００１２】さらに、Ｖ、ＮはＶＮの析出挙動を通じて
、組織の微細化に寄与するが、Ｖ：０．０３０％未満、
Ｎ：０．００５％未満ではその効果は不十分であり、一
方、Ｖ：０．３０％超、Ｎ：０．０６０％超ではその効
果は飽和しむしろ靭性の劣化を招くので、その含有量を
Ｖ：０．０３０〜０．３０％、Ｎ：０．００５〜０．０
６０％とした。
、組織の微細化に寄与するが、Ｖ：０．０３０％未満、
Ｎ：０．００５％未満ではその効果は不十分であり、一
方、Ｖ：０．３０％超、Ｎ：０．０６０％超ではその効
果は飽和しむしろ靭性の劣化を招くので、その含有量を
Ｖ：０．０３０〜０．３０％、Ｎ：０．００５〜０．０
６０％とした。
【００１３】そのほか、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは鍛造
品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、経済的
な観点から、含有量をＣｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．
０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下と
した。
品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、経済的
な観点から、含有量をＣｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．
０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下と
した。
【００１４】この他本発明鋼においては、粒度調整の目
的でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂの一種または二種以上を添加して
ある。しかしながら、Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：
０．００１％未満、Ｎｂ：０．００５未満ではその効果
は不十分であり、一方、Ａｌ：０．１０％超、Ｔｉ：０
．０５０％超、Ｎｂ：０．１０％超では、その効果は飽
和し、むしろ靭性の劣化させるので、Ａｌ：０．００５
〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ
：０．００５〜０．０１０％とした。
的でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂの一種または二種以上を添加して
ある。しかしながら、Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：
０．００１％未満、Ｎｂ：０．００５未満ではその効果
は不十分であり、一方、Ａｌ：０．１０％超、Ｔｉ：０
．０５０％超、Ｎｂ：０．１０％超では、その効果は飽
和し、むしろ靭性の劣化させるので、Ａｌ：０．００５
〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ
：０．００５〜０．０１０％とした。
【００１５】更に本発明に係わる非調質鋼においては、
Ｐｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉの一種または二種以上を
添加してあるが、これらは被削性向上を目的としたもの
である。ただしＰｂ：０．００５％未満、Ｃａ：０．０
０１％未満、Ｔｅ：０．００１未満、Ｓｅ：０．０１０
％未満、Ｂｉ：０．０１０％未満ではその効果は不十分
であり、Ｐｂ：０．５０％超、Ｃａ：０．０５０％超、
Ｔｅ：０．２０％超、Ｓｅ：０．５０％超、Ｂｉ：０．
５０％超ではその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招
くため、その含有量をＰｂ：０．００５〜０．５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜
０．２０％、Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％、Ｂｉ：０
．０１０〜０．５０％とした。
Ｐｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉの一種または二種以上を
添加してあるが、これらは被削性向上を目的としたもの
である。ただしＰｂ：０．００５％未満、Ｃａ：０．０
０１％未満、Ｔｅ：０．００１未満、Ｓｅ：０．０１０
％未満、Ｂｉ：０．０１０％未満ではその効果は不十分
であり、Ｐｂ：０．５０％超、Ｃａ：０．０５０％超、
Ｔｅ：０．２０％超、Ｓｅ：０．５０％超、Ｂｉ：０．
５０％超ではその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招
くため、その含有量をＰｂ：０．００５〜０．５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｅ：０．００１〜
０．２０％、Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％、Ｂｉ：０
．０１０〜０．５０％とした。
