JPH0762204B2 - 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 - Google Patents
高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法Info
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- JPH0762204B2 JPH0762204B2 JP1323415A JP32341589A JPH0762204B2 JP H0762204 B2 JPH0762204 B2 JP H0762204B2 JP 1323415 A JP1323415 A JP 1323415A JP 32341589 A JP32341589 A JP 32341589A JP H0762204 B2 JPH0762204 B2 JP H0762204B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、熱間鍛造ままで微細な金属組織を呈し、高強
度、高靭性を有する鋼と、この鋼の製造方法、およびこ
の鋼を用いて部品を製造する方法に関するものであり、
自動車部品、産業機械部品用として適するものである。
度、高靭性を有する鋼と、この鋼の製造方法、およびこ
の鋼を用いて部品を製造する方法に関するものであり、
自動車部品、産業機械部品用として適するものである。
［従来の技術］ 自動車用、産業機械用の鋼部品の多くは、素材となる棒
鋼を所定の長さに切出して加熱し、熱間にて鍛造するこ
とにより成形されるが、熱間鍛造は通常約1200℃以上の
温度に加熱されて行なわれるため、熱間鍛造ままの部品
の金属組織は非常に粗大であり、そのままでは強度、靭
性に劣るのが普通である。よって、部品の組織を機械的
性質に優れた微細組織に変えるため、調質処理、すなわ
ち焼入、焼戻しが施されて使用されるのが普通である。
鋼を所定の長さに切出して加熱し、熱間にて鍛造するこ
とにより成形されるが、熱間鍛造は通常約1200℃以上の
温度に加熱されて行なわれるため、熱間鍛造ままの部品
の金属組織は非常に粗大であり、そのままでは強度、靭
性に劣るのが普通である。よって、部品の組織を機械的
性質に優れた微細組織に変えるため、調質処理、すなわ
ち焼入、焼戻しが施されて使用されるのが普通である。
しかしながら調質処理には多大なコストがかかるため、
近年は調質処理を省略しても必要十分な強度と靭性をも
つような鋼、いわゆる熱間鍛造用非調質鋼（熱鍛非調質
鋼）が求められるようになっている。
近年は調質処理を省略しても必要十分な強度と靭性をも
つような鋼、いわゆる熱間鍛造用非調質鋼（熱鍛非調質
鋼）が求められるようになっている。
熱鍛非調質鋼はすでに実用化されており、要求される靭
性の点から分類すると、普通靭性型と高靭性に分けて考
えることができる。目的とする部品の使用条件から考え
て、強度だけが必要とされるならば、たとえばV,Nb等の
析出硬化を利用した非調質鋼を用いれば良い。このタイ
プは、たとえば特開昭58−52458号公報に開示されてい
る。
性の点から分類すると、普通靭性型と高靭性に分けて考
えることができる。目的とする部品の使用条件から考え
て、強度だけが必要とされるならば、たとえばV,Nb等の
析出硬化を利用した非調質鋼を用いれば良い。このタイ
プは、たとえば特開昭58−52458号公報に開示されてい
る。
また強度と靭性の両方が必要である高靭性型の場合に
は、熱間鍛造ままの組織が微細であることがほとんど必
要不可欠であり、高温に加熱しても組織の粗大化が起ら
ないようにしなければならない。前述のV,Nbの析出物に
も結晶粒を微細化する作用はあるが、非常に高い熱間鍛
造の温度域では効果がない。
は、熱間鍛造ままの組織が微細であることがほとんど必
要不可欠であり、高温に加熱しても組織の粗大化が起ら
ないようにしなければならない。前述のV,Nbの析出物に
も結晶粒を微細化する作用はあるが、非常に高い熱間鍛
造の温度域では効果がない。
熱間鍛造ままの組織が微細で、高靭性を有する非調質鋼
については本発明者らがすでに発明を完成しており、Ti
を用いて組織粗大化防止を実現している（特開昭62−25
3725号公報、特願昭63−318279号）。これらの発明によ
り、熱間鍛造ままで微細な組織を有し、高強度、高靭性
を備えた部品が得られるようになり、自動車用足周り部
品にも適用されるようになってきている。
については本発明者らがすでに発明を完成しており、Ti
を用いて組織粗大化防止を実現している（特開昭62−25
3725号公報、特願昭63−318279号）。これらの発明によ
り、熱間鍛造ままで微細な組織を有し、高強度、高靭性
を備えた部品が得られるようになり、自動車用足周り部
品にも適用されるようになってきている。
