JPH07157824A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 自動車などの機械構造用部品に使用される非
調質鋼を対象とし、従来の非調質鋼では実現が困難であ
った、高い降伏比、耐久比、靭性、切削性を有する亜熱
間鍛造非調質鋼の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．００５〜
２％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｓ：０．０１〜０．１％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０２％、Ｖ：０．２
〜０．７％を含有し、さらに又は特定量のＣｒほかの１
種又は２種以上を含有した鋼に、鍛造仕上げ温度が７５
０〜９００℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態
が終了した後の金属組織の９０％以上がフェライト＋パ
ーライト組織であるようにし、これにさらに２００〜７
００℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強
度、靭性及び疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼の製
造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、亜熱間鍛造による自動
車用を始めとする機械構造用部品の製造方法に関するも
のであり、さらに詳しくは、特定の鋼に亜熱間鍛造後に
時効処理を施すことによって、優れた引張強度、降伏強
度、靭性、疲労特性及び被削性および降伏強度を同時に
持たせることができる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】工程省略、製造コストの低減の観点から
自動車を始めとする機械構造用部品に対して非調質鋼の
適用が普及している。

【０００３】これらの非調質鋼は主に高い引張強度（あ
るいは硬さ）と靭性を有することを主眼に開発が行われ
てきた。そこで例えば特開昭６２−２０５２４５号公報
などに見られるように、析出強化の代表的元素であるＶ
を使った非調質鋼が提案されてきた。ところがこの様な
高強度高靭性の非調質鋼の機械部品への適用に際して、
強度の増加に伴う切削性の劣化が大きな障害になってい
る。

【０００４】機械部品では優れた被削性が必要である。
一方、機械部品としても最も重要な特性は疲労強度であ
る。疲労強度は、一般に引張強度に依存するとされ、引
張強度を高くすれば高くなる。しかし引張強度を上げる
ことによって切削性は極端に劣化し引張強度が１２０ｋ
ｇｆ／ｍｍ² を超えるともはや通常の生産能率では生産
ができなくなってしまう。そこで切削性を劣化させずに
疲労強度を向上させる非調質鋼の具現化が切望された。

【０００５】これには疲労強度と引張強度の比すなわち
耐久比を向上させることが有効な手段である。そこで例
えば特開平４−１７６８４２号公報などに見られるよう
に、ベイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを低減する方
法などが提案されてきた。

【０００６】しかし、このような開発努力にもかかわら
ず、耐久比はせいぜい０．５５程度であり、切削性も極
めて不良である従来型のベイナイト非調質鋼の高々２倍
程度にしか改善されない。またこの型の非調質鋼では降
伏強度が低いことが問題となり、局所的に大きな応力が
かかる部品では使用ができなかった。さらに、調質材に
比べて若干靭性が劣るため、より高い靭性が必要な場合
にも適用できなかった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の熱間
鍛造型非調質鋼すなわち熱間鍛造後自然放冷の製造方法
では実現が困難であった、高い耐久比と切削性に加えさ
らに降伏強度、靭性を同時に有する亜熱間鍛造非調質鋼
材の製造方法を提供するものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らはまずパーラ
イト組織に着目しこれが金属組織中に適当量存在すると
切削性が極めて良くなることを見いだした。しかし一般
に、高温変態組織であるパーライト組織率が高くなると
降伏比、耐久比および靭性が劣化する。

【０００９】そこで切削性が極めて良くなるパーライト
混合組織鋼に対して降伏比、耐久比および靭性を高くす
る方策を検討した。その結果、ＣおよびＶ添加量を調整
した鋼組成とし、ＴｉＮおよびＭｎＳ−Ｖ（ＣＮ）複
合析出物によって鍛造加熱時のオーステナイト結晶粒を
微細化する、鍛造仕上げ温度が７５０〜９００℃の条
件で亜熱間鍛造を施し加工再結晶によりオーステナイト
結晶粒をさらに微細化する、冷却過程で上記のＭｎＳ
−Ｖ（ＣＮ）複合析出物を核発生サイトとしてオーステ
ナイト粒の粒内からフェライトを微細析出させる、つ
いで鍛造放冷後時効処理を施すことにより、フェライト
およびパーライト中のフェライトマトリックス地にさら
にＶ炭化物またはＶ炭窒化物を極めて微細に析出させマ
トリックスを析出強化させる、以上の温間加工と鍛造放
冷後時効処理を施すことにより、降伏強度が顕著に改善
され、同時に靭性も向上し、疲労強度および切削性も優
れていることを見いだした。

