JPH0637670B2

JPH0637670B2 - 高強度非調質温間鍛造品の製造方法

Info

Publication number: JPH0637670B2
Application number: JP23598788A
Authority: JP
Inventors: 猛彦加藤; 正昭勝亦; 貞良古澤
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1988-09-20
Filing date: 1988-09-20
Publication date: 1994-05-18
Anticipated expiration: 2009-05-18
Also published as: JPH0285320A

Description

【発明の詳細な説明】産業上の利用分野本発明は高強度非調質温間鍛造品の製造方法に関し、詳
しくは、６００〜１０００℃の温度域での温間鍛造後に
調質処理を施さずして、高強度を有する温間鍛造品の製
造方法に関し、かかる温間鍛造品は、例えば、自動車に
おけるコネクテイング・ロツドや等速ジヨイント等に好
適に用いられる。

従来の技術従来、機械構造用鍛造品は、一般に、中炭素鋼又は低合
金鋼を素材とし、これを熱間鍛造した後、再加熱し、焼
入れ、焼もどし処理、即ち、調質処理を施し、目的、用
途に応じた強度及び靭性を付与して、使用に供されてい
る。しかし、上記調質処理には多量の熱エネルギーを必
要とすると共に、処理工程数の増加や仕掛り品の増大等
のために製造費用が高くならざるを得ない。

他方、近年、冷間鍛造用鋼及び冷間鍛造技術の進歩によ
つて、機械構造用鍛造品の多くが冷間鍛造品に切り換え
られつつある。更に、最近においては、熱間鍛造よりも
寸法精度が高いと共に、熱エネルギーを節減し得るこ
と、また、冷間鍛造よりも素材鋼の変形抵抗が減少し、
変形態が向上すること等の利点のために、温間鍛造が種
々の鍛造品の製造に適用されるに至つている。

しかし、温間鍛造については、殆どの場合、温間鍛造後
の調質熱処理を前提として、鍛造条件の最適化が研究さ
れているのが現状であり、非調質鋼に適用する試みは、
従来、殆どなされていないが、そのような数少ない研究
の一つとして、特開昭６１−２６４１２９号公報に、Ｃ
量０．２５〜０．６０％の鋼に所定量のＣｒ及びＭｎを
添加してなる鋼材を熱間鍛造し、初析フエライト量とパ
ーライトラメラー間隔を限定することによつて、高強度
高靭性の熱間鍛造品を得る方法が提案されている。

しかし、かかる方法によつては、高強度高靭性を具備し
た温間鍛造品を安定して得ることは困難である。即ち、
上記初析フエライト量及びラメラー間隔は、鋼材の成分
のほか、温間鍛造温度への加熱速度、温間鍛造速度、温
間鍛造後の冷却速度等の温間鍛造条件に大きく影響さ
れ、特に、温間鍛造温度への加熱速度は、鋼材の結晶粒
に重要な影響を及ぼすので、高強度を得ようとする場
合、成分面のみならず、結晶粒度面での強度上昇効果を
併せ考慮する必要があるところ、前述した方法において
は、鍛造温度までの加熱に際しての結晶粒に対する加熱
速度の影響が考慮されていないので、Ｈｖ２７０以上の
高強度を得ることは、事実上、極めて困難である。

発明が解決しようとする課題そこで、本発明者らは、非調質で高強度の温間鍛造品を
得るべく、化学成分と共に、温間鍛造温度への加熱速
度、温間鍛造温度、その後の冷却速度及び温間鍛造品の
初析フエライト分率に着目して、鋭意研究した結果、高
Ｃ量の鋼材を用い、温間鍛造前後の加熱及び冷却速度を
適正な範囲に調整することによつて、温間鍛造品の初析
フエライト分率を５％以下に保持すると共に、微細フエ
ライト・パーライト組織とすることによつて、高強度の
非調質温間鍛造品を得ることができることを見出して、
本発明に至つたものである。

即ち、本発明は、６００〜１０００℃の温度域での温間
鍛造後に調質処理を施さずして、Ｈｖ２７０以上の高強
度を有する温間鍛造品の製造方法を提供することを目的
とする。