［発明が解決しようとする課題］ 上記の先願発明などによって熱鍛非調質鋼の高靭性化が
なされ、従来の調質品と非調質鋼の代替が進んでいる
が、自動車部品などの高性能化、軽量化の要求はますま
す激しくなり、機械的性質、特に靭性の一層の向上が求
められている。
なされ、従来の調質品と非調質鋼の代替が進んでいる
が、自動車部品などの高性能化、軽量化の要求はますま
す激しくなり、機械的性質、特に靭性の一層の向上が求
められている。
本発明はこの要求を満足させるべく、より強度靭性に優
れた熱鍛非調質鋼を提供するものである。
れた熱鍛非調質鋼を提供するものである。
［課題を解決するための手段］ （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:0.03−0.20,Ti:0.005−0.070, Al:0.005未満,O:0.0010−0.0100, N:0.005−0.020, を含み、残部がFeと不可避不純物からなることを特徴と
する熱間鍛造ままで優れた靭性を有する高靭性熱間鍛造
用非調質鋼 （２）連続鋳造により鋳造する際、凝固点から1000℃の
温度範囲を20℃/min.以上の冷却速度となるような条件
で鋳片に鋳造し、その後分塊圧延を行なうことなく直ち
に棒鋼に圧延した上記（１）項記載の成分を有する高靭
性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 （３）上記（２）項に記載の製造方法で製造した棒鋼を
1270℃以下の温度に加熱し、機械部品に鍛造した後800
℃から400℃の温度範囲を平均0.1−5.0℃/sec.の速度範
囲で冷却し、調質処理を施さないことを特徴とする高靭
性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 （４）上記（１）項に記載の鋼を1270℃以下の温度に加
熱して熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加して得
られる含水量１−90g/100mlの泡の中で冷却し、フェラ
イトパーライト組織を有し調質処理を施さないことを特
徴とする高靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 （５）連続鋳造により鋳造する際、凝固点から1000℃の
温度範囲を20℃/min.以上の冷却速度となるような条件
で鋳片に鋳造し、その後1250℃以下の温度に加熱し、加
工比２以上で機械部品に成形し、調質処理を施さないこ
とを特徴とする上記（１）項記載の成分を有する高靭性
熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 である。
する熱間鍛造ままで優れた靭性を有する高靭性熱間鍛造
用非調質鋼 （２）連続鋳造により鋳造する際、凝固点から1000℃の
温度範囲を20℃/min.以上の冷却速度となるような条件
で鋳片に鋳造し、その後分塊圧延を行なうことなく直ち
に棒鋼に圧延した上記（１）項記載の成分を有する高靭
性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 （３）上記（２）項に記載の製造方法で製造した棒鋼を
1270℃以下の温度に加熱し、機械部品に鍛造した後800
℃から400℃の温度範囲を平均0.1−5.0℃/sec.の速度範
囲で冷却し、調質処理を施さないことを特徴とする高靭
性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 （４）上記（１）項に記載の鋼を1270℃以下の温度に加
熱して熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加して得
られる含水量１−90g/100mlの泡の中で冷却し、フェラ
イトパーライト組織を有し調質処理を施さないことを特
徴とする高靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 （５）連続鋳造により鋳造する際、凝固点から1000℃の
温度範囲を20℃/min.以上の冷却速度となるような条件
で鋳片に鋳造し、その後1250℃以下の温度に加熱し、加
工比２以上で機械部品に成形し、調質処理を施さないこ
とを特徴とする上記（１）項記載の成分を有する高靭性
熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法 である。
高靭性化のためには特に組織の微細化が不可欠であるこ
とは前に述べたが、熱間鍛造ままの組織を微細化するに
は、高温加熱時のオーステナイト組織の粗大化を防止す
ることが一つの有効な手段である。
とは前に述べたが、熱間鍛造ままの組織を微細化するに
は、高温加熱時のオーステナイト組織の粗大化を防止す
ることが一つの有効な手段である。