【００１０】本発明者らはこのような知見に基づいて、
パーライトを含有する亜熱間鍛造用鋼の化学成分および
金属組織の設計を行いさらにこの材料を亜熱間鍛造−時
効処理する条件を検討して本発明を発明するに至った。

【００１１】すなわち本発明の第１発明は、重量比にし
てＣ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．００５〜２．
００％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．０１〜
０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．０２００％、Ｖ：０．２０〜０．７０％を含有し残
部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼を、Ａｃ
₃点以上の温度に加熱して、鍛造仕上げ温度が７５０〜
９００℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態が終
了した後の金属組織の９０％以上がフェライト＋パーラ
イト組織であるようにし、これにさらに２００〜７００
℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強度、
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
造方法であり、第２発明はフェライト＋パーライト組織
率の調整のため第１発明の鋼成分にさらにＣｒ：０．０
２〜１．５０％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％、の１種
または２種を含有させたものであり、第３発明は結晶粒
微細化のため第１発明または第２発明の鋼成分にさらに
Ｎｂ：０．００１〜０．２０％を含有させたものであ
り、第４発明は切削性のさらなる向上のため第１〜３発
明の鋼成分にさらにＰｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．０１０％の内の１種または２種
以上を含有させたものである。

【００１２】次に本発明の亜熱間鍛造部品の製造方法に
おける鋼材化学成分、亜熱間鍛造を施し冷却して変態し
た後の金属組織およびこの材料を亜熱間鍛造−時効処理
する条件の限定理由について以下に説明する。

【００１３】Ｃ：フェライト＋パーライト組織率を制御
し、また時効処理中にＶとの炭化物あるいは炭窒化物を
形成して、最終製品の引張強度、降伏強度、疲労強度を
増加させるのに重要な元素であり、０．１５％未満では
その効果が小さく、逆に０．５０％超過では硬さが高く
なりすぎて、靭性、切削性を阻害するので０．１５〜
０．５０％とする。

【００１４】Ｓｉ：脱酸およびベイナイトの析出を抑え
フェライト＋パーライト組織率を調整する元素で、０．
００５％未満ではその効果は小さく、２．００％超過で
は降伏比、靭性、耐久比、切削性のいずれも低下するの
で０．００５〜２．００％とする。

【００１５】Ｍｎ：パーライト量の増加と変態温度の低
下をもたらすとともにＭｎＳとなることによりフェライ
トの析出サイトである複合析出物の基盤となる元素で、
０．４０％未満ではその効果が小さく、２．００％超過
ではベイナイトが発生して降伏比、耐久比、切削性のい
ずれも低下するので０．４０〜２．００％とする。

【００１６】Ｓ：ＭｎＳとなることによりフェライトの
析出サイトである複合析出物の基盤となりかつ被削性を
向上させる元素で、０．０１％未満ではその効果が小さ
く、０．１０％超過では、靭性、耐久比が低下するので
０．０１〜０．１０％とする。

【００１７】Ａｌ：脱酸効果をもつ元素で、０．０００
５％未満ではその効果が小さく、０．０５０％超過では
硬質介在物を形成し靭性、耐久比、切削性のいずれも低
下するので０．０００５〜０．０５０％とする。

【００１８】Ｔｉ：ＭｎＳ上に窒化物となって析出しフ
ェライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素
で、０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０５
０％超過では粗大硬質介在物の形成を促し靭性、耐久
比、切削性のいずれも低下するので０．００３〜０．０
５０％とする。

【００１９】Ｎ：ＴｉおよびＶと窒化物あるいは炭窒化
物を形成する元素で、０．００２０％未満ではその効果
が小さく、０．０２００％超過では靭性、耐久比、切削
性のいずれも低下するので、０．００２０〜０．０２０
０％とするが、Ｎ過多では粗大窒化物の形成、マトリッ
クス硬化等の悪影響が大きく、０．００７０％以下が望
ましい。

