JPH0892687A - 熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 - Google Patents
熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼とその製造方法Info
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- JPH0892687A JPH0892687A JP22832594A JP22832594A JPH0892687A JP H0892687 A JPH0892687 A JP H0892687A JP 22832594 A JP22832594 A JP 22832594A JP 22832594 A JP22832594 A JP 22832594A JP H0892687 A JPH0892687 A JP H0892687A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｓｉ：２％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｎ：
０．０２％以下、Ｏ：０．０１０％以下及び不可避的不
純物元素を含む鋼において、更にＣ：０．１０〜０．６
％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５
％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０６０％以
下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、
平均粒径が０．１〜５μｍである介在物を１×１０2 〜
１×１０6 個／ｍｍ2 含有し、上記介在物がＴｉ酸・窒
化物とＭｎＳを主体とする複合化合物である熱間鍛造用
非調質鋼を開示する。また、上記熱間鍛造用非調質鋼を
製造するにあたっては、上記成分組成を有する溶鋼を鋳
造するに際して１５００〜９００℃の温度範囲を１℃／
分以上の冷却速度で冷却した鋼材に、熱間鍛造を施し、
次いで空冷すればよい。 【効果】 引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高強度
であり、しかも靭性に優れた熱間鍛造用非調質鋼とその
製造方法が提供できることとなった。
０．０２％以下、Ｏ：０．０１０％以下及び不可避的不
純物元素を含む鋼において、更にＣ：０．１０〜０．６
％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５
％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０６０％以
下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、
平均粒径が０．１〜５μｍである介在物を１×１０2 〜
１×１０6 個／ｍｍ2 含有し、上記介在物がＴｉ酸・窒
化物とＭｎＳを主体とする複合化合物である熱間鍛造用
非調質鋼を開示する。また、上記熱間鍛造用非調質鋼を
製造するにあたっては、上記成分組成を有する溶鋼を鋳
造するに際して１５００〜９００℃の温度範囲を１℃／
分以上の冷却速度で冷却した鋼材に、熱間鍛造を施し、
次いで空冷すればよい。 【効果】 引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高強度
であり、しかも靭性に優れた熱間鍛造用非調質鋼とその
製造方法が提供できることとなった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱間鍛造後に焼入れ・
焼戻し等の熱処理を行わなくとも、熱間鍛造ままで自動
車や建設機械等の部品として用いることができる熱間鍛
造用高強度高靭性非調質鋼及びその製造方法に関するも
のである。
焼戻し等の熱処理を行わなくとも、熱間鍛造ままで自動
車や建設機械等の部品として用いることができる熱間鍛
造用高強度高靭性非調質鋼及びその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】自動車や建設機械等に用いられている構
造用部品は、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を素
材とし、必要な強度・靭性を付与する目的で熱間鍛造
後、焼き入れ・焼戻し処理を施すのが一般的である。
造用部品は、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を素
材とし、必要な強度・靭性を付与する目的で熱間鍛造
後、焼き入れ・焼戻し処理を施すのが一般的である。
【０００３】但し、近年では上記の様な調質処理に要す
るエネルギーを節約することや仕掛かり品の削減を目的
として、ＪＩＳ Ｇ ４０５１に規定された機械構造用
炭素鋼やＪＩＳ Ｇ ４１０６に規定された機械構造用
マンガン鋼に、ＶやＮｂ等の析出硬化型元素を添加した
非調質鋼が開発されており、自動車のエンジン部品や足
回り部品及び建設機械部品などに用いられている。上記
非調質鋼は、熱間鍛造後冷却してフェライト・パーライ
ト組織を形成すると共に、ＶやＮｂ等の炭化物や窒化物
を析出させることによって硬化させ、強度の向上を図る
ものである。しかしながら、上記非調質鋼は組織の粗い
オーステナイトから変態したフェライト・パーライト組
織を主体とすることから、引張強さや硬さは従来の調質
鋼と同程度であっても、靭性に劣るという問題点があっ
た。
るエネルギーを節約することや仕掛かり品の削減を目的
として、ＪＩＳ Ｇ ４０５１に規定された機械構造用
炭素鋼やＪＩＳ Ｇ ４１０６に規定された機械構造用
マンガン鋼に、ＶやＮｂ等の析出硬化型元素を添加した
非調質鋼が開発されており、自動車のエンジン部品や足
回り部品及び建設機械部品などに用いられている。上記