【００１６】以上が本発明鋼の基本組成である。これら
の組成の棒鋼を用いて熱間鍛造を行い室温まで冷却した
場合の組織はベイナイト主体でありこれに少量のマルテ
ンサイト、オーステナイトが混在している。このままで
は、引張強度、靭性の点では問題無いが、調質処理鋼に
比べ降伏強度が不足している。降伏強度を増加させるに
は、２００〜６００℃での焼戻しにより、マルテンサイ
ト相中の可動転位の易動度を低減させることが有効と考
えられるが、一旦室温まで冷却した後に再加熱するため
に、時間・エネルギーを余分に必要とし、生産性に欠け
る。そこで再加熱のかわりに、冷却途中での徐冷を施す
ことにより降伏強度を向上させることに着目した。ただ
し徐冷開始温度が５００℃を越える場合には所望の組織
が得られないため、徐冷開始温度を５００℃以下とした
。また徐冷開始温度が２００℃を下まわる場合には、十
分な降伏強度向上が達成できないため、徐冷開始温度を
２００℃以上とした。また徐冷時間（ｔＳＣ：徐冷開始
温度から室温＝２０℃に至るのに要する時間）が１６０
０ｓｅｃより短い場合には十分な降伏強度向上が獲られ
ないために１６００ｓｅｃ以上とした。さらに生産性を
考慮して徐冷時間の上限を４８０００ｓｅｃ（＝８００
ｍｉｎ）とした。これらの条件に従って室温まで冷却す
ることにより引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏
強度７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上を有する高強度高靭性か
つ被削性の優れた熱間鍛造非調質鋼を製造することが可
能である。
の組成の棒鋼を用いて熱間鍛造を行い室温まで冷却した
場合の組織はベイナイト主体でありこれに少量のマルテ
ンサイト、オーステナイトが混在している。このままで
は、引張強度、靭性の点では問題無いが、調質処理鋼に
比べ降伏強度が不足している。降伏強度を増加させるに
は、２００〜６００℃での焼戻しにより、マルテンサイ
ト相中の可動転位の易動度を低減させることが有効と考
えられるが、一旦室温まで冷却した後に再加熱するため
に、時間・エネルギーを余分に必要とし、生産性に欠け
る。そこで再加熱のかわりに、冷却途中での徐冷を施す
ことにより降伏強度を向上させることに着目した。ただ
し徐冷開始温度が５００℃を越える場合には所望の組織
が得られないため、徐冷開始温度を５００℃以下とした
。また徐冷開始温度が２００℃を下まわる場合には、十
分な降伏強度向上が達成できないため、徐冷開始温度を
２００℃以上とした。また徐冷時間（ｔＳＣ：徐冷開始
温度から室温＝２０℃に至るのに要する時間）が１６０
０ｓｅｃより短い場合には十分な降伏強度向上が獲られ
ないために１６００ｓｅｃ以上とした。さらに生産性を
考慮して徐冷時間の上限を４８０００ｓｅｃ（＝８００
ｍｉｎ）とした。これらの条件に従って室温まで冷却す
ることにより引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏
強度７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上を有する高強度高靭性か
つ被削性の優れた熱間鍛造非調質鋼を製造することが可
能である。
【００１７】
【実施例】以下に本発明に係わる高強度高靭性かつ被削
性に優れた非調質鋼の製造方法の実施例を示す。
性に優れた非調質鋼の製造方法の実施例を示す。
【００１８】実施例１
表１に示す■〜■、６〜１０の組成の鋼を高周波炉にて
溶製し、鋳造後、直径５０ｍｍの丸棒に圧延した。これ
らの１２５０℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛造した。鍛
造仕上げ温度は１０５０℃であり、この後、一部は冷却
速度１．０℃／ｓｅｃで室温まで冷却し（ｔｓｃ（２０
〜３００℃）＝２８０ｓｅｃ）、他の一部は冷却途中３
００℃より冷却速度：０．０５℃／ｓｅｃで室温まで徐
冷した（ｔＳＣ＝５６００ｓｅｃ）。これらのＩビーム
の中央部より長手方向にＪＩＳ４号引張試験片、及びＪ
ＩＳ３号衝撃試験片を採取し引張強度及び−５０℃、２
０℃におけるシャルピー衝撃値を求めた。一方、鋳片の
一部は、１２５０℃加熱後、厚さ３０ｍｍの鋼板に圧延
した。圧延仕上げ温度は１０５０℃である。そして圧延
後冷却速度１．０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した場合と
、冷却途中３００℃より０．０５℃／ｓｅｃで室温まで
冷却した場合とで被削性を評価した。被削性の目安とし
ては、ＳＫＨ９（φ５）ドリルにより、切削油なしで、
送りを初速０．１ｍｍ／ｒｅｖにして深さ２０ｍｍのめ
くら穴をあけたときのドリル寿命が穴の総深さ５０００
ｍｍとなる場合の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）を用いた。以
上より、得られた機械的特性を表２に示す。
溶製し、鋳造後、直径５０ｍｍの丸棒に圧延した。これ
らの１２５０℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛造した。鍛
造仕上げ温度は１０５０℃であり、この後、一部は冷却
速度１．０℃／ｓｅｃで室温まで冷却し（ｔｓｃ（２０