【００２０】Ｖ：ＭｎＳおよびＴｉＮと複合析出物を形
成するとともにパーライト中のフェライトを析出強化し
さらに時効処理により炭化物あるいは炭窒化物を形成す
る重要な元素で、０．２０％未満ではその効果が小さ
く、０．７０％超過では靭性、耐久比、切削性および降
伏比のいずれも低下するので、０．２０〜０．７０％と
する。

【００２１】以上が本願第１発明の鋼の化学成分の限定
理由である。

【００２２】次に本願第２発明においては、フェライト
＋パーライト組織率の調整のため第１発明鋼の鋼成分に
さらにＣｒ，Ｍｏの１種または２種を含有させる。これ
らの化学成分の限定理由について以下に述べる。

【００２３】Ｃｒ：Ｍｎとほぼ同様に、パーライト量の
増加と変態温度の低下をもたらす元素で、０．０２％未
満ではその効果が小さく、１．５０％超過ではベイナイ
トが発生して降伏比、耐久比、切削性のいずれも低下す
るので０．０２〜１．５０％とする。

【００２４】Ｍｏ：Ｍｎ，Ｃｒとほぼ同様の効果をもつ
元素で、０．０２％未満ではその効果が小さく、１．０
０％超過ではベイナイトが発生して降伏比、耐久比、切
削性のいずれも低下するので０．０２〜１．００％とす
る。

【００２５】本願第３発明においては、結晶粒微細化の
ため、第１発明または第２発明鋼の鋼成分にさらにＮｂ
を含有させる。Ｎｂの限定理由は次の通りである。

【００２６】Ｎｂ：ＴｉおよびＶとほぼ同様の効果をも
つ元素で、０．００１％未満ではその効果が小さく、
０．２０％超過では靭性、耐久比、切削性のいずれも低
下するので、０．００１〜０．２０％とする。

【００２７】本願第４発明においては、切削性のさらな
る向上のため、第１〜３発明鋼の鋼成分にさらにＰｂ，
Ｃａの１種または２種を含有させる。これらの化学成分
の限定理由について以下に述べる。

【００２８】Ｐｂ：切削性を向上せしめる元素で、０．
０５％未満ではその効果が小さく、０．３０％超過では
その効果は飽和し靭性、耐久比が低下するので、０．０
５〜０．３０％ととする。

【００２９】Ｃａ：Ｐｂとほぼ同様な効果をもつ元素
で、０．０００５％未満ではその効果が小さく０．０１
０％超過ではその効果は飽和し靭性、耐久比が低下する
ので０．０００５〜０．０１０％ととする。

【００３０】これらの化学成分を有する鋼を亜熱間鍛造
するに当たって、その加熱温度はＡｃ₃点以上の温度と
し、オーステナイト単相領域で熱間加工を行うものとす
る。これはオーステナイト単相領域以外では鋼材の変形
抵抗が高くなり鍛造加工に用いる工具の寿命が極端に低
下すると共に変形能も低く鍛造割れ等の問題が生じるた
めである。

【００３１】次に、本発明において、鍛造仕上げ温度を
７５０〜９００℃に限定した理由について述べる。ま
ず、鍛造仕上げ温度の下限を７５０℃以上としたのは、
これ７５０℃未満の温度では鍛造負荷が顕著に増大し、
成型が困難になるためである。また、鍛造仕上げ温度の
上限を９００℃以下としたのは、９００℃超の鍛造仕上
げ温度では加工再結晶によるオーステナイト結晶粒の微
細化効果が不十分なためである。

【００３２】次に本願発明の鋼において亜熱間鍛造後冷
却し変態が終了した際の金属組織であるが、切削性の向
上および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の９
０％以上がフェライト＋パーライト組織であることが必
要である。組織率で１０％未満のベイナイト等の低温変
態組織あるいは残留オーステナイトがあっても本効果を
妨げない。

【００３３】このようなフェライト＋パーライト２相組
織を得ることができれば、亜熱間鍛造後の冷却方法は特
に指定しないが、設備や製造コストの点からは自然放冷
が当然望ましい。なお、金属組織は腐食した試験片を光
学顕微鏡等で観察することおよびマイクロビッカース硬
度測定機でその組織の微小硬度を測定する等の方法で確
認する。