オーステナイト組織の粗大化を防止するため、本発明者
らは微細析出物が結晶粒界の移動を防止する効果、いわ
ゆるピン止効果を利用した。ピン止の効果は析出物が微
細で、かつ多量であるほど効果が大きいが、Ti炭窒化物
は非常に微細に分散し、高温における溶解度も小さいた
め、特にオーステナイト組織の粗大化防止に有効である
ことは周知の事実である。
らは微細析出物が結晶粒界の移動を防止する効果、いわ
ゆるピン止効果を利用した。ピン止の効果は析出物が微
細で、かつ多量であるほど効果が大きいが、Ti炭窒化物
は非常に微細に分散し、高温における溶解度も小さいた
め、特にオーステナイト組織の粗大化防止に有効である
ことは周知の事実である。
本発明鋼の要点は、Ti炭窒化物をさらに微細に分散させ
るため、Tiの酸化物を利用することである（前記１
項）。また本発明鋼の製造方法の要点は、凝固後の冷却
速度をコントロールして一層微細に析出せしめることで
ある（前記２項）。
るため、Tiの酸化物を利用することである（前記１
項）。また本発明鋼の製造方法の要点は、凝固後の冷却
速度をコントロールして一層微細に析出せしめることで
ある（前記２項）。
さらにこのようにして製造した本発明の鋼を用いた部品
の製造方法においては、高靭性とするため鍛造加熱温度
を規制してTi炭窒化物の成長を抑制し、また組織の形態
を制御することが要点であるが（前記３項）、あるいは
加熱回数を減らすことも有効であり、（前記５項）、ま
た組織の形態を制御し均一な品質の部品とするために、
鍛造後泡の中で冷却することも有効である（前記４
項）。
の製造方法においては、高靭性とするため鍛造加熱温度
を規制してTi炭窒化物の成長を抑制し、また組織の形態
を制御することが要点であるが（前記３項）、あるいは
加熱回数を減らすことも有効であり、（前記５項）、ま
た組織の形態を制御し均一な品質の部品とするために、
鍛造後泡の中で冷却することも有効である（前記４
項）。
［作 用］ 以下に本発明の限定理由について説明する。
C:Cは種々の炭化物を形成し、また鋼中に固溶して部品
の強度と靭性を決定する元素であり、必要な強度を得る
ためには0.20％が必要である。0.02％未満では強度を得
るための合金元素が多くなり、不経済である。またＣが
0.60％を越えて添加された場合、靭性が低下する。
の強度と靭性を決定する元素であり、必要な強度を得る
ためには0.20％が必要である。0.02％未満では強度を得
るための合金元素が多くなり、不経済である。またＣが
0.60％を越えて添加された場合、靭性が低下する。
Si:Siは脱酸材として作用すると共に鋼中に固溶して鋼
の強化を図る元素であり、0.10％以上が必要である。し
かし、2.00％を越える量を添加すると靭性が低下する。
の強化を図る元素であり、0.10％以上が必要である。し
かし、2.00％を越える量を添加すると靭性が低下する。
Mn:Mnは焼入性を高め、組織を微細化させて強度と靭性
を向上させる元素であり、0.50％以上が必要であるが、
多量に添加した場合、靭性に好ましくない組織が発現し
易くなるので、上限を2.00％とした。
を向上させる元素であり、0.50％以上が必要であるが、
多量に添加した場合、靭性に好ましくない組織が発現し
易くなるので、上限を2.00％とした。
Cr:CrはMnと同様に組織の微細化により強度と靭性を高
める元素である。その作用は0.10％未満では期待できな
いが、多量に添加した場合、効果が飽和するとともに靭
性に好ましくない組織が発現し易くなるので、上限を1.
20％とする。
める元素である。その作用は0.10％未満では期待できな
いが、多量に添加した場合、効果が飽和するとともに靭
性に好ましくない組織が発現し易くなるので、上限を1.
20％とする。
V:Vは窒化物として鍛造加熱時の組織を微細化し、熱間
鍛造ままの鋼の靭性を高め、また鍛造後の冷却中にＶ炭
化物として析出することにより鋼を著しく強化する。強
化のために0.03％以上が必要であるが、多量に加えても
焼入性が大きくなり、硬くなりすぎるので上限を0.20％
とする。
鍛造ままの鋼の靭性を高め、また鍛造後の冷却中にＶ炭
化物として析出することにより鋼を著しく強化する。強
化のために0.03％以上が必要であるが、多量に加えても
焼入性が大きくなり、硬くなりすぎるので上限を0.20％
とする。
Ti:Tiは本発明において重要な役割を持つ元素である。
すなわちTiは脱酸材として使用されることにより鋼鋳造
後の高温状態の時にＯと結合して酸化物となり、鋼中に
微細分散する。さらに鋼中に残った固溶Tiは、冷却中に
N,Cと結合して炭窒化物になるが、Ti炭窒化物はTi酸化
物の数が多いほど微細に分散する傾向にある。Tiの炭窒
化物は鍛造加熱時のオーステナイト組織の粗大化を防止
し、鍛造後の組織を微細化する作用があるため、鍛造ま
まの部品の靭性を著しく向上させる。オーステナイト組