非調質鋼は、熱間鍛造後冷却してフェライト・パーライ
ト組織を形成すると共に、ＶやＮｂ等の炭化物や窒化物
を析出させることによって硬化させ、強度の向上を図る
ものである。しかしながら、上記非調質鋼は組織の粗い
オーステナイトから変態したフェライト・パーライト組
織を主体とすることから、引張強さや硬さは従来の調質
鋼と同程度であっても、靭性に劣るという問題点があっ
た。
【０００４】そこで例えば特開昭６２−７４０５５号公
報には、組織が粗いフェライト・パーライト組織であっ
ても従来の調質鋼と同等の強度と靭性を有する非調質鋼
が開示されており、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖなどの含有量を特定
した鋼を熱間鍛造後放冷することによって、引張強さが
８０ｋｇｆ／ｍｍ2 級であると共に、室温における２ｍ
ｍＶノッチのシャルピー衝撃値が６ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2
以上である非調質鋼を得られることが知られている。
報には、組織が粗いフェライト・パーライト組織であっ
ても従来の調質鋼と同等の強度と靭性を有する非調質鋼
が開示されており、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖなどの含有量を特定
した鋼を熱間鍛造後放冷することによって、引張強さが
８０ｋｇｆ／ｍｍ2 級であると共に、室温における２ｍ
ｍＶノッチのシャルピー衝撃値が６ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2
以上である非調質鋼を得られることが知られている。
【０００５】また特開昭６３−３１２９４９号公報に
は、引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である高強度高
靭性非調質鋼が提案されている。しかしながら、該非調
質鋼はベイナイト・マルテンサイトを主体とするもので
あり、熱間鍛造後に水冷処理が施されるため、急速な温
度変化により歪や焼割れが生じるなど改善の余地を残し
ている。
は、引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である高強度高
靭性非調質鋼が提案されている。しかしながら、該非調
質鋼はベイナイト・マルテンサイトを主体とするもので
あり、熱間鍛造後に水冷処理が施されるため、急速な温
度変化により歪や焼割れが生じるなど改善の余地を残し
ている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記事情に
着目してなされたものであって、従来の熱間鍛造用非調
質鋼の欠点である靭性劣化の問題を解決し、熱間鍛造後
に水冷処理することなく空冷することによって、引張強
さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高強度を達成すると共
に、上記シャルピー衝撃値が６ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2 以上
の優れた靭性を有する熱間鍛造用非調質鋼を提供するも
のである。
着目してなされたものであって、従来の熱間鍛造用非調
質鋼の欠点である靭性劣化の問題を解決し、熱間鍛造後
に水冷処理することなく空冷することによって、引張強
さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高強度を達成すると共
に、上記シャルピー衝撃値が６ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ2 以上
の優れた靭性を有する熱間鍛造用非調質鋼を提供するも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決した本
発明の熱間鍛造用非調質鋼とは、Ｓｉ：２％以下（０％
を含まない）、Ｓ ：０．１０％以下（０％を含まな
い）、Ｎ ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｏ
：０．０１０％以下（０％を含まない）及び不可避的
不純物元素を含む鋼において、更にＣ ：０．１０〜
０．６％、Ｍｎ：０．３ 〜２．５％、Ｃｒ：０．０５
〜２．５％、Ｖ ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０
６０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％を含有すると共に、平均粒径が０．１〜５μ
ｍである介在物を１×１０2 〜１×１０6 個／ｍｍ2含
有し、上記介在物がＴｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、及び該Ｔ
ｉ酸・窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物であるこ
とを要旨とするものである。
発明の熱間鍛造用非調質鋼とは、Ｓｉ：２％以下（０％
を含まない）、Ｓ ：０．１０％以下（０％を含まな
い）、Ｎ ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｏ
：０．０１０％以下（０％を含まない）及び不可避的
不純物元素を含む鋼において、更にＣ ：０．１０〜
０．６％、Ｍｎ：０．３ 〜２．５％、Ｃｒ：０．０５
〜２．５％、Ｖ ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０
６０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％を含有すると共に、平均粒径が０．１〜５μ
ｍである介在物を１×１０2 〜１×１０6 個／ｍｍ2含
有し、上記介在物がＴｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、及び該Ｔ