【００３４】最後にこのような材料を時効処理する条件
の限定理由について述べる。時効処理の加熱温度が２０
０℃未満ではＣの拡散が困難で効果が不十分となる。一
方７００℃を超えると析出した炭化物が粗大化し、引張
強度が下がるだけでなく降伏強度、疲労強度も低下す
る。そこで時効処理の加熱温度は２００〜７００℃とす
る。加熱時間はこの温度範囲であれば特に限定する必要
はないが、望ましくは１０分〜２時間程度とすべきであ
る。さらに時効処理後の冷却方法も空冷、水冷、油冷ど
のような方法でも本発明の性能は得ることができる。

【００３５】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。

【００３６】

【実施例】以下に挙げる各表において、区分の欄の括弧
を付けたＮｏ．は本発明を満足する実施例であり、それ
以外は比較例である。

【００３７】ａ．鋼材化学成分の影響 表１に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、１５０
ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、一旦９
５０℃加熱放冷で焼準した後、１０５０℃に加熱して仕
上げ温度８５０℃の条件で亜熱間鍛造を行い、その後放
冷した。さらにこの材料を４００℃の温度の加熱炉に１
時間装入して時効処理を行った。この材料の中央部より
ＪＩＳ４号引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片、ＪＩＳ
１号回転曲げ試験片を採取し、引張試験、シャルピー衝
撃試験（２０℃）および回転曲げ疲労試験を行った。さ
らに同材料より切削試験片を採取し、ＳＫＨ９製１０ｍ
ｍφストレートシャンクドリルを用いて３０ｍｍ深さの
ブラインドホールを穿孔し、ドリルが寿命破壊するまで
の総穿孔距離により切削性を評価した。なお、切削速度
は５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度は０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削油３Ｌ／ｍｉｎの条件とした。また時効処理前の材
料から光学顕微鏡観察試験片を採取し５％ナイタールで
腐食して２００倍で観察した。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】表２に各供試材のパーライト組織率および
性能評価結果を示す。

【００４１】まず、比較例として挙げた現行調質鋼であ
るＮｏ．４１の耐久比０．４８、切削性１．００に対し
て、本発明例であるＮｏ．（１）〜（１９）はいずれも
耐久比は０．５６以上であり、また切削性もＮｏ．４１
の２．７倍から４倍近くである。また、本発明例の降伏
比は０．７３以上であり、現行調質鋼であるＮｏ．４１
の降伏比０．８に近いレベルが得られ、さらに本発明例
の２０℃衝撃値も現行調質鋼と同等以上のレベルが得ら
れている。

【００４２】比較例のＮｏ．２０は、Ｃ量が低いため引
張強度が低く、降伏強度、疲労強度も低い。比較例のＮ
ｏ．２１は、Ｃ量が高すぎるためにベイナイトが発生
し、本発明のフェライト＋パーライト組織率の条件が満
足できず、引張強度は高くなるが、本発明例に比べ降伏
比、靭性、耐久比が低く切削性も不良である。

【００４３】比較例のＮｏ．２２はＳｉ量が低いため脱
酸程度が低く、耐久比は本発明例に比べ低い。比較例の
Ｎｏ．２３はＳｉ量が高いためベイナイトが発生し、本
発明のフェライト＋パーライト組織率の条件が満足でき
ず、降伏比、靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。

【００４４】比較例のＮｏ．２４はＭｎ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べて低
い。比較例のＮｏ．２５は、Ｍｎ量が高いためベイナイ
トが発生し、本発明のフェライト＋パーライト組織率の
条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発明例に
比べ低く切削性も不良である。

【００４５】比較例のＮｏ．２６は、Ｓ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、靭性、耐久比が本発明例に比
べて低く、またＭｎＳの切削性向上効果が得られないの
で切削性も不良である。比較例のＮｏ．２７は、Ｓ量が
高いためＭｎＳの析出が過多となり、靭性、耐久比が本
発明例に比べて低い。

