JPH06306460A - 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 - Google Patents
高疲労強度熱間鍛造品の製造方法Info
- Publication number
- JPH06306460A JPH06306460A JP9010393A JP9010393A JPH06306460A JP H06306460 A JPH06306460 A JP H06306460A JP 9010393 A JP9010393 A JP 9010393A JP 9010393 A JP9010393 A JP 9010393A JP H06306460 A JPH06306460 A JP H06306460A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- forging
- less
- ratio
- temp
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Forging (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は高疲労強度熱間鍛造品の製造方法を
提供するものである。 【構成】 特定量の合金元素を含有する鋼を熱間鍛造す
るに際して、９００〜１３５０℃に加熱後、その加熱温
度で圧下率１０〜９０％の鍛造を行い、直ちに２０℃／
秒以上の冷却速度で焼入れを行う工程と、その後４００
℃〜Ａc1の温度範囲で焼戻しを行う工程により、引張強
度８０〜１３０ kgf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲
労限度比０．５１以上を有する高疲労強度機械部品の製
造方法。
提供するものである。 【構成】 特定量の合金元素を含有する鋼を熱間鍛造す
るに際して、９００〜１３５０℃に加熱後、その加熱温
度で圧下率１０〜９０％の鍛造を行い、直ちに２０℃／
秒以上の冷却速度で焼入れを行う工程と、その後４００
℃〜Ａc1の温度範囲で焼戻しを行う工程により、引張強
度８０〜１３０ kgf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲
労限度比０．５１以上を有する高疲労強度機械部品の製
造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高疲労強度熱間鍛造品の
製造方法に関するものである。
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自動車
用部品、機械構造用部品等には、所定の形状に熱間鍛造
後、調質処理としてオフラインでの焼入れ・焼戻しが施
されていた。近年、地球環境保護のため、自動車の低燃
費化が求められるようになってきているが、自動車の低
燃費化を達成するための有効な方法の一つは車両軽量化
であり、鋼材の降伏強度、疲労強度向上による小型化が
指向されている。しかし従来、機械部品の高降伏比化を
図るためにはオフラインでの焼入れ・焼戻しによる調質
処理が必要であった。また「鋼の熱処理、改訂５版ｐ１
８９」にみられるように調質鋼の疲労限度比（疲労強度
／引張強度）は０．３５〜０．５であり、疲労強度を向
上させるためには焼戻し温度を下げて強度を上げるしか
方法はない。強度上昇に伴い被削性も低下することにな
るので、被削性という点からは、疲労強度向上のために
強度を必要以上に上げるのは好ましくない。
用部品、機械構造用部品等には、所定の形状に熱間鍛造
後、調質処理としてオフラインでの焼入れ・焼戻しが施
されていた。近年、地球環境保護のため、自動車の低燃
費化が求められるようになってきているが、自動車の低
燃費化を達成するための有効な方法の一つは車両軽量化
であり、鋼材の降伏強度、疲労強度向上による小型化が
指向されている。しかし従来、機械部品の高降伏比化を
図るためにはオフラインでの焼入れ・焼戻しによる調質
処理が必要であった。また「鋼の熱処理、改訂５版ｐ１
８９」にみられるように調質鋼の疲労限度比（疲労強度
／引張強度）は０．３５〜０．５であり、疲労強度を向
上させるためには焼戻し温度を下げて強度を上げるしか
方法はない。強度上昇に伴い被削性も低下することにな
るので、被削性という点からは、疲労強度向上のために
強度を必要以上に上げるのは好ましくない。
【０００３】また、特開昭６４−５６８２１号公報に見
られるように、鍛造後直接冷却により、組織をマルテン
サイトまたはベイナイトあるいはマルテンサイト＋ベイ
ナイトの混合とすることにより疲労強度向上を狙ったも
のもあった。
られるように、鍛造後直接冷却により、組織をマルテン
サイトまたはベイナイトあるいはマルテンサイト＋ベイ
ナイトの混合とすることにより疲労強度向上を狙ったも
のもあった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】熱間鍛造後のオフライ