課題を解決するための手段本発明による高強度非調質温間鍛造品の製造方法の第１
は、重量％にて (a)Ｃ０．６０〜０．８０％、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１〜２．５％、Ｃｒ０．１０〜１．０％、Ａｌ０．０１０〜０．０６％を含有し、更に、 (b)Ｐｂ０．４０％以下、Ｓ０．１５％以下、及びＣａ０．０１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を６００〜１００
０℃の温度に５０〜３００℃／分の速度にて急速加熱
し、次いで、上記温度範囲で温間鍛造した後、引き続い
て３０℃／分以上の冷却速度にて冷却することによっ
て、鋼組織の初析フエライト量が５％以下であつて、且
つ、硬度がＨｖ２７０以上であることを特徴とする。

本発明による高強度非調質温間鍛造品の製造方法の第２
は、重量％にて (a)Ｃ０．６０〜０．８０％、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１〜２．５％、Ｃｒ０．１０〜１．０％、Ａｌ０．０１０〜０．０６％を含有し、更に、 (b)Ｐｂ０．４０％以下、Ｓ０．１５％以下、及びＣａ０．０１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 (c)Ｎｂ０．１０％以下、Ｔｉ０．１０％以下、及びＶ０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を６００〜１００
０℃の温度に５０〜３００℃／分の速度にて急速加熱
し、次いで、上記温度範囲で温間鍛造した後、引き続い
て３０℃／分以上の冷却速度にて冷却し、鋼組織の初析
フエライト量が５％以下であつて、且つ、硬度がＨｖ２
７０以上であることを特徴とする高強度非調質温間鍛造
品の製造方法。

先ず、本発明の方法において用いる鋼の化学成分につい
て説明する。

Ｃは、本発明の方法によつて製造される温間鍛造品に機
械構造部品としての必要な強度を与えるために、０．６
０％以上を添加することが必要である。しかし、過多に
添加するときは、得られる温間鍛造品の靭性及び被削性
を低下させるので、Ｃ量の上限は０．８０％とする。

Ｓｉは、製鋼上、脱酸剤として必要であると共に、フエ
ライトを強化するためにも必要な元素である。しかし、
過多に添加するときは、ＳｉＯ_２等の介在物が増加し、
鋼の靭性、温間鍛造成形性及び被削性を低下させるの
で、添加量の上限を１．０％とする。

Ｍｎ及びＣｒは、温間鍛造後の鋼の顕微鏡組織におい
て、初析フエライト量を減少させ、且つ、フエライト・
パーライト組織を微細化するために、本発明において、
必須の元素であつて、Ｍｎについては少なくとも１％、
Ｃｒについては少なくとも０．１０％の添加を必要とす
る。しかし、これら元素を過多に添加することは、経済
的に不利であるのみならず、温間鍛造後に高周波焼入れ
するような場合に、鍛造品の焼き割れ感受性を増大させ
る。従つて、本発明の方法においては、これら元素の纏
加量の上限は、Ｍｎについては２．５０％、Ｃｒについ
ては１．０％とする。

Ａｌは、鋼の脱酸及び結晶粒の微細化のために０．０１
０％以上を添加することが必要であるが、０．０６０％
を越えて過多に添加するときは、被削性を劣化させるの
で、添加量は０．０１０〜０．０６０％の範囲とする。

本発明において用いる鋼は、その被削性を向上させるた
めに、更に、Ｐｂ０．４０％以下、Ｓ０．１５％以下、及びＣａ０．０１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
る。しかし、これらの元素も、過多に添加するときは、
靭性や温間鍛造成形性を害する。

更に、本発明の方法においては、得られる温間鍛造品に
特に高い靭性が要求されるような場合には、上記した元
素に加えて、Ｎｂ０．１０％以下、Ｔｉ０．１０％以下、及びＶ０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を鋼に添
加して、結晶粒の微細化を図ることができる。これらの
元素も、過多に添加するときは、被削性を阻害する。

本発明の方法は、上記したような化学成分を有する鋼を
６００〜１０００℃の温度に５０〜３００℃／分の速度
にて急速加熱し、次いで、上記温度範囲で温間鍛造した
後、引き続いて３０℃／分以上の冷却速度にて冷却する
ことによつて、鋼組織において初析フエライト量が５％
以下であり、且つ、硬度Ｈｖ２７０以上を有する温間鍛
造品を得るものである。