【００４６】比較例のＮｏ．２８は、Ａｌ量が少ないた
め脱酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が
本発明例に比べて低い。比較例のＮｏ．２９はＡｌ量が
高いため硬質介在物が形成され、靭性、耐久比は本発明
例に比べ低く切削性も不良である。

【００４７】比較例のＮｏ．３０はＴｉ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、靭性、耐久比が本発明例に比
べて低い。比較例のＮｏ．３１は、Ｔｉ量が高いため硬
質介在物が形成され、靭性、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。

【００４８】比較例のＮｏ．３２はＮ量が低いため複合
析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べて低
い。比較例のＮｏ．３３は、Ｎ量が高いためマトリック
スが硬化し、靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。

【００４９】比較例のＮｏ．３４はＶ量が低いため複合
析出物の析出が少なく、かつマトリックスフェライトを
析出硬化により強化する効果が小さいので、降伏比、耐
久比が本発明例に比べて低い。比較例のＮｏ．３５は、
Ｖ量が高いため、靭性が本発明例に比べ低く切削性も不
良である。

【００５０】比較例のＮｏ．３６はＣｒ量が高いためベ
イナイトが発生し、本発明のフェライト＋パーライト組
織率の条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発
明例に比べ低く切削性も不良である。

【００５１】比較例のＮｏ．３７はＭｏ量が高いためベ
イナイトが発生し、本発明のフェライト＋パーライト組
織率の条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発
明例に比べ低く切削性も不良である。

【００５２】比較例のＮｏ．３８はＮｂ量が高いため、
靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良であ
る。

【００５３】比較例のＮｏ．３９はＰｂ量が高いため、
切削性は良好であるが、靭性、耐久比が低い。

【００５４】比較例のＮｏ．４０もＣａ量が高いため、
切削性は良好であるが、靭性、耐久比が低い。

【００５５】

【表３】

【００５６】

【表４】

【００５７】ｂ．鍛造仕上げ温度の影響 表１のＮｏ．（１４）に示す化学成分の鋼を高周波炉に
て溶解し、１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を
切り出し、一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、１０５
０℃に加熱して表３に示した仕上げ温度の条件で亜熱間
鍛造を行い、その後放冷した。さらにこの材料を４００
℃の温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。
これらの材料について実施例ａと同様の方法で、引張試
験、シャルピー衝撃試験（２０℃）、疲労試験、切削試
験および金属組織観察を行った。なお、仕上げ温度７０
０℃での亜熱間鍛造を試みたが、鍛造負荷が顕著に増大
し、成型が不可能であった。表４に各供試材の性能評価
結果を示す。

【００５８】Ｎｏ．４２，４３は、本発明の鍛造仕上げ
温度である７５０〜９００℃を満足しており、いずれも
耐久比は０．５７以上を確保し、また切削性も現行調質
鋼であるＮｏ．４５のほぼ３．５倍以上と良好である。
また、本発明例の降伏比は０．７６以上であり、現行調
質鋼であるＮｏ．４５の降伏比０．８に近いレベルが得
られ、さらに本発明例の２０℃衝撃値も現行調質鋼とほ
ぼ同等のレベルが得られている。

【００５９】Ｎｏ．４４は鍛造仕上げ温度が本発明の範
囲を上回った場合であり、降伏比、靭性が劣る。

【００６０】

【表５】

【００６１】

【表６】

【００６２】ｃ．熱鍛後の冷却方法による金属組織の変
化の影響 表１のＮｏ．（１４）に示す化学成分の鋼を高周波炉に
て溶解し、１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を
切り出し、一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、１０５
０℃に加熱して仕上げ温度８５０℃の条件で亜熱間鍛造
を行い、その後同じく表５に示す方法で冷却した。さら
にこの材料を４００℃の温度の加熱炉に１時間装入して
時効処理を行った。これらの材料について実施例ａと同
様の方法で、引張試験、シャルピー衝撃試験（２０
℃）、疲労試験、切削試験および金属組織観察を行っ
た。表６に各供試材の性能評価結果を示す。