ンでの焼入れ・焼戻しによる調質処理では、被削性を落
とさないで疲労強度を向上させることは望めず、部品の
軽量化は不可能である。また、直接冷却により組織をマ
ルテンサイトまたはベイナイトあるいはマルテンサイト
＋ベイナイトの混合とするだけでは、疲労強度の飛躍的
な向上は望むべくもない。
ンでの焼入れ・焼戻しによる調質処理では、被削性を落
とさないで疲労強度を向上させることは望めず、部品の
軽量化は不可能である。また、直接冷却により組織をマ
ルテンサイトまたはベイナイトあるいはマルテンサイト
＋ベイナイトの混合とするだけでは、疲労強度の飛躍的
な向上は望むべくもない。
【０００５】本発明の目的は、引張強度８０〜１３０ k
gf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲労限度比０．５１
以上を有する高疲労強度熱間鍛造品の製造方法を提供す
ることである。
gf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲労限度比０．５１
以上を有する高疲労強度熱間鍛造品の製造方法を提供す
ることである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、熱間鍛造
品の降伏強度および疲労強度の向上手法を提供するため
に、鋭意検討を行ない、降伏比０．８５以上、疲労限度
比０．５１以上を得るためには、鋼をマルテンサイト変
態させ、さらに焼戻し過程においてマトリックスを析出
物により強化しなくてはならないという以下の知見を得
た。
品の降伏強度および疲労強度の向上手法を提供するため
に、鋭意検討を行ない、降伏比０．８５以上、疲労限度
比０．５１以上を得るためには、鋼をマルテンサイト変
態させ、さらに焼戻し過程においてマトリックスを析出
物により強化しなくてはならないという以下の知見を得
た。
【０００７】 特定量のＶ，Ｔｉ，Ｎｂを含有した鋼
であること。 Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物を十分に固溶させるため
に必要なオーステナイト化温度以上での加熱を行うこ
と。 加熱温度で圧下率１０〜９０％の鍛造を行い、その
後直ちに焼入れを行うことにより、ＶＮｂ，Ｔｉの炭窒
化物を固溶したオーステナイトをマルテンサイト変態さ
せること。 フリーの転位を固着させ、更にマトリックスを微細
分散させた析出物により均一に強化するため、４００以
上Ａc1変態点未満の温度範囲で焼戻しを行うこと。
であること。 Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物を十分に固溶させるため
に必要なオーステナイト化温度以上での加熱を行うこ
と。 加熱温度で圧下率１０〜９０％の鍛造を行い、その
後直ちに焼入れを行うことにより、ＶＮｂ，Ｔｉの炭窒
化物を固溶したオーステナイトをマルテンサイト変態さ
せること。 フリーの転位を固着させ、更にマトリックスを微細
分散させた析出物により均一に強化するため、４００以
上Ａc1変態点未満の温度範囲で焼戻しを行うこと。
【０００８】また、大型部品などの焼入れの際に十分な
焼入れ性を確保する必要がある場合には、ある特定量の
Ｂを添加し、Ｎ量を特定値以下に抑える。本発明は以上
の新規なる知見に基づいてなされたものであって、その
要旨とするところは下記のとおりである。
焼入れ性を確保する必要がある場合には、ある特定量の
Ｂを添加し、Ｎ量を特定値以下に抑える。本発明は以上
の新規なる知見に基づいてなされたものであって、その
要旨とするところは下記のとおりである。
【０００９】（１）重量比として、 Ｃ：０．２０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．１５〜２．００％、 Ｍｎ：０．５５〜２．００％、 Ｓ：０．０１〜０．１０％、 Ｐ：０．０３５％以下、 Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、 Ｎ：０．０２０％以下を含有し、更に、 Ｖ：０．０３〜０．７０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ Ｎｂ：０．００５〜０．２０％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる成分の鋼を熱間鍛造するに際し
て、 Ａ）加熱温度９６０〜１３５０℃以下に加熱する工程
と、 Ｂ）鍛造開始温度を該加熱温度として圧下率１０〜９０
％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼
入れを行う工程と、 Ｃ）その後、４００℃以上Ａc1変態点未満の温度範囲で
焼戻しを行う工程を特徴とする、引張強度８０〜１３０