本発明の方法において、温間鍛造温度は、６００〜１０
００℃の範囲である。６００℃よりも低いときは、温間
鍛造における鋼材の変形抵抗が大きく、所要の形状を得
るためには、過大な成形力を必要とし、工具寿命を劣化
させる。他方、１０００℃よりも高いときは、スケール
等の発生によつて、寸法精度が劣化すると共に、温間鍛
造後、パーライト粒度が粗大化し、靭性を劣化させる。

上記温間鍛造温度域への加熱は、５０〜３００℃／分の
速度にて急速加熱を行なつて、結晶粒を適正な範囲に保
持し、温間鍛造後のフエライト分率を適正に保持する。
しかし、加熱速度が３００℃／分を越えるときは、上記
温間鍛造域温度に非常に短い時間で到達し、その結果、
結晶粒の成長が阻害され、微細粒となつて、その後の温
間鍛造及び冷却に際して、鋼材の焼入性自体が低下し、
かくして、初析フエライト量が５％を越えることとな
り、温間鍛造品において、所要の強度を得ることができ
ない。一方、加熱速度が５０℃／分よりも遅いときは、
結晶粒が大きくなり、温間鍛造及び冷却に際して、初析
フエライト量が５％以下となつて、高強度は得ることが
できるものの、衝撃値等の靭性が低下する。また、操業
面においても、加熱時間が長くなり、スケール発生を生
じるので、好ましくない。

上記温度範囲で温間鍛造した後、引き続いて３０℃／分
以上の冷却速度にて冷却する。この冷却速度も、初析フ
エライト量を５％以下に抑えるためである。冷却速度が
３０℃／分よりも遅いときは、初析フエライト量が５％
よりも多くなり、所要の強度を得ることができない。

発明の効果以上のように、本発明の方法によれば、機械構造用鋼に
所定量のＣ、Ｍｎ及びＣｒを添加し、これを所定の条件
下に温間鍛造することによつて、初析フエライト量を５
％以下とした微細フエライト・パーライト組織を有せし
めて、強度Ｈｖ２７０以上の高強度非調質温間鍛造品を
得ることができる。

実施例以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。

実施例１第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、３５mm径の
棒鋼に熱間圧延した後、これを長さ４５cmに切断し、試
験片とした。これを８５０℃に加熱した後、空冷する焼
きならし処理を行なつた。この後、８００℃まで１００
℃／分の速度で急速加熱し、プレスにて６０％の圧縮率
にて圧縮加工した後、６０℃／分の速度で風冷した。ま
た、温間鍛造温度域への加熱速度の影響を調べるため
に、加熱速度が約３０℃／分のエレマ炉による加熱も行
なつた。温間での圧縮荷重も測定した。

得られた温間鍛造品については、冷却後の中心硬度及び
中心部における初析フエライト量を測定した。また、６
０％圧縮加工した試験片にドリル試験を行なつて、その
際のトルク値から被削性を評価した。

また、前記３５mm径棒鋼を長さ６０cmに切断し、前記と
同様に焼きならし処理を行なつた後、８００℃まで１０
０℃／分の速度で急速加熱し、１５秒間保持した後、６
０℃／分の速度で冷却し、ＪＩＳ３号シヤルピー衝撃値
試験片を削り出し、衝撃値を測定した。

以上の結果を第２表に示す。また、各鋼ごとに急速加
熱、温間鍛造、冷却後の硬度を第１図に示す。

第１表における本発明鋼は、従来の機械構造用硫黄快削
鋼Ｓ５５ＣＳ１である比較鋼Ｊに、所要硬度を得るため
に所定量のＣ、Ｍｎ及びＣｒを添加し（鋼Ｂ）、又は硬
度上昇に伴う被削性の低下を防ぐために、快削性元素で
あるＰｂ又はＣａを添加し（鋼Ａ、Ｃ、Ｄ及びＥ）、又
は組織の微細化のためにＮｂ、Ｔｉ又はＶを添加したも
のである（鋼Ｄ及びＥ）。