【００６３】Ｎｏ．４６，４７，４８は、フェライト＋
パーライト組織率が０．９以上と本発明の条件を満足し
ており、いずれも耐久比は０．５６以上を確保し、また
切削性も比較例として挙げた現行非調質鋼であるＮｏ．
５１の３．５倍以上と良好である。また、本発明例の降
伏比は０．７３以上であり、現行調質鋼であるＮｏ．５
１の降伏比０．８に近いレベルが得られ、さらに本発明
例の２０℃衝撃値も現行調質鋼と同等以上のレベルが得
られている。

【００６４】Ｎｏ．４９および５０は、冷却速度を高め
ることによりベイナイトまたはマルテンサイト等を主と
する低温変態組織としたものであり、引張強度は高くな
るものの降伏比、靭性、耐久比は極めて低く、また切削
性も不良で工具寿命は極めて小さい。

【００６５】

【表７】

【００６６】

【表８】

【００６７】ｄ．時効処理温度の変化の影響 表１のＮｏ．（１４）に示す化学成分の鋼を高周波炉に
て溶解し、１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を
切り出し、一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、１０５
０℃に加熱して仕上げ温度８５０℃の条件で亜熱間鍛造
を行い、その後冷却した。さらにこの材料を表７に示す
種々の条件で時効処理を行った。これらの材料について
実施例ａと同様の方法で、引張試験、シャルピー衝撃試
験（２０℃）、疲労試験、切削試験および金属組織観察
を行った。表８に各供試材の性能評価結果を示す。

【００６８】Ｎｏ．５３，５４，５５は、本発明の時効
温度範囲である２００〜７００℃を満足しており、いず
れも耐久比は０．５６以上を確保し、また切削性も現行
調質鋼であるＮｏ．５７のほぼ３．５倍以上と良好であ
る。また、本発明例の降伏比は０．７２以上であり、現
行調質鋼であるＮｏ．５７の降伏比０．８に近いレベル
が得られ、さらに本発明例の２０℃衝撃値も現行調質鋼
とほぼ同等のレベルが得られている。

【００６９】Ｎｏ．５２は時効温度が本発明の範囲を下
回った場合であり、降伏比、耐久比が劣る。またＮｏ．
５６は時効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、
やはり降伏比、耐久比が劣る。

【００７０】

【表９】

【００７１】

【表１０】

【００７２】

【発明の効果】以上述べた如く、本発明方法はフェライ
ト−パーライト２相組織とすることにより切削性を確保
し、ＣおよびＶ量を調整した上で、ＭｎＳ，Ｔｉ窒化物
およびＶ窒化物から形成される複合析出物を使い且つ鍛
造仕上げ温度が７５０〜９００℃の条件で亜熱間鍛造を
施して金属組織を微細化し、時効処理を施すことにより
Ｖ炭化物（または炭窒化物）によるパーライト中のフェ
ライトマトリックスの強化を図り、これにより切削性を
損なわずに耐久比すなわち疲労特性を向上させ、降伏比
および靭性も上げることが可能となり、従来から切望さ
れていた疲労特性、切削性、降伏特性および靭性の向上
を同時に満足する亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法を提
供する、産業上極めて効果の大きいものである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量比にして Ｃ ：０．１５〜０．５０％ Ｓｉ：０．００５〜２．００％ Ｍｎ：０．４０〜２．００％ Ｓ ：０．０１〜０．１０％ Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％ Ｎ ：０．００２０〜０．０２００％ Ｖ ：０．２０〜０．７０％を含有し 残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼を、 Ａｃ₃点以上の温度に加熱して、鍛造仕上げ温度が７５
   ０〜９００℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態
   が終了した後の金属組織の９０％以上がフェライト＋パ
   ーライト組織であるようにし、これにさらに２００〜７
   ００℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強
   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。
2. 【請求項２】鋼の成分がさらに Ｃｒ：０．０２〜１．５０％ Ｍｏ：０．０２〜１．００％ の内の１種または２種を含有する鋼を用いることを特徴
   とする請求項１記載の降伏強度、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。
3. 【請求項３】鋼の成分がさらに Ｎｂ：０．００１〜０．２０％を含有する鋼を用いるこ
   とを特徴とする請求項１または請求項２記載の降伏強
   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。
4. 【請求項４】鋼の成分がさらに Ｐｂ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ の内の１種または２種を含有する鋼を用いることを特徴
   とする請求項１又は２又は３記載の降伏強度、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。