kgf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲労限度比０．５
１以上を有する高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
可避的不純物からなる成分の鋼を熱間鍛造するに際し
て、 Ａ）加熱温度９６０〜１３５０℃以下に加熱する工程
と、 Ｂ）鍛造開始温度を該加熱温度として圧下率１０〜９０
％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼
入れを行う工程と、 Ｃ）その後、４００℃以上Ａc1変態点未満の温度範囲で
焼戻しを行う工程を特徴とする、引張強度８０〜１３０
kgf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲労限度比０．５
１以上を有する高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
【００１０】（２）成分が更に、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％、 を含有する（１）記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造方
法。
法。
【００１１】（３）成分が更に、 Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．１０〜３．６０％、 のうち一種または二種以上を含有する（１）または
（２）の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
（２）の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
【００１２】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
Ｃは機械部品としての最終製品の強度を増加させるのに
有効な元素であるが、０．２０％未満では最終製品の強
度が不足し、また０．６０％を超えるとむしろ最終製品
の靭性の劣化を招くので、含有量を０．２０〜０．６０
％とした。
Ｃは機械部品としての最終製品の強度を増加させるのに
有効な元素であるが、０．２０％未満では最終製品の強
度が不足し、また０．６０％を超えるとむしろ最終製品
の靭性の劣化を招くので、含有量を０．２０〜０．６０
％とした。
【００１３】次に、Ｓｉは脱酸元素として、また固溶体
硬化および焼戻し軟化抵抗による最終製品の強度を増加
させることを目的として添加するが、０．１５％未満で
はこれらの効果は不十分であり、一方、２．００％を超
えるとこれらの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣
化を招くので、その含有量を０．１５〜２．００％とし
た。
硬化および焼戻し軟化抵抗による最終製品の強度を増加
させることを目的として添加するが、０．１５％未満で
はこれらの効果は不十分であり、一方、２．００％を超
えるとこれらの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣
化を招くので、その含有量を０．１５〜２．００％とし
た。
【００１４】Ｍｎは焼入れ性の向上により、最終製品の
強度を増加させるのに有効な元素であり、また鋼中でＳ
とＭｎＳを形成することにより被削性の向上に寄与する
が、０．５５％未満ではこの効果は不十分であり、一
方、２．００％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終
製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を０．５５〜
２．００％とした。
強度を増加させるのに有効な元素であり、また鋼中でＳ
とＭｎＳを形成することにより被削性の向上に寄与する
が、０．５５％未満ではこの効果は不十分であり、一
方、２．００％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終
製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を０．５５〜
２．００％とした。
【００１５】一方、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起
こし、靭性劣化の原因となる。特にＰが０．０３５％を
超えると靭性の劣化が顕著となるため、０．０３５％以
下とした。また、Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、被削
性の向上および組織の微細化に寄与するが、０．０１％
未満ではその効果は不十分である。一方、０．１０％を
超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化および異