ｉ酸・窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物であるこ
とを要旨とするものである。
【０００８】尚、上記熱間鍛造用非調質鋼にＰｂ：０．
３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１％以下
（０％を含まない）、Ｔｅ：０．３％以下（０％を含ま
ない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）のうち
１種以上を含有させれば、被削性を向上させることがで
きる。
３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１％以下
（０％を含まない）、Ｔｅ：０．３％以下（０％を含ま
ない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）のうち
１種以上を含有させれば、被削性を向上させることがで
きる。
【０００９】更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まな
い）、Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｙ ：
０．１％以下（０％を含まない）、希土類元素：０．１
％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．１％以下（０％
を含まない）の１種以上を含有させることによって、靭
性を向上させることが可能である。尚、上記希土類元素
とは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ等に代表されるランタノ
イド元素及びアクチノイド元素である。
い）、Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｙ ：
０．１％以下（０％を含まない）、希土類元素：０．１
％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．１％以下（０％
を含まない）の１種以上を含有させることによって、靭
性を向上させることが可能である。尚、上記希土類元素
とは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ等に代表されるランタノ
イド元素及びアクチノイド元素である。
【００１０】また、上記熱間鍛造用非調質鋼を製造する
にあたっては、上記成分組成を有する溶鋼を鋳造するに
際して１５００〜９００℃の温度範囲を１℃／分以上の
冷却速度で冷却した鋼材に、熱間鍛造を施し、次いで空
冷すればよい。
にあたっては、上記成分組成を有する溶鋼を鋳造するに
際して１５００〜９００℃の温度範囲を１℃／分以上の
冷却速度で冷却した鋼材に、熱間鍛造を施し、次いで空
冷すればよい。
【００１１】
【作用】熱間鍛造ままで高強度・高靭性を有する鋼部品
を得るには、熱間鍛造時の高温加熱に際してオーステナ
イト組織を微細化し、この組織から冷却を開始すること
により、冷却過程で生成される組織を微細化することが
効果的である。オーステナイト組織の微細化には高温で
安定な晶・析出物であるＭｎＳが有効であり、しかもＭ
ｎＳは冷却過程で生成されるフェライト・パーライト組
織のパーライト粒を微細化して非調質鋼の靭性向上に効
果を発揮すること（日本鉄鋼協会、第１１４回講演大会
概要集１９８７−Ｓ１２１７、講演論文集『材料とプロ
セス』Ｖｏ１．５ Ｎｏ．３ １９９２ Ｐ７８１〜７
８４）が知られている。
を得るには、熱間鍛造時の高温加熱に際してオーステナ
イト組織を微細化し、この組織から冷却を開始すること
により、冷却過程で生成される組織を微細化することが
効果的である。オーステナイト組織の微細化には高温で
安定な晶・析出物であるＭｎＳが有効であり、しかもＭ
ｎＳは冷却過程で生成されるフェライト・パーライト組
織のパーライト粒を微細化して非調質鋼の靭性向上に効
果を発揮すること（日本鉄鋼協会、第１１４回講演大会
概要集１９８７−Ｓ１２１７、講演論文集『材料とプロ
セス』Ｖｏ１．５ Ｎｏ．３ １９９２ Ｐ７８１〜７
８４）が知られている。
【００１２】本発明者らは、非調質鋼の組織と機械的特
性の関係について研究を重ねた結果、オーステナイト組
織を微細化し、しかもパーライト粒を微細化する効果を
有するのはＭｎＳのみならず、その他の特定の化合物も
ＭｎＳと同様の効果を有しており、上記化合物の粒径及
び含有量を制御することによって９０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の高強度を有し、しかも靭性に優れる非調質鋼が得ら
れることを見出した。
性の関係について研究を重ねた結果、オーステナイト組
織を微細化し、しかもパーライト粒を微細化する効果を
有するのはＭｎＳのみならず、その他の特定の化合物も
ＭｎＳと同様の効果を有しており、上記化合物の粒径及
び含有量を制御することによって９０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の高強度を有し、しかも靭性に優れる非調質鋼が得ら
れることを見出した。
【００１３】尚、ＭｎＳと同様の効果を有する化合物と
は、Ｔｉ2 Ｏ3 やＴｉＮに代表されるＴｉ酸・窒化物で
あり、該Ｔｉ酸・窒化物とＭｎＳの複合化合物であって
もよく、またＺｒＮも同様の効果を発揮することが分か
っている。更に、Ｈｆ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，
Ｍｇなどの元素を添加した場合、ＨｆＯ2 ，Ｙ2 Ｏ3，
Ｌａ2 Ｏ3 ，ＣｅＯ2 ，Ｐｒ2 Ｏ3 ，Ｎｄ2 Ｏ3 ，Ｍｇ
Ｏなどの酸化物を生成してＭｎＳとの複合酸化物を生成
する。従って、本発明ではＴｉ酸・窒化物とＭｎＳを主
体とする複合化合物であれば上記酸化物を含有するもの