〜３００℃）＝２８０ｓｅｃ）、他の一部は冷却途中３
００℃より冷却速度：０．０５℃／ｓｅｃで室温まで徐
冷した（ｔＳＣ＝５６００ｓｅｃ）。これらのＩビーム
の中央部より長手方向にＪＩＳ４号引張試験片、及びＪ
ＩＳ３号衝撃試験片を採取し引張強度及び−５０℃、２
０℃におけるシャルピー衝撃値を求めた。一方、鋳片の
一部は、１２５０℃加熱後、厚さ３０ｍｍの鋼板に圧延
した。圧延仕上げ温度は１０５０℃である。そして圧延
後冷却速度１．０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した場合と
、冷却途中３００℃より０．０５℃／ｓｅｃで室温まで
冷却した場合とで被削性を評価した。被削性の目安とし
ては、ＳＫＨ９（φ５）ドリルにより、切削油なしで、
送りを初速０．１ｍｍ／ｒｅｖにして深さ２０ｍｍのめ
くら穴をあけたときのドリル寿命が穴の総深さ５０００
ｍｍとなる場合の切削速度（ｍ／ｍｉｎ）を用いた。以
上より、得られた機械的特性を表２に示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】表２において■、■は第一の本発明に係わ
る高強度高靭性を有する非調質鋼であり、６、７は比較
鋼である。また■〜■は第二の本発明に係わる高強度高
靭性を有する非調質鋼であり、８〜１０はこれらの比較
鋼である。表２から明かなように、本発明鋼■〜■はい
ずれも、８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上の引張強度を有し、
３．０ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ２ 以上の低温靭性、６．５ｋ
ｇｆ・ｍ／ｃｍ２ 以上の常温靭性を有することがわか
る。 しかし徐冷を行わない場合は、降伏強度が不足している
。ところが徐冷（３００℃より冷却速度：０．０５℃／
ｓｅｃで冷却、ｔＳＣ＝５６００ｓｅｃ）を行った場合
は、引張強度・靭性を大きく損なうことなく、降伏強度
が向上し、どれも７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上を有するよ
うになる。
る高強度高靭性を有する非調質鋼であり、６、７は比較
鋼である。また■〜■は第二の本発明に係わる高強度高
靭性を有する非調質鋼であり、８〜１０はこれらの比較
鋼である。表２から明かなように、本発明鋼■〜■はい
ずれも、８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上の引張強度を有し、
３．０ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ２ 以上の低温靭性、６．５ｋ
ｇｆ・ｍ／ｃｍ２ 以上の常温靭性を有することがわか
る。 しかし徐冷を行わない場合は、降伏強度が不足している
。ところが徐冷（３００℃より冷却速度：０．０５℃／
ｓｅｃで冷却、ｔＳＣ＝５６００ｓｅｃ）を行った場合
は、引張強度・靭性を大きく損なうことなく、降伏強度
が向上し、どれも７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上を有するよ
うになる。
【００２２】これに対し比較鋼６はＣの含有量が本発明
の範囲を下回った例であり、靭性は開発鋼と同等である
が引張・降伏強度が徐冷の有無にかかわらず不足してい
る。一方、比較鋼７はＳの含有量が本発明の範囲を下回
った例であり、強度上は問題ないが、低温靭性及び常温
靭性が不足している。また比較鋼８はＳｉの含有量が本
発明の範囲を下回った例であり、靭性は開発鋼と同等で
あるが引張・降伏強度が不足している。さらに比較鋼９
、１０はそれぞれＶ、Ｎの含有量が本発明の範囲を下回
った例であり、強度上は問題ないが低温靭性及び常温靭
性が不足している。
の範囲を下回った例であり、靭性は開発鋼と同等である
が引張・降伏強度が徐冷の有無にかかわらず不足してい
る。一方、比較鋼７はＳの含有量が本発明の範囲を下回
った例であり、強度上は問題ないが、低温靭性及び常温
靭性が不足している。また比較鋼８はＳｉの含有量が本
発明の範囲を下回った例であり、靭性は開発鋼と同等で
あるが引張・降伏強度が不足している。さらに比較鋼９
、１０はそれぞれＶ、Ｎの含有量が本発明の範囲を下回
った例であり、強度上は問題ないが低温靭性及び常温靭
性が不足している。
【００２３】なお被削性については、表２より明らかな
ように被削性元素（Ｐｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉ）を
含有した■、■、■の方が全く含有しない■、■よりも
被削性が優れていることがわかる。またこれらの鋼種は
、徐冷の有無に関係なくそれぞれほぼ同等の被削性を有
している。
ように被削性元素（Ｐｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂｉ）を
含有した■、■、■の方が全く含有しない■、■よりも
被削性が優れていることがわかる。またこれらの鋼種は
、徐冷の有無に関係なくそれぞれほぼ同等の被削性を有
している。
【００２４】実施例２
実施例１と同様に表１に示す■、■の組成の鋼を高周波