方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．
０１〜０．１０％とした。
こし、靭性劣化の原因となる。特にＰが０．０３５％を
超えると靭性の劣化が顕著となるため、０．０３５％以
下とした。また、Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、被削
性の向上および組織の微細化に寄与するが、０．０１％
未満ではその効果は不十分である。一方、０．１０％を
超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化および異
方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．
０１〜０．１０％とした。
【００１６】次に、Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化
元素として添加するが、０．０１５％未満ではその効果
は不十分であり、一方、０．０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、その含有量を
０．０１５〜０．０５％とした。さらに、ＮはＮｂＮ，
ＴｉＮ，ＶＮの析出挙動を通じて、オーステナイト組織
の微細化、焼戻し時の析出強化に寄与する。Ｎ含有量
０．０２０％超では粗大窒化物が形成されてしまい靭性
を低下させるので、Ｎ含有量の上限を０．０２０％とし
た。また焼入れ性確保のためのＢを添加する場合には、
ＢＮ形成によるＢの効果消滅防止のため望ましくはＮ含
有量０．００６％以下がよい。
元素として添加するが、０．０１５％未満ではその効果
は不十分であり、一方、０．０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、その含有量を
０．０１５〜０．０５％とした。さらに、ＮはＮｂＮ，
ＴｉＮ，ＶＮの析出挙動を通じて、オーステナイト組織
の微細化、焼戻し時の析出強化に寄与する。Ｎ含有量
０．０２０％超では粗大窒化物が形成されてしまい靭性
を低下させるので、Ｎ含有量の上限を０．０２０％とし
た。また焼入れ性確保のためのＢを添加する場合には、
ＢＮ形成によるＢの効果消滅防止のため望ましくはＮ含
有量０．００６％以下がよい。
【００１７】また、本発明においてはオーステナイト組
織の微細化、析出強化の目的で、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの１種
又は２種以上を必須元素として含有させる。しかしなが
ら、Ｖ含有量が０．０３％未満、Ｔｉ含有量が０．０１
％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではその効果は
不十分であり、一方、Ｖ含有量０．７０％超、Ｔｉ含有
量０．０５％超、Ｎｂ含有量０．２％超では、その効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの含有
量をＶ：０．０３〜０．７０％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０５％，Ｎｂ：０．００５〜０．２０％とした。ま
たＢ添加の場合には、Ｎ固定のために必須元素としてＴ
ｉを上記の量添加する。
織の微細化、析出強化の目的で、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの１種
又は２種以上を必須元素として含有させる。しかしなが
ら、Ｖ含有量が０．０３％未満、Ｔｉ含有量が０．０１
％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではその効果は
不十分であり、一方、Ｖ含有量０．７０％超、Ｔｉ含有
量０．０５％超、Ｎｂ含有量０．２％超では、その効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの含有
量をＶ：０．０３〜０．７０％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０５％，Ｎｂ：０．００５〜０．２０％とした。ま
たＢ添加の場合には、Ｎ固定のために必須元素としてＴ
ｉを上記の量添加する。
【００１８】本発明（２）は内部まで焼きが入り難い大
型の機械部品等の焼入れ性の向上を図った鍛造品であ
る。そのためＢを添加するが、０．０００３％未満では
焼入れ性の向上は期待できず、また０．００５％超では
この効果は飽和し、コスト高になるばかりでなく、逆に
焼入れ性の低下にもつながるので、添加量は０．０００
３〜０．００５％とした。
型の機械部品等の焼入れ性の向上を図った鍛造品であ
る。そのためＢを添加するが、０．０００３％未満では
焼入れ性の向上は期待できず、また０．００５％超では
この効果は飽和し、コスト高になるばかりでなく、逆に
焼入れ性の低下にもつながるので、添加量は０．０００