であってもよく、以下の説明では上記の複合化合物を総
称して、本発明に係る介在物という。
は、Ｔｉ2 Ｏ3 やＴｉＮに代表されるＴｉ酸・窒化物で
あり、該Ｔｉ酸・窒化物とＭｎＳの複合化合物であって
もよく、またＺｒＮも同様の効果を発揮することが分か
っている。更に、Ｈｆ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，
Ｍｇなどの元素を添加した場合、ＨｆＯ2 ，Ｙ2 Ｏ3，
Ｌａ2 Ｏ3 ，ＣｅＯ2 ，Ｐｒ2 Ｏ3 ，Ｎｄ2 Ｏ3 ，Ｍｇ
Ｏなどの酸化物を生成してＭｎＳとの複合酸化物を生成
する。従って、本発明ではＴｉ酸・窒化物とＭｎＳを主
体とする複合化合物であれば上記酸化物を含有するもの
であってもよく、以下の説明では上記の複合化合物を総
称して、本発明に係る介在物という。
【００１４】本発明に係る介在物は、熱間鍛造の加熱高
温状態でも安定であり、オーステナイト組織を微細化す
ると共に、鍛造終了後の冷却過程で生成するフェライト
・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイ
ナイト組織の粒内フェライトの生成核になり、パーライ
ト粒を微細にして靭性を向上させる。
温状態でも安定であり、オーステナイト組織を微細化す
ると共に、鍛造終了後の冷却過程で生成するフェライト
・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイ
ナイト組織の粒内フェライトの生成核になり、パーライ
ト粒を微細にして靭性を向上させる。
【００１５】但し、本発明に係る介在物が靭性改善効果
を発揮するには、平均粒径と含有量を制御する必要があ
り、平均粒径が０．１〜５μｍの介在物を１×１０2 〜
１×１０6 個／ｍｍ2 含有した場合に限って、靭性改善
効果があらわれる。
を発揮するには、平均粒径と含有量を制御する必要があ
り、平均粒径が０．１〜５μｍの介在物を１×１０2 〜
１×１０6 個／ｍｍ2 含有した場合に限って、靭性改善
効果があらわれる。
【００１６】まず、本発明の非調質鋼において組成範囲
を限定した理由を以下に述べる。Ｓｉ：２％以下（０％を含まない） Ｓｉは、溶製時の脱酸に必要な元素であると共に、強度
の向上に有効でありマトリックス中に固溶して、耐力及
び疲労強度の向上に寄与する。但し、多過ぎると被削性
が大幅に低下するので、２％を上限とした。尚、好まし
い下限値は０．０５％であると好ましく、０．１０％以
上であればより望ましい。また好ましい上限値は１．５
０％であり、１．００％以下であればより望ましい。
を限定した理由を以下に述べる。Ｓｉ：２％以下（０％を含まない） Ｓｉは、溶製時の脱酸に必要な元素であると共に、強度
の向上に有効でありマトリックス中に固溶して、耐力及
び疲労強度の向上に寄与する。但し、多過ぎると被削性
が大幅に低下するので、２％を上限とした。尚、好まし
い下限値は０．０５％であると好ましく、０．１０％以
上であればより望ましい。また好ましい上限値は１．５
０％であり、１．００％以下であればより望ましい。
【００１７】Ｓ：０．１％以下（０％を含まない） Ｓは切削性の向上に有効な元素であると共に、ＭｎＳを
形成することにより、鍛造後の冷却過程でフェライトの
核生成を促進して組織を微細にし、縦目の靭性向上に寄
与する。但し、多過ぎると縦目の靭性が極度に低くなる
と共に、疲労強度も低下するので０．１０％を上限とし
た。尚、好ましい下限値は０．０１％であり、０．０２
％以上であればより望ましい。また好ましい上限値は
０．０７％である。
形成することにより、鍛造後の冷却過程でフェライトの
核生成を促進して組織を微細にし、縦目の靭性向上に寄
与する。但し、多過ぎると縦目の靭性が極度に低くなる
と共に、疲労強度も低下するので０．１０％を上限とし
た。尚、好ましい下限値は０．０１％であり、０．０２
％以上であればより望ましい。また好ましい上限値は
０．０７％である。
【００１８】Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない） Ｎは、窒化物形成元素と結合析出してオーステナイト結
晶粒を微細化するのに有効な元素である。但し、０．０
２％を超えて添加しても効果が飽和するので０．０２％
を上限とした。尚、好ましい下限値は０．００５％であ
り、０．００７％以上であればより望ましい。また好ま
しい上限値は０．０１５％であり、０．０１３％以下で
あればより望ましい。
晶粒を微細化するのに有効な元素である。但し、０．０
２％を超えて添加しても効果が飽和するので０．０２％
を上限とした。尚、好ましい下限値は０．００５％であ
り、０．００７％以上であればより望ましい。また好ま
しい上限値は０．０１５％であり、０．０１３％以下で
あればより望ましい。
【００１９】Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない） Ｏは微細な酸化物を生成させるために必要な元素である
が、０．０１０％を超えて添加すると粗大なＡｌ2 Ｏ3
を多量に生成させて、切削性が低下するので０．０１０
％を上限とした。尚、好ましい下限値は０．００１％で
あり、０．００２％以上であればより望ましい。また好
ましい上限値は０．００７％であり、０．００５％以下
であればより望ましい。
が、０．０１０％を超えて添加すると粗大なＡｌ2 Ｏ3
を多量に生成させて、切削性が低下するので０．０１０
％を上限とした。尚、好ましい下限値は０．００１％で
あり、０．００２％以上であればより望ましい。また好
ましい上限値は０．００７％であり、０．００５％以下
であればより望ましい。
【００２０】Ｃ：０．１０〜０．６％ フェライト・パーライト組織のパーライト量を増大さ
せ、鍛鋼品の強度を高めると共に、Ｖと結合して炭化物
を形成することにより、析出強化作用を発揮させる元素
であることから、Ｃは０．１０％以上を含有させること