比較鋼Ｆは、Ｃ量が本発明で規定する範囲よりも少ない
ので、温間鍛造、放冷後に所要強度を得ることができな
い。初析フエライト量も５％を大幅に越えている。比較
鋼Ｇは、Ｃ量が本発明で規定する上限を越えている場合
を示し、温間鍛造時の圧縮荷重が極端に高く、工具寿命
を冷化させると共に、放冷後の硬度も不必要に高く、ドリル試験等に
おけるトルク値が高く、被削性も劣化している。靭性も
低い。比較鋼Ｈは、Ｍｎ量が本発明で規定する範囲を下
回る場合を示し、放冷後に所要の硬度を得ることができ
ない。比較鋼Ｉは、Ｃｒ量が本発明で規定する下限より
も低い場合を示し、比較鋼Ｈと同様に、放冷後に所要の
硬度を得ることができない。

比較例１０は、鋼種Ａを用いるが、加熱速度が本発明で
規定する範囲を越えて速い場合であつて、結晶粒の微細
化に伴つて、温間鍛造後の初析フエライト量が５％を越
えて析出し、硬度を満足しない。比較例１１は、比較例
１０と反対に、加熱速度が本発明で規定する下限値に満
たない場合であつて、初析フエライト量は２．２％であ
るので、Ｈｖ２９８を有し、強度の点ではすぐれている
が、結晶粒が粗大化しており、靭性値が低下している。
比較例１２は、温間鍛造後の冷却速度が本発明で規定す
る下限値よりも小さい場合を示し、初析フエライト量が
５％を越えており、強度Ｈｖが２７０に満たない。

比較例１３及び１４は、比較鋼Ｊを用いる方法を示し、
比較鋼Ｊは、Ｍｎ及びＣｒ量ともに、本発明で規定する
下限値よりも少ない。従つて、比較例１３では、温間鍛
造条件は本発明の範囲にあるが、Ｈｖが２７０に満たな
い。比較例１４は、８３０℃で焼入れ後、６００℃で焼
もどししたときのＨｖと衝撃値、切削トルク値を示し、
焼もどし温度６００℃としてＨｖ２７０を得ることがで
きるが、本発明の方法に比べて、焼入焼もどし処理の工
程分だけ、製造費用が高くなり、不利である。

以上の結果から明らかなように、本発明の方法によれ
ば、温間鍛造後に調質処理を行なうことなしにて、従来
の調質鋼と同等の強度、靭性及び被削性を併せ有する高
強度非調質温間鍛造品を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明鋼及び比較鋼について、８００℃で温
間鍛造、冷却した後の中心部の硬度を示すグラフであ
る。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％にて (a)Ｃ０．６０〜０．８０％、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１〜２．５％、Ｃｒ０．１０〜１．０％、Ａｌ０．０１０〜０．０６％を含有し、更に、 (b)Ｐｂ０．４０％以下、Ｓ０．１５％以下、及びＣａ０．０１０％以下よりなる群から選ばれる少なとも１種の元素を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を６００〜１００
０℃の温度に５０〜３００℃／分の速度にて急速加熱
し、次いで、上記温度範囲で温間鍛造した後、引き続い
て３０℃／分以上の冷却速度にて冷却し、鋼組織の初析
フエライト量が５％以下であつて、且つ、硬度がＨｖ２
７０以上である温間鍛造品を得ることを特徴とする高強
度非調質温間鍛造品の製造方法。
【請求項２】重量％にて (a)Ｃ０．６０〜０．８０％、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１〜２．５％、Ｃｒ０．１０〜１．０％、Ａｌ０．０１０〜０．０６％を含有し、更に、 (b)Ｐｂ０．４０％以下、Ｓ０．１５％以下、及びＣａ０．０１０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 (c)Ｎｂ０．１０％以下、Ｔｉ０．１０％以下、及びＶ０．１５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を６００〜１００
０℃の温度に５０〜３００℃／分の速度にて急速加熱
し、次いで、上記温度範囲で温間鍛造した後、引き続い
て３０℃／分以上の冷却速度にて冷却し、鋼組織の初析
フエライト量が５％以下であつて、且つ、硬度がＨｖ２
７０以上である温間鍛造品を得ることを特徴とする高強
度非調質温間鍛造品の製造方法。