３〜０．００５％とした。
【００１９】本発明（３）は本発明（２）同様、内部ま
で焼きが入り難い大型の機械部品等の焼入れ性の向上を
図り、更に重要保安部品等に使用することができるよう
に、強度、靭性両方の向上を図った鍛造品である。その
ためＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉを添加する。Ｃｒは、焼入れ性の
向上により最終製品の強度を増加させるのに有効な元素
である。含有量０．１０％未満ではその効果はなく、ま
た１．５０％超では硬度が高くなりすぎ、靭性の低下を
招き、また経済性の点で好ましくないためその含有量を
０．１０〜１．５０％とした。またはＭｏも焼入れ性の
向上により最終製品の強度を増加させるのに有効な元素
であるが、含有量０．０５％未満ではその効果はなく、
また１．００％超では硬さの増加を招き、また経済性の
点で好ましくないためその含有量を０．０５〜１．００
％とした。更にＮｉも最終製品の強度、靭性を向上させ
るのに有効な元素であるが、含有量０．１０％未満では
その効果はなく、また３．６０％超では強度、靭性の向
上は飽和し、また経済上の点で好ましくないのでその含
有量を０．１０〜３．６０％とした。
で焼きが入り難い大型の機械部品等の焼入れ性の向上を
図り、更に重要保安部品等に使用することができるよう
に、強度、靭性両方の向上を図った鍛造品である。その
ためＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉを添加する。Ｃｒは、焼入れ性の
向上により最終製品の強度を増加させるのに有効な元素
である。含有量０．１０％未満ではその効果はなく、ま
た１．５０％超では硬度が高くなりすぎ、靭性の低下を
招き、また経済性の点で好ましくないためその含有量を
０．１０〜１．５０％とした。またはＭｏも焼入れ性の
向上により最終製品の強度を増加させるのに有効な元素
であるが、含有量０．０５％未満ではその効果はなく、
また１．００％超では硬さの増加を招き、また経済性の
点で好ましくないためその含有量を０．０５〜１．００
％とした。更にＮｉも最終製品の強度、靭性を向上させ
るのに有効な元素であるが、含有量０．１０％未満では
その効果はなく、また３．６０％超では強度、靭性の向
上は飽和し、また経済上の点で好ましくないのでその含
有量を０．１０〜３．６０％とした。
【００２０】なお、被削性向上のため０．３％までのＰ
ｂ、０．００５％までのＣａの添加を行っても、本発明
の効果は何等損なわれない。次に、本発明において、加
熱条件を限定した理由について述べる。まず、加熱温度
の下限を９６０℃としたのは、９６０℃未満の加熱温度
では、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト中に
ほとんど固溶しないために焼戻し時の析出効果に効かな
くなるためで、また加熱温度の上限を１３５０℃とした
のは、１３５０℃超の加熱温度ではオーステナイト粒が
急に粗大化し始めるためである。次に該加熱温度で圧下
率１０〜９０％の鍛造を行うのは、圧下率１０％未満で
は鍛造によるオーステナイト粒の再結晶微細化等の効果
が小さいためであり、上限を９０％としたのは、その効
果が飽和するからである。これをこのまま直ちに２０℃
／秒以上の冷却速度で急冷するが、２０℃／秒以上の冷
却速度で焼入れを行うのは、オーステナイトにマルテン
サイト変態を起こさせるためであた、これ未満の冷却速
度ではベイナイト等が混入するためである。冷却速度２
０℃／秒以上が得られるのであれば、焼入れ溶媒は水、
油等任意のものでよい。
ｂ、０．００５％までのＣａの添加を行っても、本発明
の効果は何等損なわれない。次に、本発明において、加
熱条件を限定した理由について述べる。まず、加熱温度
の下限を９６０℃としたのは、９６０℃未満の加熱温度
では、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの炭窒化物がオーステナイト中に
ほとんど固溶しないために焼戻し時の析出効果に効かな
くなるためで、また加熱温度の上限を１３５０℃とした
のは、１３５０℃超の加熱温度ではオーステナイト粒が
急に粗大化し始めるためである。次に該加熱温度で圧下
率１０〜９０％の鍛造を行うのは、圧下率１０％未満で
は鍛造によるオーステナイト粒の再結晶微細化等の効果
が小さいためであり、上限を９０％としたのは、その効
果が飽和するからである。これをこのまま直ちに２０℃
／秒以上の冷却速度で急冷するが、２０℃／秒以上の冷
却速度で焼入れを行うのは、オーステナイトにマルテン
サイト変態を起こさせるためであた、これ未満の冷却速
度ではベイナイト等が混入するためである。冷却速度２
０℃／秒以上が得られるのであれば、焼入れ溶媒は水、
油等任意のものでよい。
【００２１】次に、焼入れ後、４００℃以上Ａc1変態点
未満の温度範囲で焼戻しを行うのは、疲労亀裂の発生源