炉にて溶製し、鋳造後、直径５０ｍｍの丸棒に圧延した
。これらを１２５０℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛造し
た。鍛造仕上げ温度は１０５０℃であり、この後、冷却
速度１．０℃／ｓｅｃで冷却し、徐冷開始温度を３００
、６００℃の２水準、徐冷中の冷却速度を０．０５、０
．５℃／ｓｅｃの２水準に変えた場合の機械的特性を調
べた。（実施例１の場合と同様に、Ｉビームの中央部よ
り長手方向にＪＩＳ４号引張試験片、及びＪＩＳ３号衝
撃試験片を採取し引張強度及び−５０℃、２０℃におけ
るシャルピー衝撃値を求めた）。一方、鋳片の一部は、
１２５０℃加熱後、厚さ３０ｍｍの鋼板に圧延し（圧延
仕上げ温度：１０５０℃）、冷却速度：１．０℃／ｓｅ
ｃで冷却し、徐冷開始温度を３００、６００℃の２水準
、徐冷中の冷却速度を０．０５、０．５℃／ｓｅｃの２
水準に変えた場合の被削性を評価した。被削性の目安と
しては、実施例１の場合と全く同じで、ドリル寿命が穴
の総深さ５０００ｍｍとなる場合の切削速度（ｍ／ｍｉ
ｎ）を用いた。これらの結果を表３に示す。
炉にて溶製し、鋳造後、直径５０ｍｍの丸棒に圧延した
。これらを１２５０℃加熱の後、Ｉビームに熱間鍛造し
た。鍛造仕上げ温度は１０５０℃であり、この後、冷却
速度１．０℃／ｓｅｃで冷却し、徐冷開始温度を３００
、６００℃の２水準、徐冷中の冷却速度を０．０５、０
．５℃／ｓｅｃの２水準に変えた場合の機械的特性を調
べた。（実施例１の場合と同様に、Ｉビームの中央部よ
り長手方向にＪＩＳ４号引張試験片、及びＪＩＳ３号衝
撃試験片を採取し引張強度及び−５０℃、２０℃におけ
るシャルピー衝撃値を求めた）。一方、鋳片の一部は、
１２５０℃加熱後、厚さ３０ｍｍの鋼板に圧延し（圧延
仕上げ温度：１０５０℃）、冷却速度：１．０℃／ｓｅ
ｃで冷却し、徐冷開始温度を３００、６００℃の２水準
、徐冷中の冷却速度を０．０５、０．５℃／ｓｅｃの２
水準に変えた場合の被削性を評価した。被削性の目安と
しては、実施例１の場合と全く同じで、ドリル寿命が穴
の総深さ５０００ｍｍとなる場合の切削速度（ｍ／ｍｉ
ｎ）を用いた。これらの結果を表３に示す。
【００２５】
【表３】
【００２６】表３において、鋼■の冷却パターン１）の
場合が第一の本発明に係わる非調質鋼であり、鋼■の冷
却パターン１）が第二の本発明に係わる非調質鋼である
。すでに実施例１でも示したように、■、■とも強度・
靭性とも良好であり、さらに■は被削性も十分に具備し
ている。
場合が第一の本発明に係わる非調質鋼であり、鋼■の冷
却パターン１）が第二の本発明に係わる非調質鋼である
。すでに実施例１でも示したように、■、■とも強度・
靭性とも良好であり、さらに■は被削性も十分に具備し
ている。
【００２７】一方冷却パターン２）は徐冷中の冷却速度
が大きく、徐冷区間（２０〜３００℃）の時間：ｔＳＣ
＝５６０ｓｅｃが本発明の範囲（１６００≦ｔＳＣ≦４
８０００ｓｅｃ）を下回った例であり、引張強度・靭性
は問題ないが降伏強度が不足している。また冷却パター
ン３）、４）は徐冷開始温度が本発明の範囲を上回った
例であり、強度・靭性ともに不足している。
が大きく、徐冷区間（２０〜３００℃）の時間：ｔＳＣ
＝５６０ｓｅｃが本発明の範囲（１６００≦ｔＳＣ≦４
８０００ｓｅｃ）を下回った例であり、引張強度・靭性
は問題ないが降伏強度が不足している。また冷却パター
ン３）、４）は徐冷開始温度が本発明の範囲を上回った
例であり、強度・靭性ともに不足している。
【００２８】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明鋼ならびに製
造方法を用いることにより、８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上
の高い引張強度を有し、高靭性かつ優れた被削性を得る
ことが可能であり、更に熱間鍛造後の冷却の途中で２０
０℃〜５００℃の間の任意温度より徐冷し徐冷開始温度
から室温（２０℃）に至るまでに要する時間ｔＳＣ（ｓ
ｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上という高い降伏強度を得る
ことができる。これにより、従来必要とした調質処理の
省略とそれにともなう製造コスト低減が可能となり、ま
た部品の設計強度向上による自動車等の軽量化が可能と
なることから、産業上の効果は極めて顕著なるものがあ
る。
造方法を用いることにより、８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上
の高い引張強度を有し、高靭性かつ優れた被削性を得る
ことが可能であり、更に熱間鍛造後の冷却の途中で２０
０℃〜５００℃の間の任意温度より徐冷し徐冷開始温度
から室温（２０℃）に至るまでに要する時間ｔＳＣ（ｓ
ｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、７０ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上という高い降伏強度を得る
ことができる。これにより、従来必要とした調質処理の
省略とそれにともなう製造コスト低減が可能となり、ま
た部品の設計強度向上による自動車等の軽量化が可能と