が必要である。但し、多過ぎると靭性が低下すると共に
被削性が大幅に低下するので０．６％を上限とした。
尚、好ましい下限値は０．１５％であり、０．２０％以
上であればより望ましい。また好ましい上限値は０．５
０％であり、０．４５％以下であればより望ましい。
せ、鍛鋼品の強度を高めると共に、Ｖと結合して炭化物
を形成することにより、析出強化作用を発揮させる元素
であることから、Ｃは０．１０％以上を含有させること
が必要である。但し、多過ぎると靭性が低下すると共に
被削性が大幅に低下するので０．６％を上限とした。
尚、好ましい下限値は０．１５％であり、０．２０％以
上であればより望ましい。また好ましい上限値は０．５
０％であり、０．４５％以下であればより望ましい。
【００２１】Ｍｎ：０．３〜２．５％ Ｍｎは、Ｓｉと同様、溶製時の脱酸に有効であり、また
強度を増大させる元素である。従ってＣ量を上記の範囲
として引張強さ９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高強度な非調
質鋼を得るには、Ｍｎは少なくとも０．３％以上添加す
る必要がある。但し多過ぎると、靭性及び被削性が低下
するので、２．５％を上限とした。尚、好ましい下限値
は０．５％であり、０．７％以上であればより望まし
い。また好ましい上限値は２．０％であり、１．６％以
下であればより望ましい。
強度を増大させる元素である。従ってＣ量を上記の範囲
として引張強さ９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高強度な非調
質鋼を得るには、Ｍｎは少なくとも０．３％以上添加す
る必要がある。但し多過ぎると、靭性及び被削性が低下
するので、２．５％を上限とした。尚、好ましい下限値
は０．５％であり、０．７％以上であればより望まし
い。また好ましい上限値は２．０％であり、１．６％以
下であればより望ましい。
【００２２】Ｃｒ：０．０５〜２．５％ Ｃｒは、Ｍｎと同様、高強度を確保するのに必須の元素
である。従って０．０５％以上添加する必要があるが、
２．５％以上添加しても強度向上効果が飽和するので
２．５％を上限とした。尚、好ましい下限値は０．１０
％であり、０．２０％以上であればより望ましい。また
好ましい上限値は２．０％であり、１．５％以下であれ
ばより望ましい。
である。従って０．０５％以上添加する必要があるが、
２．５％以上添加しても強度向上効果が飽和するので
２．５％を上限とした。尚、好ましい下限値は０．１０
％であり、０．２０％以上であればより望ましい。また
好ましい上限値は２．０％であり、１．５％以下であれ
ばより望ましい。
【００２３】Ｖ：０．０３〜０．５％ Ｖは、炭化物または窒化物を形成してオーステナイト結
晶粒を微細化するのに有効な元素であり、しかも強度の
向上に効果を発揮する。従って０．０３％以上添加する
必要があるが、０．５％以上を超えて添加しても上記の
効果が飽和するので０．５％を上限とした。尚、好まし
い下限値は０．０５％であり、０．１０％以上であれば
より望ましい。また好ましい上限値は０．４％であり、
０．３５％以下であればより望ましい。
晶粒を微細化するのに有効な元素であり、しかも強度の
向上に効果を発揮する。従って０．０３％以上添加する
必要があるが、０．５％以上を超えて添加しても上記の
効果が飽和するので０．５％を上限とした。尚、好まし
い下限値は０．０５％であり、０．１０％以上であれば
より望ましい。また好ましい上限値は０．４％であり、
０．３５％以下であればより望ましい。
【００２４】Ａｌ：０．０６０％以下（０％を含まない） Ａｌは、溶製時の脱酸に有効な元素であるが、０．０６
０％以上添加すると鋼中で粗大なＡｌ2 Ｏ3 を生成し、
靭性が低下すると共に切削性にも悪影響を及ぼすため、
０．０６０％を上限とした。尚、酸化物を主体とする介
在物によって組織の微細化を図る場合には、極力Ａｌを
低減することが好ましく、０．０２０％以下であること
が望ましい。
０％以上添加すると鋼中で粗大なＡｌ2 Ｏ3 を生成し、
靭性が低下すると共に切削性にも悪影響を及ぼすため、
０．０６０％を上限とした。尚、酸化物を主体とする介
在物によって組織の微細化を図る場合には、極力Ａｌを
低減することが好ましく、０．０２０％以下であること
が望ましい。
【００２５】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｔｉは本発明において特に重要な元素であり、加熱時の
オーステナイト結晶粒の成長を抑制すると共に、鋼中に
微細な酸・窒化物として析出分散すると、オーステナイ
ト組織の粗大化防止に効果を発揮する。このためには、
０．００５％以上添加する必要があるが、０．０３％を
超えて添加しても効果が飽和するので０．０３０％を上
限とした。尚、酸・窒化物のサイズ及び個数から、好ま
しい下限値は０．０１０％であり、一方好ましい上限値
は０．０２０％である。
オーステナイト結晶粒の成長を抑制すると共に、鋼中に
微細な酸・窒化物として析出分散すると、オーステナイ
ト組織の粗大化防止に効果を発揮する。このためには、
０．００５％以上添加する必要があるが、０．０３％を
超えて添加しても効果が飽和するので０．０３０％を上
限とした。尚、酸・窒化物のサイズ及び個数から、好ま
しい下限値は０．０１０％であり、一方好ましい上限値
は０．０２０％である。
【００２６】Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない） Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない） Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない） Ｂｉ：０．３％（０％を含まない） Ｐｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｂｉはいずれも被削性の向上に有効
な元素であり、その効果を発揮させるには、Ｐｂの場合
０．００５％以上、Ｃａ，Ｔｅ，Ｂｉの場合は０．００
１％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると
靭性を低下させるのでＰｂ，Ｔｅ，Ｂｉについては０．
３０％、Ｃａについては０．０１０％を上限とすること
が好ましい。
な元素であり、その効果を発揮させるには、Ｐｂの場合
０．００５％以上、Ｃａ，Ｔｅ，Ｂｉの場合は０．００
１％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると
靭性を低下させるのでＰｂ，Ｔｅ，Ｂｉについては０．
３０％、Ｃａについては０．０１０％を上限とすること
が好ましい。
【００２７】Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない） Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない） Ｙ ：０．１％以下（０％を含まない） 希土類元素：０．１％以下（０％を含まない） Ｍｇ：０．１％以下（０％を含まない） Ｚｒ，Ｈｆ，Ｙ，希土類元素，Ｍｇは、Ｔｉと同様に加
熱時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素であ
り、組織を微細化して、靭性を大幅に改善する元素であ
るので、０．００１％以上添加することが望ましい。但
し、０．１％を超えて添加しても効果が飽和するので、
０．１％を上限とした。尚、特にＺｒはＺｒＮを形成し
て靭性改善に極めて有効である。
熱時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素であ
り、組織を微細化して、靭性を大幅に改善する元素であ
るので、０．００１％以上添加することが望ましい。但
し、０．１％を超えて添加しても効果が飽和するので、
０．１％を上限とした。尚、特にＺｒはＺｒＮを形成し
て靭性改善に極めて有効である。
【００２８】次に、本発明に係る介在物の平均粒径及び
含有量について述べる。本発明に係る介在物は、鍛造時
の加熱によってオーステナイト組織を微細化すると共
に、鍛造終了後の空冷によりフェライト・パーライト組
織が生成する過程において本発明に係る介在物が粒内フ
ェライトの生成核になりパーライト粒を微細にし、靭性
を向上させる。このためには本発明に係る介在物は平均
粒径が０．１μｍ以上であることが必要であり、５μｍ
を超えた介在物では効果がないので、本発明に係る介在
物の平均粒径は０．１〜５μｍとした。尚、好ましい平
均粒径の範囲は、１〜３μｍである。
含有量について述べる。本発明に係る介在物は、鍛造時
の加熱によってオーステナイト組織を微細化すると共
に、鍛造終了後の空冷によりフェライト・パーライト組
織が生成する過程において本発明に係る介在物が粒内フ
ェライトの生成核になりパーライト粒を微細にし、靭性
を向上させる。このためには本発明に係る介在物は平均
粒径が０．１μｍ以上であることが必要であり、５μｍ
を超えた介在物では効果がないので、本発明に係る介在
物の平均粒径は０．１〜５μｍとした。尚、好ましい平
均粒径の範囲は、１〜３μｍである。
【００２９】また本発明に係る介在物の含有量は、上記
平均粒径を有する介在物が１×１０ 2 個／ｍｍ2 以上存
在すると微細化効果が認められる。但し、１×１０6 個
／ｍｍ2 を超えてもその効果が飽和するため、１×１０
2 〜１×１０6 個／ｍｍ2 とした。好ましい含有量の範
囲は１×１０3 〜１×１０5 個／ｍｍ2 である。
平均粒径を有する介在物が１×１０ 2 個／ｍｍ2 以上存
在すると微細化効果が認められる。但し、１×１０6 個
／ｍｍ2 を超えてもその効果が飽和するため、１×１０
2 〜１×１０6 個／ｍｍ2 とした。好ましい含有量の範
囲は１×１０3 〜１×１０5 個／ｍｍ2 である。
【００３０】尚、本発明に係る介在物の平均粒径及び含
有量を制御するには、本発明の成分組成を満足する溶鋼
を鋳造する際の１５００〜９００℃の温度範囲の冷却速
度を１℃／分以上にすることが推奨される。上記冷却速
度が１℃／分未満であると、酸化物や窒化物が凝集粗大
化して、本発明に係る介在物に相当する微細な介在物の
数が減少し、組織の微細化効果が消失してしまいやす
く、靭性が急激に劣化することがある。１５００〜９０
０℃の温度範囲を１℃／分以上で冷却する方法として
は、鋳片サイズを４５０角以下として連続鋳造する方法
が例示できる。尚、本発明に係る介在物の平均粒径及び
含有量の点からより好ましい上記冷却速度は２０℃／分
以上である。
有量を制御するには、本発明の成分組成を満足する溶鋼
を鋳造する際の１５００〜９００℃の温度範囲の冷却速
度を１℃／分以上にすることが推奨される。上記冷却速
度が１℃／分未満であると、酸化物や窒化物が凝集粗大
化して、本発明に係る介在物に相当する微細な介在物の
数が減少し、組織の微細化効果が消失してしまいやす
く、靭性が急激に劣化することがある。１５００〜９０
０℃の温度範囲を１℃／分以上で冷却する方法として
は、鋳片サイズを４５０角以下として連続鋳造する方法
が例示できる。尚、本発明に係る介在物の平均粒径及び
含有量の点からより好ましい上記冷却速度は２０℃／分
以上である。
【００３１】
【実施例】実施例１ 表１に示した化学組成の鋼を１５０Ｋｇ高周波炉で溶製
した後、１５００〜９００℃の温度範囲における冷却速
度を、種々の方法（気水噴霧や鋳型形状変更、または鋳
型保温等）で変化させてＮｏ．１〜６の鋼塊を鋳造し
た。上記鋼塊を１２５０℃に加熱し、鍛造終了温度１１
５０℃でφ５０ｍｍの丸棒に鍛伸した。該丸棒を７５ｍ
ｍの長さに切断後、表２に示す加熱温度及び終了温度で
φ２５ｍｍまで熱間鍛造した後、空冷した。そして切削
加工により引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片を採取
し、室温にて各々試験を行った。試験結果を表２に併記
する。尚、本発明に係る介在物の含有量の測定は、５０
００倍の電子顕微鏡写真を２０視野撮影した後、画像解
析装置を用いて粒子面積を測定し、等価直径に換算して
平均粒子径と析出個数を算出することにより行った。
した後、１５００〜９００℃の温度範囲における冷却速
度を、種々の方法（気水噴霧や鋳型形状変更、または鋳
型保温等）で変化させてＮｏ．１〜６の鋼塊を鋳造し
た。上記鋼塊を１２５０℃に加熱し、鍛造終了温度１１
５０℃でφ５０ｍｍの丸棒に鍛伸した。該丸棒を７５ｍ
ｍの長さに切断後、表２に示す加熱温度及び終了温度で
φ２５ｍｍまで熱間鍛造した後、空冷した。そして切削
加工により引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片を採取
し、室温にて各々試験を行った。試験結果を表２に併記
する。尚、本発明に係る介在物の含有量の測定は、５０
００倍の電子顕微鏡写真を２０視野撮影した後、画像解
析装置を用いて粒子面積を測定し、等価直径に換算して
平均粒子径と析出個数を算出することにより行った。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】表２から明らかなように、本発明鋼及び本
発明法を用いて熱間鍛造後、空冷処理を行ったものは、
引張強さ、衝撃値とも高い。また、比較法の鋼塊の冷却
条件が本発明法の範囲外のものは本発明に係る介在物の
含有量も少なく、衝撃値が低下している。
発明法を用いて熱間鍛造後、空冷処理を行ったものは、
引張強さ、衝撃値とも高い。また、比較法の鋼塊の冷却
条件が本発明法の範囲外のものは本発明に係る介在物の
含有量も少なく、衝撃値が低下している。
【００３５】実施例２ 表３に化学組成を示した鋼Ｎｏ．１〜２４を１５０Ｋｇ
高周波炉で溶製して鋼塊を鋳造した。尚、鋳造時の１５
００〜９００℃の温度範囲における冷却速度は２０．５
℃／分であった。この鋼塊を１２５０℃に加熱し、鍛造
終了温度１１５０℃でφ５０ｍｍの丸棒に鍛伸した。そ
して７５ｍｍの長さに切断後、１２５０℃に加熱し、仕
上がり温度１１５０℃でφ２５ｍｍまで熱間鍛造した
後、空冷した。
高周波炉で溶製して鋼塊を鋳造した。尚、鋳造時の１５
００〜９００℃の温度範囲における冷却速度は２０．５
℃／分であった。この鋼塊を１２５０℃に加熱し、鍛造
終了温度１１５０℃でφ５０ｍｍの丸棒に鍛伸した。そ
して７５ｍｍの長さに切断後、１２５０℃に加熱し、仕
上がり温度１１５０℃でφ２５ｍｍまで熱間鍛造した
後、空冷した。
【００３６】また、従来鋼Ｎｏ．２５〜２７は、転炉で
溶製した１５５角ビレットを１２５０℃に加熱し、鍛造
終了温度を１１５０℃として、φ５０ｍｍの丸棒に鍛伸
した。該丸棒を７５ｍｍの長さに切断した後、１２５０
℃に加熱し、仕上がり温度は１１５０℃でφ２５ｍｍま
で熱間鍛造した後、空冷した。更に、従来鋼Ｎｏ．２
５，２６については再加熱して焼入れ・焼戻し処理を行
った。そして切削加工により引張試験片、ＪＩＳ３号衝
撃試験片を採取し、室温にて各々試験を行った。試験結
果は表４に示す。
溶製した１５５角ビレットを１２５０℃に加熱し、鍛造
終了温度を１１５０℃として、φ５０ｍｍの丸棒に鍛伸
した。該丸棒を７５ｍｍの長さに切断した後、１２５０
℃に加熱し、仕上がり温度は１１５０℃でφ２５ｍｍま
で熱間鍛造した後、空冷した。更に、従来鋼Ｎｏ．２
５，２６については再加熱して焼入れ・焼戻し処理を行
った。そして切削加工により引張試験片、ＪＩＳ３号衝
撃試験片を採取し、室温にて各々試験を行った。試験結
果は表４に示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】表４から明らかなように、本発明鋼を用い
て熱間鍛造後空冷処理を行ったＮｏ．１〜１１は、引張
強さ、衝撃値とも高い。これらの値は従来鋼Ｎｏ．２
５，２６の焼入れ・焼戻し材と同等である。また従来鋼
の従来非調質鋼は引張強さ、衝撃値とも低い。
て熱間鍛造後空冷処理を行ったＮｏ．１〜１１は、引張
強さ、衝撃値とも高い。これらの値は従来鋼Ｎｏ．２
５，２６の焼入れ・焼戻し材と同等である。また従来鋼
の従来非調質鋼は引張強さ、衝撃値とも低い。
【００４０】比較鋼Ｎｏ．１２〜２４は、本発明に係る
成分範囲のいずれかを満足しないものであり、Ｎｏ．１
２はＣが少な過ぎて引張強さが低く、Ｎｏ．１３はＣが
多過ぎて衝撃値が低い。Ｎｏ．１４はＣは少な過ぎるが
Ｍｎが多過ぎて衝撃値が極端に低下している。Ｎｏ．１
５はＭｎが少な過ぎる場合の比較例であり、ＭｎＳが少
ないため本発明に係る介在物の含有量が少なく、強度が
低い。Ｎｏ．１６はＣｒが少な過ぎて強度不足である。
成分範囲のいずれかを満足しないものであり、Ｎｏ．１
２はＣが少な過ぎて引張強さが低く、Ｎｏ．１３はＣが
多過ぎて衝撃値が低い。Ｎｏ．１４はＣは少な過ぎるが
Ｍｎが多過ぎて衝撃値が極端に低下している。Ｎｏ．１
５はＭｎが少な過ぎる場合の比較例であり、ＭｎＳが少
ないため本発明に係る介在物の含有量が少なく、強度が
低い。Ｎｏ．１６はＣｒが少な過ぎて強度不足である。
【００４１】Ｎｏ．１７はＣｒが多過ぎる場合の比較例
であり、衝撃値が低い。Ｎｏ．１８はＶが少な過ぎて強
度が低く、Ｎｏ．１９はＶが多過ぎて靭性が低い。Ｎ
ｏ．２０はＡｌが多過ぎる場合の比較例であり、粗大な
Ａｌ2 Ｏ3 が生成して、本発明に係る介在物の含有量が
少なく、靭性が低い。Ｎｏ．２１はＴｉが少な過ぎ、本
発明に係る介在物の個数が少なく靭性が不足している。
Ｎｏ．２２はＴｉが多過ぎる場合の比較例であるが、こ
の場合には本発明に係る介在物が粗大となり微細な介在
物ができにくいため、本発明に係る介在物の個数が少な
く靭性が不足している。Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４は、
いずれもＮ及びＯが多過ぎ、結晶粒の微細化に有効な微
細な化合物の個数が少ないため衝撃値が不足している。
であり、衝撃値が低い。Ｎｏ．１８はＶが少な過ぎて強
度が低く、Ｎｏ．１９はＶが多過ぎて靭性が低い。Ｎ
ｏ．２０はＡｌが多過ぎる場合の比較例であり、粗大な
Ａｌ2 Ｏ3 が生成して、本発明に係る介在物の含有量が
少なく、靭性が低い。Ｎｏ．２１はＴｉが少な過ぎ、本
発明に係る介在物の個数が少なく靭性が不足している。
Ｎｏ．２２はＴｉが多過ぎる場合の比較例であるが、こ
の場合には本発明に係る介在物が粗大となり微細な介在
物ができにくいため、本発明に係る介在物の個数が少な
く靭性が不足している。Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４は、
いずれもＮ及びＯが多過ぎ、結晶粒の微細化に有効な微
細な化合物の個数が少ないため衝撃値が不足している。
【００４２】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されているの
で、引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高強度であ
り、しかも靭性に優れた熱間鍛造用非調質鋼とその製造
方法が提供できることとなった。
で、引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高強度であ
り、しかも靭性に優れた熱間鍛造用非調質鋼とその製造
方法が提供できることとなった。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｓｉ：２％（重量％の意味、以下同じ）以
下（０％を含まない）、 Ｓ ：０．１０％以下（０％を含まない）、 Ｎ ：０．０２％以下（０％を含まない）、 Ｏ ：０．０１０％以下（０％を含まない）及び不可避
的不純物を含む鋼において、更に Ｃ ：０．１０〜０．６％、 Ｍｎ：０．３ 〜２．５％、 Ｃｒ：０．０５〜２．５％、 Ｖ ：０．０３〜０．５％、 Ａｌ：０．０６０％以下（０％を含まない）、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、残部
がＦｅおよび不可避的不純物元素からなると共に、 平均粒径が０．１〜５μｍである介在物を１×１０2 〜
１×１０6 個／ｍｍ2含有し、 上記介在物がＴｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、及び該Ｔｉ酸・
窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物であることを特
徴とする熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼。 - 【請求項２】 更に、 Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、 Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、 Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）、 Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）のうち１種以上
を含有する請求項１に記載の熱間鍛造用高強度高靭性非
調質鋼。 - 【請求項３】 更に、 Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、 Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）、 Ｙ ：０．１％以下（０％を含まない）、 希土類元素：０．１％以下（０％を含まない）、 Ｍｇ：０．１％以下（０％を含まない）の１種以上を含
有する請求項１または２に記載の熱間鍛造用高強度高靭
性非調質鋼。 - 【請求項４】 請求項１〜３に記載の成分組成を有する
溶鋼を鋳造するに際して１５００〜９００℃の温度範囲
を１℃／分以上の冷却速度で冷却した鋼材に、熱間鍛造
を施し、次いで空冷することを特徴とする熱間鍛造用高
強度高靭性非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22832594A JPH0892687A (ja) | 1994-09-22 | 1994-09-22 | 熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22832594A JPH0892687A (ja) | 1994-09-22 | 1994-09-22 | 熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0892687A true JPH0892687A (ja) | 1996-04-09 |
Family
ID=16874685
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22832594A Withdrawn JPH0892687A (ja) | 1994-09-22 | 1994-09-22 | 熱間鍛造用高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0892687A (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN115404404A (zh) * | 2022-08-29 | 2022-11-29 | 西安建筑科技大学 | 一种y处理中硫非调质钢及其制备方法 |
-
1994
- 1994-09-22 JP JP22832594A patent/JPH0892687A/ja not_active Withdrawn
Cited By (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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