となるフリーの転位を消滅させ、更にＶ，Ｎｂ，Ｔｉの
炭窒化物を析出させ、マトリックスを微細分散させた析
出物により均一に強化するためである。焼戻し温度が４
００℃未満であると、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉの炭窒化物の析出
量も少なく、またＡc1変態点以上であると焼戻しマルテ
ンサイトがオーステナイト変態を起こしてしまうため
で、焼戻しは４００℃以上Ａc1変態点未満の温度範囲で
行う。焼戻しの時間は望ましくは０．３〜２時間がよ
い。
未満の温度範囲で焼戻しを行うのは、疲労亀裂の発生源
となるフリーの転位を消滅させ、更にＶ，Ｎｂ，Ｔｉの
炭窒化物を析出させ、マトリックスを微細分散させた析
出物により均一に強化するためである。焼戻し温度が４
００℃未満であると、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉの炭窒化物の析出
量も少なく、またＡc1変態点以上であると焼戻しマルテ
ンサイトがオーステナイト変態を起こしてしまうため
で、焼戻しは４００℃以上Ａc1変態点未満の温度範囲で
行う。焼戻しの時間は望ましくは０．３〜２時間がよ
い。
【００２２】以下に本発明の効果を実施例により、さら
に具体的に示す。
に具体的に示す。
【００２３】
【実施例】表１，２に示す化学成分の鋼を高周波炉にて
溶製し、１５０kgのインゴットに鋳造した。これから試
験片を切り出し、表５に示す条件で鍛造焼入れ−焼戻し
を行った。また、比較法は表３に示す条件で鍛造焼入れ
−焼戻しを行った。
溶製し、１５０kgのインゴットに鋳造した。これから試
験片を切り出し、表５に示す条件で鍛造焼入れ−焼戻し
を行った。また、比較法は表３に示す条件で鍛造焼入れ
−焼戻しを行った。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】それらの材料の中央部よりＪＩＳ１４号引
張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ
試験片、およびドリル穴あけ試験片を採取し、引張強
度、−５０℃シャルピー衝撃値、疲労強度、および被削
性を求めた。被削性の評価にはＶL1000 を使用した。送
り速度０．３３mm／ｓのドリル（材質：ＳＫＨ５１−φ
１０mm）の周速を種々変化させ、各速度においてドリル
が切削不能になる総穴深さを求め、周速−ドリル寿命曲
線を作成し、ドリル寿命が１０００mmとなる最大速度を
ＶL1000 と規定し、被削性の評価基準とした。表４，
６，７に各鋼材の材質特性の本発明と比較法を対比して
示す。
張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ
試験片、およびドリル穴あけ試験片を採取し、引張強
度、−５０℃シャルピー衝撃値、疲労強度、および被削
性を求めた。被削性の評価にはＶL1000 を使用した。送
り速度０．３３mm／ｓのドリル（材質：ＳＫＨ５１−φ
１０mm）の周速を種々変化させ、各速度においてドリル
が切削不能になる総穴深さを求め、周速−ドリル寿命曲
線を作成し、ドリル寿命が１０００mmとなる最大速度を
ＶL1000 と規定し、被削性の評価基準とした。表４，
６，７に各鋼材の材質特性の本発明と比較法を対比して
示す。
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】
【表７】
【００３２】表４に示すように、比較法において本発明
の成分から外れた鋼 No.１〜５で鍛造 No.Ｉ〜IVの鍛造
焼入れ−焼戻し行ったものは降伏比、疲労限度比共に本
発明の下限値に達しなかった。また本発明鋼 No.６で本
発明の下限値未満であった冷却速度の鍛造 No.IVで行っ
たもの、本発明鋼 No.９で本発明の下限値未満であった
圧下率の鍛造 No.III で行ったもの、本発明鋼 No.１２
で本発明の下限値未満であった冷却速度の鍛造 No.IV
で、更に焼戻し温度が本発明の範囲外であったもの、本
発明鋼 No.１７で本発明の上限値以上の加熱温度の鍛造
No.IIで行ったものもまた降伏比、疲労限度比共に本発
明の下限値に達しなかった。
の成分から外れた鋼 No.１〜５で鍛造 No.Ｉ〜IVの鍛造
焼入れ−焼戻し行ったものは降伏比、疲労限度比共に本
発明の下限値に達しなかった。また本発明鋼 No.６で本
発明の下限値未満であった冷却速度の鍛造 No.IVで行っ
たもの、本発明鋼 No.９で本発明の下限値未満であった
圧下率の鍛造 No.III で行ったもの、本発明鋼 No.１２
で本発明の下限値未満であった冷却速度の鍛造 No.IV
で、更に焼戻し温度が本発明の範囲外であったもの、本
発明鋼 No.１７で本発明の上限値以上の加熱温度の鍛造
No.IIで行ったものもまた降伏比、疲労限度比共に本発
明の下限値に達しなかった。
【００３３】これに比べ、表６，７に示している鋼 No.