なることから、産業上の効果は極めて顕著なるものがあ
る。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１０〜０．６０％ Ｓｉ：０．０５〜３．０％ Ｍｎ：３．０％以下 Ｓ ：０．００１〜０．３０％ Ｖ ：０．０３０〜０．３０％ Ｎ ：０．００５〜０．０６０％ を含有し、更に Ｃｒ：３．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｃｕ：２．０％以下 の一種または二種以上を含有し、更に Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％ の一種または二種以上を含有し、残部をＦｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を熱間鍛造した後に冷却し、冷却途
中、２００〜５００℃の間の任意の温度より徐冷を開始
し、その温度から室温（２０℃）に至るまでに要する時
間ｔＳＣ（ｓｅｃ）が １６００≦ｔＳＣ≦４８０００ を満たすような冷却パターンで徐冷を与えることにより
、引張強度８５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、降伏強度７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２ 以上を有することを特徴とする高強度高
靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、更に Ｐｂ：０．００５〜０．５０％ Ｃａ：０．００１〜０．０５０％ Ｔｅ：０．００１〜０．２０％ Ｓｅ：０．０１０〜０．５０％ Ｂｉ：０．０１０〜０．５０％ の一種または二種以上を含有し、被削性も優れているこ
とを特徴とする請求項１記載の高強度高靭性熱間鍛造非
調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4805891A JPH04285118A (ja) | 1991-03-13 | 1991-03-13 | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4805891A JPH04285118A (ja) | 1991-03-13 | 1991-03-13 | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04285118A true JPH04285118A (ja) | 1992-10-09 |
Family
ID=12792744
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4805891A Withdrawn JPH04285118A (ja) | 1991-03-13 | 1991-03-13 | 高強度高靭性熱間鍛造非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04285118A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06287679A (ja) * | 1993-04-05 | 1994-10-11 | Nippon Steel Corp | 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 |
| EP0674012A1 (en) * | 1993-10-12 | 1995-09-27 | Nippon Steel Corporation | Process for producing hot forging steel with excellent fatigue strength, yield strength and cuttability |
| WO1998013529A1 (fr) * | 1996-09-27 | 1998-04-02 | Kawasaki Steel Corporation | Acier non traite a chaud, de haute resistance et haute tenacite, presentant une excellente usinabilite |
| KR100268536B1 (ko) * | 1996-11-25 | 2000-10-16 | 고지마 마타오 | 피삭성이 우수한 강재 |
| EP1408131A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-14 | CARL DAN. PEDDINGHAUS GMBH & CO. KG | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte Gesenkschmiedeteile |
| JP2008127594A (ja) * | 2006-11-17 | 2008-06-05 | Kobe Steel Ltd | 疲労限度比に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼部品 |