織粗大化防止の効果を発揮するためには、Tiは0.005％
以上が必要であるが、0.070％を越えて添加すると靭性
と疲労強度の低下を招く。
すなわちTiは脱酸材として使用されることにより鋼鋳造
後の高温状態の時にＯと結合して酸化物となり、鋼中に
微細分散する。さらに鋼中に残った固溶Tiは、冷却中に
N,Cと結合して炭窒化物になるが、Ti炭窒化物はTi酸化
物の数が多いほど微細に分散する傾向にある。Tiの炭窒
化物は鍛造加熱時のオーステナイト組織の粗大化を防止
し、鍛造後の組織を微細化する作用があるため、鍛造ま
まの部品の靭性を著しく向上させる。オーステナイト組
織粗大化防止の効果を発揮するためには、Tiは0.005％
以上が必要であるが、0.070％を越えて添加すると靭性
と疲労強度の低下を招く。
Al:Alは強力な脱酸材であるので、多量の添加は本発明
に重要なTi酸化物の形成を妨げることになる。よってAl
は0.005％未満に限定する。
に重要なTi酸化物の形成を妨げることになる。よってAl
は0.005％未満に限定する。
O:OはTi酸化物を形成し、鋼中に微細分散させるために
必要である。十分なTi酸化物を形成するためには0.0010
％以上が必要であるが、0.0100％を越えるＯは粗大な介
在物を形成するため、靭性、被削性などを劣化させる。
必要である。十分なTi酸化物を形成するためには0.0010
％以上が必要であるが、0.0100％を越えるＯは粗大な介
在物を形成するため、靭性、被削性などを劣化させる。
N:NのほとんどはTi窒化物となり、鋼中に微細分散して
鍛造加熱時のオーステナイト組織を微細化する。組織微
細化のためＮは最低0.005％が必要であるが、多量の添
加は製造上難しくなるので、上限を0.020％とする。
鍛造加熱時のオーステナイト組織を微細化する。組織微
細化のためＮは最低0.005％が必要であるが、多量の添
加は製造上難しくなるので、上限を0.020％とする。
請求項（２）において 連続鋳造により鋳造する際の凝固点から1000℃の温度範
囲における冷却速度は、Ti炭窒化物の大きさを左右す
る。このため、最終的に部品を鍛造する時のオーステナ
イト組織の粗大化防止効果に大きく影響するので重要で
ある。凝固点から1000℃までの冷却速度を20℃/min.未
満とした場合、Ti炭窒化物は粗大となり、オーステナイ
ト組織の粗大化防止効果は低下し、また疲労特性、被削
性などに有害な粗大Ti炭窒化物が発生する。よって連続
鋳造により鋳造する際の凝固点から1000℃の温度範囲に
おける冷却速度は、20℃/min.以上とする。
囲における冷却速度は、Ti炭窒化物の大きさを左右す
る。このため、最終的に部品を鍛造する時のオーステナ
イト組織の粗大化防止効果に大きく影響するので重要で
ある。凝固点から1000℃までの冷却速度を20℃/min.未
満とした場合、Ti炭窒化物は粗大となり、オーステナイ
ト組織の粗大化防止効果は低下し、また疲労特性、被削
性などに有害な粗大Ti炭窒化物が発生する。よって連続
鋳造により鋳造する際の凝固点から1000℃の温度範囲に
おける冷却速度は、20℃/min.以上とする。
分塊圧延は通常高温で長時間加熱された後行なわれるた
め、Ti炭窒化物を成長させ、組織の粗大化防止効果を低
下させる。よって分塊圧延を行なわず、鋳片から直接棒
鋼に圧延することが必要である。
め、Ti炭窒化物を成長させ、組織の粗大化防止効果を低
下させる。よって分塊圧延を行なわず、鋳片から直接棒
鋼に圧延することが必要である。
請求項（３）において 鋳造により成形する際の加熱温度は、Ti炭窒化物の成長
を抑制し、組織粗大化防止効果を維持するために1270℃
以下でなければならない。1270℃を越える温度に加熱し
て鍛造した場合、靭性が低下し、例えば自動車用足周り
部品等に要求される衝撃値（JIS ３号試験片を用いた
場合、常温で8kgf・m/cm2）を下回ることがある。
を抑制し、組織粗大化防止効果を維持するために1270℃
以下でなければならない。1270℃を越える温度に加熱し
て鍛造した場合、靭性が低下し、例えば自動車用足周り
部品等に要求される衝撃値（JIS ３号試験片を用いた
場合、常温で8kgf・m/cm2）を下回ることがある。
また鍛造に続く冷却時には、変態温度区間である800℃
から400℃の温度範囲を比較的速い冷却速度で冷却する
ことが靭性向上のために必要である。そのため、800℃
から400℃の温度範囲の冷却速度を平均0.1−5.0℃/sec.
に限定する。0.1℃/sec.未満の冷却速度では、機械構造
用部品として必要な硬さ（ビッカース硬度で210以上）
が得られない。また5.0℃/sec.を越えた場合、硬度が高
くなりすぎる。
から400℃の温度範囲を比較的速い冷却速度で冷却する
ことが靭性向上のために必要である。そのため、800℃
から400℃の温度範囲の冷却速度を平均0.1−5.0℃/sec.