６〜５０による鍛造 No.Ｖ〜XIの本発明では、例えば第
１発明の鋼 No.１１、鍛造 No.VIIIの降伏比０．９６、
疲労限度比０．５５や、鋼 No.１３、鍛造 No.IXの降伏
比０．９２、疲労限度比０．５９や、鋼 No.２２、鍛造
No.IXの降伏比０．９５、疲労限度比０．５６や、第２
発明の鋼 No.２７、鍛造 No.Ｘの降伏比０．９６、疲労
限度比０．５５や、鋼No.３１、鍛造 No.IXの降伏比
０．９２、疲労限度比０．５８や第３発明の鋼 No.３
５、鍛造 No.IXの降伏比０．９５、疲労限度比０．５６
や、鋼 No.４８、鍛造 No.IXの降伏比０．９５、疲労限
度比０．５５のように降伏比、疲労限度比共に高い。
６〜５０による鍛造 No.Ｖ〜XIの本発明では、例えば第
１発明の鋼 No.１１、鍛造 No.VIIIの降伏比０．９６、
疲労限度比０．５５や、鋼 No.１３、鍛造 No.IXの降伏
比０．９２、疲労限度比０．５９や、鋼 No.２２、鍛造
No.IXの降伏比０．９５、疲労限度比０．５６や、第２
発明の鋼 No.２７、鍛造 No.Ｘの降伏比０．９６、疲労
限度比０．５５や、鋼No.３１、鍛造 No.IXの降伏比
０．９２、疲労限度比０．５８や第３発明の鋼 No.３
５、鍛造 No.IXの降伏比０．９５、疲労限度比０．５６
や、鋼 No.４８、鍛造 No.IXの降伏比０．９５、疲労限
度比０．５５のように降伏比、疲労限度比共に高い。
【００３４】このように本発明法によると引張強度８
０．４〜１２６．５ kgf／mm2 で降伏強度７３．７〜１
１７．６ kgf／mm2 、降伏比０．９２〜０．９６、疲労
強度４２．６〜６９．１ kgf／mm2 、疲労限度比０．５
２〜０．５９を得ることができ、比較法より高い降伏
比、優れた耐久性を有することがわかる。
０．４〜１２６．５ kgf／mm2 で降伏強度７３．７〜１
１７．６ kgf／mm2 、降伏比０．９２〜０．９６、疲労
強度４２．６〜６９．１ kgf／mm2 、疲労限度比０．５
２〜０．５９を得ることができ、比較法より高い降伏
比、優れた耐久性を有することがわかる。
【００３５】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明法を用いれ
ば、高疲労強度を有する熱間鍛造品の製造が可能であ
り、機械構造部品の軽量化が可能となり、産業上の効果
は極めて顕著なるものがある。
ば、高疲労強度を有する熱間鍛造品の製造が可能であ
り、機械構造部品の軽量化が可能となり、産業上の効果
は極めて顕著なるものがある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 子安 善郎 北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式 会社室蘭製鐵所内 (72)発明者 中野 修 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比として、 Ｃ：０．２０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．１５〜２．００％、 Ｍｎ：０．５５〜２．００％、 Ｓ：０．０１〜０．１０％、 Ｐ：０．０３５％以下、 Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、 Ｎ：０．０２０％以下を含有し、更に、 Ｖ：０．０３〜０．７０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ Ｎｂ：０．００５〜０．２０％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる成分の鋼を熱間鍛造するに際し
て、 Ａ）加熱温度９６０〜１３５０℃以下に加熱する工程
と、 Ｂ）鍛造開始温度を該加熱温度として圧下率１０〜９０
％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼
入れを行う工程と、 Ｃ）その後、４００℃以上Ａc1変態点未満の温度範囲で
焼戻しを行う工程を特徴とする、引張強度８０〜１３０
kgf／mm2 で、降伏比０．８５以上、疲労限度比０．５
１以上を有する高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。 - 【請求項２】 成分が更に、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％、を含有する請求項１
記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。 - 【請求項３】 成分が更に、 Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．１０〜３．６０％、 のうち一種または二種以上を含有する請求項１または２
記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05090103A JP3100492B2 (ja) | 1993-04-16 | 1993-04-16 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05090103A JP3100492B2 (ja) | 1993-04-16 | 1993-04-16 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06306460A true JPH06306460A (ja) | 1994-11-01 |
| JP3100492B2 JP3100492B2 (ja) | 2000-10-16 |
Family
ID=13989190
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05090103A Expired - Fee Related JP3100492B2 (ja) | 1993-04-16 | 1993-04-16 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3100492B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09511282A (ja) * | 1995-01-24 | 1997-11-11 | キャタピラー インコーポレイテッド | 改良された耐破断性と摩耗特性を有する深部硬化ホウ素鋼 |
| JP2007291464A (ja) * | 2006-04-26 | 2007-11-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度鋼材及びその製造方法 |
| US7827842B2 (en) | 2005-07-14 | 2010-11-09 | Jfe Steel Corporation | Hot forging facility |
| WO2012161321A1 (ja) * | 2011-05-26 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| WO2012161323A1 (ja) * | 2011-05-26 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| WO2012161322A1 (ja) * | 2011-05-26 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| JP2015160967A (ja) * | 2014-02-26 | 2015-09-07 | 愛知製鋼株式会社 | 減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法 |