| CN104264040A (zh) * | 2014-09-26 | 2015-01-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种非调质钢及其制造方法以及采用该非调质钢制造的曲轴 |
-
1991
- 1991-03-13 JP JP4805891A patent/JPH04285118A/ja not_active Withdrawn
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06287679A (ja) * | 1993-04-05 | 1994-10-11 | Nippon Steel Corp | 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 |
| US5660648A (en) * | 1993-04-05 | 1997-08-26 | Nippon Steel Corporation | Microalloyed steel for hot forging free of subsequent quenching and tempering, process for producing hot forging, and a hot forging |
| EP0674012A1 (en) * | 1993-10-12 | 1995-09-27 | Nippon Steel Corporation | Process for producing hot forging steel with excellent fatigue strength, yield strength and cuttability |
| EP0674012A4 (en) * | 1993-10-12 | 1997-03-19 | Nippon Steel Corp | PROCESS FOR PRODUCING HOT FORGING STEEL HAVING EXCELLENT CHARACTERISTICS OF RESISTANCE TO FATIGUE AND DEFORMATION AND A VERY GOOD CUTTING ABILITY. |
| WO1998013529A1 (fr) * | 1996-09-27 | 1998-04-02 | Kawasaki Steel Corporation | Acier non traite a chaud, de haute resistance et haute tenacite, presentant une excellente usinabilite |
| US6162389A (en) * | 1996-09-27 | 2000-12-19 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength and high-toughness non heat-treated steel having excellent machinability |
| KR100268536B1 (ko) * | 1996-11-25 | 2000-10-16 | 고지마 마타오 | 피삭성이 우수한 강재 |
| EP1408131A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-14 | CARL DAN. PEDDINGHAUS GMBH & CO. KG | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte Gesenkschmiedeteile |
| WO2004031428A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-15 | Cdp Bharat Forge Gmbh | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte gesenkschmiedeteile |
| CN100374602C (zh) * | 2002-09-27 | 2008-03-12 | Cdp;印地冶炼厂有限责任公司 | 钢组合物和用锻模锻造的零件 |
| JP2008127594A (ja) * | 2006-11-17 | 2008-06-05 | Kobe Steel Ltd | 疲労限度比に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼部品 |
| CN104264040A (zh) * | 2014-09-26 | 2015-01-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种非调质钢及其制造方法以及采用该非调质钢制造的曲轴 |
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Legal Events
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| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
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