に限定する。0.1℃/sec.未満の冷却速度では、機械構造
用部品として必要な硬さ（ビッカース硬度で210以上）
が得られない。また5.0℃/sec.を越えた場合、硬度が高
くなりすぎる。
請求項（４）において 熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加して得られる
泡の中で冷却することの利点は、他の冷却方法に比較し
て部品全体に渡る均一な冷却ができる点にあり、熱鍛非
調質鋼として最適な組織に制御することができる。泡は
界面活性剤の水溶液あるいは水溶性ポリマー等からつく
ることができ、冷却速度は泡の含水量を変えることによ
り調整される。本発明鋼の組織を靭性に優れたフェライ
トとパーライト、あるいはフェライトとパーライトとベ
イナイとするための泡の含水量は、90g/100ml以下であ
ることが必要であるが、1g/100ml未満では、冷却速度が
遅く強度が低下することがあるので、下限を1g/100ml以
上に限定する。
泡の中で冷却することの利点は、他の冷却方法に比較し
て部品全体に渡る均一な冷却ができる点にあり、熱鍛非
調質鋼として最適な組織に制御することができる。泡は
界面活性剤の水溶液あるいは水溶性ポリマー等からつく
ることができ、冷却速度は泡の含水量を変えることによ
り調整される。本発明鋼の組織を靭性に優れたフェライ
トとパーライト、あるいはフェライトとパーライトとベ
イナイとするための泡の含水量は、90g/100ml以下であ
ることが必要であるが、1g/100ml未満では、冷却速度が
遅く強度が低下することがあるので、下限を1g/100ml以
上に限定する。
請求項（５）において Ti炭窒化物を微細に析出させるために、連続鋳造により
鋳造する際、凝固点から1000℃の温度範囲を20℃/min.
以上の冷却速度となるような条件で鋳片に鋳造すべきこ
とは前に述べたが、加えてTi炭窒化物の成長を最小限に
抑え、かつ最も低コストにて最終鍛造製品とするために
は、この鋳片を圧延工程を経ることなしに鍛造に供する
ことが必要である。鍛造加熱温度は、Ti炭窒化物の成長
抑制のために1270℃以下に限定する。また鋳片の欠陥を
圧着し、鍛造部品の材質に及ぼす鋳造組織の影響をなく
し、高靭性とするため、加工比は２以上が必要である。
鋳造する際、凝固点から1000℃の温度範囲を20℃/min.
以上の冷却速度となるような条件で鋳片に鋳造すべきこ
とは前に述べたが、加えてTi炭窒化物の成長を最小限に
抑え、かつ最も低コストにて最終鍛造製品とするために
は、この鋳片を圧延工程を経ることなしに鍛造に供する
ことが必要である。鍛造加熱温度は、Ti炭窒化物の成長
抑制のために1270℃以下に限定する。また鋳片の欠陥を
圧着し、鍛造部品の材質に及ぼす鋳造組織の影響をなく
し、高靭性とするため、加工比は２以上が必要である。
［実施例］ 実施例１ 請求項（１）に関する実施例を以下に示す。第１表に示
す成分を有する溶鋼を150kg真空溶解炉にて溶製し、イ
ンゴットに鋳造、冷却後1230℃に加熱し、直径30mmの棒
鋼に成形した。この棒鋼を素材とし、機械部品を製造す
る際の熱間鍛造熱履歴をシミュレートする目的で、1200
℃に20分加熱して放冷した。
す成分を有する溶鋼を150kg真空溶解炉にて溶製し、イ
ンゴットに鋳造、冷却後1230℃に加熱し、直径30mmの棒
鋼に成形した。この棒鋼を素材とし、機械部品を製造す
る際の熱間鍛造熱履歴をシミュレートする目的で、1200
℃に20分加熱して放冷した。
これらに棒鋼からJIS ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試
験片を切出し、衝撃値を測定した。また棒鋼長手方向と
垂直な断面内のビッカース硬さ（測定荷重10kg）も測定
した。
験片を切出し、衝撃値を測定した。また棒鋼長手方向と
垂直な断面内のビッカース硬さ（測定荷重10kg）も測定
した。
第１表より本発明の鋼は優れた衝撃値を示すことが明ら
かである。
かである。
実施例２ 請求項（２）に関する実施例を以下に示す。
第２表の成分に調整した溶鋼（請求項（１）に示した本
発明鋼例）を断面大きさ162×162mm,247×300mm,350×5
60mmの連続鋳造機にて鋳造して冷却した後、247×300m
m,350×560mmの鋳片は1250℃の温度に加熱して断面大き
さ162×162mmのビレットに分塊圧延した。また、162×1
62mm鋳片の一部は同様に1250℃の温度に加熱して120×1
20mm断面のビレットに分塊圧延した。鋳造時の凝固点か
ら1000℃までの平均冷却速度は、162×162mmの鋳片で45
℃/sec.、247×300mmの鋳片で25℃/sec.、350×560mmの
鋳片で９℃/sec.であった。これらのビレットを1150℃
に加熱し、直径40mmの棒鋼に圧延し、試験用素材棒鋼と
した。
発明鋼例）を断面大きさ162×162mm,247×300mm,350×5
60mmの連続鋳造機にて鋳造して冷却した後、247×300m
m,350×560mmの鋳片は1250℃の温度に加熱して断面大き
さ162×162mmのビレットに分塊圧延した。また、162×1
62mm鋳片の一部は同様に1250℃の温度に加熱して120×1
20mm断面のビレットに分塊圧延した。鋳造時の凝固点か
ら1000℃までの平均冷却速度は、162×162mmの鋳片で45
℃/sec.、247×300mmの鋳片で25℃/sec.、350×560mmの
鋳片で９℃/sec.であった。これらのビレットを1150℃
に加熱し、直径40mmの棒鋼に圧延し、試験用素材棒鋼と
した。
この棒鋼を素材とし、機械部品を製造する際の熱間鍛造
熱履歴をシミュレートするため、1200℃に20分加熱して
放冷した。製造工程を第１図に示す。
熱履歴をシミュレートするため、1200℃に20分加熱して
放冷した。製造工程を第１図に示す。
これらの棒鋼からJIS ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試
験片を切出し、衝撃値を測定した。また棒鋼長手方向と
垂直な断面内のビッカース硬さ（測定荷重10kg）も測定
した。
験片を切出し、衝撃値を測定した。また棒鋼長手方向と
垂直な断面内のビッカース硬さ（測定荷重10kg）も測定
した。
これらの結果を第３表に示す。同表より同一成分の溶鋼
を用いた場合、請求項（２）に示した鋳造後の冷却速度
範囲で冷却することにより、硬度、衝撃値が向上してい
ることが分かる。さらに断面大きさ162×162mmの鋳片を
直接棒鋼に圧延したものと、一度120×120mmに分塊圧延
してから棒鋼に圧延した場合を比較すると、前者の工程
をとった場合により高い硬度、靭性が得られ、請求項
（２）に示した方法で製造することにより最終鍛造部品
の性質が向上することが明らかである。
を用いた場合、請求項（２）に示した鋳造後の冷却速度
範囲で冷却することにより、硬度、衝撃値が向上してい
ることが分かる。さらに断面大きさ162×162mmの鋳片を
直接棒鋼に圧延したものと、一度120×120mmに分塊圧延
してから棒鋼に圧延した場合を比較すると、前者の工程
をとった場合により高い硬度、靭性が得られ、請求項
（２）に示した方法で製造することにより最終鍛造部品
の性質が向上することが明らかである。
実施例３ 請求項（３）に関する実施例を以下に示す。
前記実施例２、第２表に示した本発明例の鋼を断面大き
さ162×162mmの連続鋳造機にて鋳造して冷却した。鋳造
後1000℃までの冷却速度は平均44℃/min.であった。鋳
片を室温まで冷却した後、1150℃に再加熱して直径70mm
の棒鋼に圧延した棒鋼を鍛造用素材とした。
さ162×162mmの連続鋳造機にて鋳造して冷却した。鋳造
後1000℃までの冷却速度は平均44℃/min.であった。鋳
片を室温まで冷却した後、1150℃に再加熱して直径70mm
の棒鋼に圧延した棒鋼を鍛造用素材とした。
これらの素材棒鋼を1210℃から1300℃の温度に加熱して
自動車用のナックルスピンドルに鍛造後、衝風冷却、保
温材による徐冷等を用いて800−400℃の間を0.05−6.7
℃/min.の冷却速度で冷却を行なった。冷却後、自動車
用ナックルスピンドルより硬さ試験片、衝撃試験片（JI
S ３号）を切出し、衝撃試験を行なった。
自動車用のナックルスピンドルに鍛造後、衝風冷却、保
温材による徐冷等を用いて800−400℃の間を0.05−6.7
℃/min.の冷却速度で冷却を行なった。冷却後、自動車
用ナックルスピンドルより硬さ試験片、衝撃試験片（JI
S ３号）を切出し、衝撃試験を行なった。
硬さと衝撃値に及ぼす冷却速度の影響を第２図に示し
た。第２図においては加熱温度を1200℃の一定とした。
第２図より、800−400℃の間の冷却速度を0.1−5.0℃/s
ec.とすることにより、優れた硬さと衝撃値が得られる
ことが分かる。
た。第２図においては加熱温度を1200℃の一定とした。
第２図より、800−400℃の間の冷却速度を0.1−5.0℃/s
ec.とすることにより、優れた硬さと衝撃値が得られる
ことが分かる。
また硬さと衝撃値に対する鍛造加熱温度の影響を調べる
ため、鍛造加熱温度を変えてナックルスピンドルを鍛造
後、800−400℃の間を1.0℃/min.で冷却し、硬さと衝撃
値を測定した。
ため、鍛造加熱温度を変えてナックルスピンドルを鍛造
後、800−400℃の間を1.0℃/min.で冷却し、硬さと衝撃
値を測定した。
この結果を第３図に示した。同図より鍛造加熱温度を12
70℃以下とすることにより、常温で8kgf・m/cm2以上の
良好な衝撃値となっていることがわかる。
70℃以下とすることにより、常温で8kgf・m/cm2以上の
良好な衝撃値となっていることがわかる。
実施例４ 請求項（４）に関する実施例を以下に示す。
前記第２表に示した本発明の鋼を断面大きさ162×162mm
の連続鋳造機にて鋳造し、凝固点から1000℃までの冷却
速度を平均44℃/min.とした。鋳片を室温まで冷却した
後、1150℃に再加熱して直径70mmの棒鋼に圧延した棒鋼
を鍛造用素材とした。
の連続鋳造機にて鋳造し、凝固点から1000℃までの冷却
速度を平均44℃/min.とした。鋳片を室温まで冷却した
後、1150℃に再加熱して直径70mmの棒鋼に圧延した棒鋼
を鍛造用素材とした。
第４表には素材棒鋼を1230℃に加熱した後、放冷したナ
ックルスピンドル、および含水量１−90g/100mlの泡の
中で冷却を行なったナックルスピンドルの硬さの平均値
と標準偏差σを示した。泡冷却により硬さのばらつきが
小さくなっており、均一な材質が得られている。ただし
0.5g/100mlの泡中の冷却では、冷却速度が遅いため硬さ
が低下している。
ックルスピンドル、および含水量１−90g/100mlの泡の
中で冷却を行なったナックルスピンドルの硬さの平均値
と標準偏差σを示した。泡冷却により硬さのばらつきが
小さくなっており、均一な材質が得られている。ただし
0.5g/100mlの泡中の冷却では、冷却速度が遅いため硬さ
が低下している。
実施例５ 請求項（５）に関する実施例を以下に示す。
前記第２表に示した鋼を断面60×60mmおよび120×120mm
の連続鋳造機にて鋳造した。鋳造後の凝固点から1000℃
までの冷却速度は、60×60mmの鋳造で125℃/min.、120
×120mmの鋳片では82℃/min.であった。
の連続鋳造機にて鋳造した。鋳造後の凝固点から1000℃
までの冷却速度は、60×60mmの鋳造で125℃/min.、120
×120mmの鋳片では82℃/min.であった。
60×60mmの鋳片はそのままで、また120×120mmの鋳片は
1250℃に加熱して直径70mmに圧延、冷却した後それぞれ
1200℃に再加熱し、直径50mm,40mm,30mmの棒鋼に鍛造し
た。60×60mm鋳片から直径50mm,40mm,30mm棒網までの加
工比（断面積の比）はそれぞれ1.4,2.3,4.0であり、120
×120mm鋳片からの合計加工比はそれぞれ5.8,9.0,16.0
である。
1250℃に加熱して直径70mmに圧延、冷却した後それぞれ
1200℃に再加熱し、直径50mm,40mm,30mmの棒鋼に鍛造し
た。60×60mm鋳片から直径50mm,40mm,30mm棒網までの加
工比（断面積の比）はそれぞれ1.4,2.3,4.0であり、120
×120mm鋳片からの合計加工比はそれぞれ5.8,9.0,16.0
である。
これらの棒鋼からJIS ３号Ｕノッチシャルピー衝撃試
験片を切出し、衝撃値および棒鋼長手方向と垂直な断面
内のビッカース硬さ（測定荷重10kg）を測定した。（第
５表） 60×60mmの鋳片を直接鍛造した棒鋼は一般に高靭性であ
るが、特に加工比が２以上の場合靭性が良好であり、従
来の調質鋼の衝撃値8kgf・m/cm2以上を得ることがわか
る。120×120mm鋳片を一度分塊圧延して鍛造した棒鋼の
場合、加工比は大きいが衝撃値は8kgf・m/cm2に満たな
い。
験片を切出し、衝撃値および棒鋼長手方向と垂直な断面
内のビッカース硬さ（測定荷重10kg）を測定した。（第
５表） 60×60mmの鋳片を直接鍛造した棒鋼は一般に高靭性であ
るが、特に加工比が２以上の場合靭性が良好であり、従
来の調質鋼の衝撃値8kgf・m/cm2以上を得ることがわか
る。120×120mm鋳片を一度分塊圧延して鍛造した棒鋼の
場合、加工比は大きいが衝撃値は8kgf・m/cm2に満たな
い。
［発明の効果］ 以上示したように、本発明の高靭性熱鍛非調質鋼、本発
明の製造方法による棒鋼は、熱間鍛造ままで優れた衝撃
特性を有し、熱間鍛造用非調質鋼として非常に有用であ
る。
明の製造方法による棒鋼は、熱間鍛造ままで優れた衝撃
特性を有し、熱間鍛造用非調質鋼として非常に有用であ
る。
また本発明の高靭性非調質部品の製造方法は、鍛造まま
で高い衝撃値と均一な硬さを有する部品を製造するため
に有効な方法である。
で高い衝撃値と均一な硬さを有する部品を製造するため
に有効な方法である。
【図面の簡単な説明】 第１図は試験用素材棒鋼の製造工程図、第２図は実施例
２においてナックルスピンドルを1200℃に加熱、鍛造し
た後種々の冷却速度で冷却した場合のビッカース硬さ
（Hv）と＋20℃における衝撃値（JIS ３号衝撃試験
片）の変化を示した図、第３図は実施例２においてナッ
クルスピンドルを種々の温度に加熱し鍛造、放冷した場
合のビッカース硬さ（Hv）と＋20℃における衝撃値（JI
S ３号衝撃試験片）の変化を示した図である。
２においてナックルスピンドルを1200℃に加熱、鍛造し
た後種々の冷却速度で冷却した場合のビッカース硬さ
（Hv）と＋20℃における衝撃値（JIS ３号衝撃試験
片）の変化を示した図、第３図は実施例２においてナッ
クルスピンドルを種々の温度に加熱し鍛造、放冷した場
合のビッカース硬さ（Hv）と＋20℃における衝撃値（JI
S ３号衝撃試験片）の変化を示した図である。
Claims (5)
- 【請求項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:0.03−0.20,Ti:0.005−0.070, Al:0.005未満,O:0.0010−0.0100, N:0.005−0.020, を含み、残部がFeと不可避不純物からなることを特徴と
する高靭性熱間鍛造用非調質鋼。 - 【請求項２】連続鋳造により鋳造する際、凝固点から10
00℃の温度範囲を20℃/min.以上の冷却速度となるよう
な条件で鋳片に鋳造し、その後分塊圧延を行なうことな
く直ちに棒鋼に圧延した請求項（１）記載の成分を有す
る高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法。 - 【請求項３】請求項（２）に記載の製造方法で製造した
棒鋼を1270℃以下の温度に加熱し、機械部品に鋳造した
後800℃から400℃の温度範囲を平均0.1−5.0℃/sec.の
速度範囲で冷却することを特徴とする高靭性熱間鍛造非
調質鋼部品の製造方法。 - 【請求項４】請求項（１）に記載の鋼を1270℃以下の温
度に加熱して熱間鍛造で成形した後、水に発泡剤を添加
して得られる含水量１−90g/100mlの泡の中で冷却し、
フェライトパーライト組織を有することを特徴とする高
靭性熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法。 - 【請求項５】連続鋳造により鋳造する際、凝固点から10
00℃の温度範囲を20℃/min.以上の冷却速度となるよう
な条件で鋳片に鋳造し、その後1250℃以下の温度に加熱
し、加工比２以上で機械部品に成形することを特徴とす
る請求項（１）記載の成分を有する高靭性熱間鍛造非調
質鋼部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1323415A JPH0762204B2 (ja) | 1989-12-13 | 1989-12-13 | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1323415A JPH0762204B2 (ja) | 1989-12-13 | 1989-12-13 | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03183739A JPH03183739A (ja) | 1991-08-09 |
| JPH0762204B2 true JPH0762204B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=18154443
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1323415A Expired - Lifetime JPH0762204B2 (ja) | 1989-12-13 | 1989-12-13 | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762204B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| KR20020053670A (ko) * | 2000-12-27 | 2002-07-05 | 이계안 | 자동차 너클용 합금강 및 그의 제조방법 |
| JP3893889B2 (ja) * | 2001-03-21 | 2007-03-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼 |
| JP5801529B2 (ja) * | 2009-05-19 | 2015-10-28 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力による変形量の小さい熱間鍛造用非調質鋼およびその部品の製造方法 |
| CN107747059A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-03-02 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Ti、Cr微合金建筑钢盘条及其生产方法 |
| CN110144525B (zh) * | 2019-06-04 | 2021-04-09 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 520MPa级光伏支架用低合金热轧薄钢带及其CSP工艺生产方法 |
| WO2021172604A1 (ko) * | 2020-02-24 | 2021-09-02 | 주식회사 포스코 | 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 |
| CN114293093B (zh) * | 2021-11-17 | 2022-12-23 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种600MPa级钒钛微合金化热轧钢筋及其生产方法 |
| CN115679089B (zh) * | 2022-10-27 | 2024-09-06 | 北京科技大学 | 调控前轴用低碳贝氏体非调质钢显微组织的控锻控冷工艺 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0643605B2 (ja) * | 1986-03-10 | 1994-06-08 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
| JPH0229725B2 (ja) * | 1986-04-28 | 1990-07-02 | Nippon Steel Corp | Kojinseinetsukantanzoyohichoshitsubokonoseizohoho |
-
1989
- 1989-12-13 JP JP1323415A patent/JPH0762204B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03183739A (ja) | 1991-08-09 |
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