| JP2015160966A (ja) * | 2014-02-26 | 2015-09-07 | 愛知製鋼株式会社 | 減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4013969B2 (ja) | 2005-06-29 | 2007-11-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労強度に優れた熱間鍛造品およびその製造方法並びに機械構造部品 |
| JP5076496B2 (ja) | 2006-12-28 | 2012-11-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間鍛造部品の冷却方法およびその装置、並びに熱間鍛造部品の製造方法 |
-
1993
- 1993-04-16 JP JP05090103A patent/JP3100492B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09511282A (ja) * | 1995-01-24 | 1997-11-11 | キャタピラー インコーポレイテッド | 改良された耐破断性と摩耗特性を有する深部硬化ホウ素鋼 |
| US7827842B2 (en) | 2005-07-14 | 2010-11-09 | Jfe Steel Corporation | Hot forging facility |
| JP2007291464A (ja) * | 2006-04-26 | 2007-11-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度鋼材及びその製造方法 |
| JP5152441B2 (ja) * | 2011-05-26 | 2013-02-27 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| WO2012161323A1 (ja) * | 2011-05-26 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| WO2012161322A1 (ja) * | 2011-05-26 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| WO2012161321A1 (ja) * | 2011-05-26 | 2012-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| JP5152440B2 (ja) * | 2011-05-26 | 2013-02-27 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼部品およびその製造方法 |
| US8916008B2 (en) | 2011-05-26 | 2014-12-23 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| US8926767B2 (en) | 2011-05-26 | 2015-01-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| US9187797B2 (en) | 2011-05-26 | 2015-11-17 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| JP2015160967A (ja) * | 2014-02-26 | 2015-09-07 | 愛知製鋼株式会社 | 減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法 |
| JP2015160966A (ja) * | 2014-02-26 | 2015-09-07 | 愛知製鋼株式会社 | 減圧高温浸炭処理用鍛造部品及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3100492B2 (ja) | 2000-10-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH07109518A (ja) | 疲労強度、降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法 | |
| JP3139876B2 (ja) | 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 | |
| JPH0892690A (ja) | 耐疲労特性に優れた浸炭部品およびその製造方法 | |
| JP4219023B2 (ja) | 高強度ドライブシャフトとその製造方法 | |
| JP3327635B2 (ja) | 疲労強度に優れた熱間鍛造用非調質鋼材及びその鋼材を用いた非調質熱間鍛造品の製造方法 | |
| JP3932995B2 (ja) | 高周波焼もどし用鋼およびその製造方法 | |
| JP3100492B2 (ja) | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 | |
| JP3842888B2 (ja) | 冷間加工性と高強度特性を兼備した高周波焼入れ用鋼材の製造方法 | |
| JP4344126B2 (ja) | ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼 | |
| JP3042574B2 (ja) | 高疲労強度を有する熱間鍛造品及びその製造方法 | |
| JPH04371547A (ja) | 高強度強靭鋼の製造方法 | |
| JPH0790380A (ja) | 高周波焼入れ部品の製造方法 | |
| JP3059318B2 (ja) | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 | |
| JP3169464B2 (ja) | 高疲労強度を有する機械構造部品の熱処理方法 | |
| JP3419333B2 (ja) | 高周波焼入れ性に優れた冷間加工用鋼並びに機械構造用部品及びその製造方法 | |
| JPH05302117A (ja) | 熱間鍛造用焼入省略鋼の製造方法 | |
| JPH07102340A (ja) | 疲労特性に優れる非調質鋼の製造方法 | |
| JP3205630B2 (ja) | 高疲労強度の熱間鍛造品およびその製造方法 | |
| JPH09235654A (ja) | 高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ部品 | |
| JPH10265891A (ja) | フェライト・パーライト型非調質鋼 | |
| JPH10237589A (ja) | 被削性に優れた高強度・高靱性マルテンサイト型非調質鋼及びその製造方法 | |
| JPH07157824A (ja) | 降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法 | |
| JPH09310152A (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼 | |
| JP3762543B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼および熱間鍛造非調質品の製造方法ならびに熱間鍛造非調質品 | |
| JP3196006B2 (ja) | 熱間鍛造用非調質鋼および熱間鍛造非調質品の製造方法ならびに熱間鍛造非調質品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20000711 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |