JPH09170018A - 高強度−高靱性ワッシャーの製造方法 - Google Patents
高強度−高靱性ワッシャーの製造方法Info
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- JPH09170018A JPH09170018A JP34795095A JP34795095A JPH09170018A JP H09170018 A JPH09170018 A JP H09170018A JP 34795095 A JP34795095 A JP 34795095A JP 34795095 A JP34795095 A JP 34795095A JP H09170018 A JPH09170018 A JP H09170018A
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Abstract
(57)【要約】
【解決課題】従来の焼入−焼戻材にて得られるワッシャ
ーに比べて特性が同等以上で且つ製造コストが安価な高
強度−高靱性ワッシャーの製造方法を提供する。 【解決手段】重量%で、0.02≦C≦0.15%(マルテンサイト
型の場合)又は0.10≦C≦0.25%(ベイナイト型の場合),0.
08≦Si≦1.0%,N≦0.03%であって下記式で表される焼入
れ性指数Hが、H=Cr+Mn+Ni+Mo+5(Cu+W+Zr+V+Ti)+XB+20Nb
+0.5Si-5Al≧3.5(マルテンサイト型の場合)又は3.0(ベ
イナイト型の場合)(但しMn≦3.0%,Cr≦3.0%,Ni≦5.0%,C
u≦1.0%,Mo≦2.0%,W≦0.5%,Zr≦0.5%,B≦0.01%,V≦0.5
%,Nb≦0.08%,Al≦0.2%,Ti≦0.06%とし、またBが0.0008
以上0.005%以下含まれる場合にはXB=0.5とする)であ
り、残部実質的にFeから成る組成の素材を830℃以上に
加熱してオーステナイト化させた後、550〜900℃まで冷
却して純安定オーステナイト領域でワッシャー形状に鍛
造加工し、その後に所定速度で冷却してマルテンサイト
変態若しくはベイナイト変態させる。
ーに比べて特性が同等以上で且つ製造コストが安価な高
強度−高靱性ワッシャーの製造方法を提供する。 【解決手段】重量%で、0.02≦C≦0.15%(マルテンサイト
型の場合)又は0.10≦C≦0.25%(ベイナイト型の場合),0.
08≦Si≦1.0%,N≦0.03%であって下記式で表される焼入
れ性指数Hが、H=Cr+Mn+Ni+Mo+5(Cu+W+Zr+V+Ti)+XB+20Nb
+0.5Si-5Al≧3.5(マルテンサイト型の場合)又は3.0(ベ
イナイト型の場合)(但しMn≦3.0%,Cr≦3.0%,Ni≦5.0%,C
u≦1.0%,Mo≦2.0%,W≦0.5%,Zr≦0.5%,B≦0.01%,V≦0.5
%,Nb≦0.08%,Al≦0.2%,Ti≦0.06%とし、またBが0.0008
以上0.005%以下含まれる場合にはXB=0.5とする)であ
り、残部実質的にFeから成る組成の素材を830℃以上に
加熱してオーステナイト化させた後、550〜900℃まで冷
却して純安定オーステナイト領域でワッシャー形状に鍛
造加工し、その後に所定速度で冷却してマルテンサイト
変態若しくはベイナイト変態させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は高強度−高靱性ワ
ッシャーの製造方法に関する。
ッシャーの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来、
ワッシャーは主にＪＩＳ−Ｓ４５Ｃを用いて予め板圧延
にて所定の厚みまで加工を行い、そしてその後に板の打
抜きによって製品形状に加工し、その後所定の硬さ，靱
性を確保するために焼入れ−焼戻し処理を行って製造し
ていた。
ワッシャーは主にＪＩＳ−Ｓ４５Ｃを用いて予め板圧延
にて所定の厚みまで加工を行い、そしてその後に板の打
抜きによって製品形状に加工し、その後所定の硬さ，靱
性を確保するために焼入れ−焼戻し処理を行って製造し
ていた。
【０００３】しかしながらかかる従来の製造方法の場
合、板の打抜きによってワッシャーを製造することから
材料の無駄が多く、歩留りが悪いといった問題（歩留り
は６割程度）があるのに加えて、製品製造に際してリー
ドタイムが長く、これらに起因して製造コストが高くな
る問題があった。
合、板の打抜きによってワッシャーを製造することから
材料の無駄が多く、歩留りが悪いといった問題（歩留り
は６割程度）があるのに加えて、製品製造に際してリー
ドタイムが長く、これらに起因して製造コストが高くな
る問題があった。
【０００４】他方、線・棒状材を熱間鍛造加工によりワ
ッシャー形状とする方法も一部行われているが、この場
合にもその後において焼入れ−焼戻し処理が必要であ
り、リードタイムが長く、製造コストが高い問題を内包
していた。
ッシャー形状とする方法も一部行われているが、この場
合にもその後において焼入れ−焼戻し処理が必要であ
り、リードタイムが長く、製造コストが高い問題を内包
していた。
【０００５】尤も、非調質鋼を用いた場合には加工後に
おける焼入れ−焼戻し処理を省略し得、リードタイムを
短くすることができるものの、従来知られている非調質
鋼は強度−靱性において焼入れ−焼戻し材に比べて劣っ
ており、最終的に強度−靱性バランスの優れた、即ち特
性的に優れたワッシャーを得ることができないという問
題があった。
おける焼入れ−焼戻し処理を省略し得、リードタイムを
短くすることができるものの、従来知られている非調質
鋼は強度−靱性において焼入れ−焼戻し材に比べて劣っ
ており、最終的に強度−靱性バランスの優れた、即ち特
性的に優れたワッシャーを得ることができないという問
題があった。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本願の発明のワッシャー
の製造方法はこのような課題を解決するために案出され
たものである。而して本願の発明の製造方法は、重量％
で、０．０２≦Ｃ≦０．１５％，０．０８≦Ｓｉ≦１．
０％，Ｎ≦０．０３％であって下記式で表される焼入れ
性指数Ｈが、Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋
Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−
５Ａｌ≧３．５（但しＭｎ≦３．０％，Ｃｒ≦３．０
％，Ｎｉ≦５．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０
％，Ｗ≦０．５％，Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，
Ｖ≦０．５％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔ
ｉ≦０．０６％とし、またＢが０．０００８以上０．０
０５以下含まれる場合にはＸＢ＝０．５とする）であ
り、且つ残部実質的にＦｅから成る組成の線・棒状材を
一旦８３０℃以上に加熱してオーステナイト化させた
後、３０℃／分以上の平均冷却速度で５５０〜９００℃
の範囲まで冷却した上、線・棒状材から切断された材料
をワッシャー形状に鍛造加工し、しかる後１００℃／分
以上の平均冷却速度でＭｆ点である３００℃以下に冷却
してマルテンサイト変態させることを特徴とする（請求
項１）。
の製造方法はこのような課題を解決するために案出され
たものである。而して本願の発明の製造方法は、重量％
で、０．０２≦Ｃ≦０．１５％，０．０８≦Ｓｉ≦１．
０％，Ｎ≦０．０３％であって下記式で表される焼入れ
性指数Ｈが、Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋
Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−
５Ａｌ≧３．５（但しＭｎ≦３．０％，Ｃｒ≦３．０
％，Ｎｉ≦５．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０
％，Ｗ≦０．５％，Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，
Ｖ≦０．５％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔ
ｉ≦０．０６％とし、またＢが０．０００８以上０．０
０５以下含まれる場合にはＸＢ＝０．５とする）であ
り、且つ残部実質的にＦｅから成る組成の線・棒状材を
一旦８３０℃以上に加熱してオーステナイト化させた
後、３０℃／分以上の平均冷却速度で５５０〜９００℃
の範囲まで冷却した上、線・棒状材から切断された材料
をワッシャー形状に鍛造加工し、しかる後１００℃／分
以上の平均冷却速度でＭｆ点である３００℃以下に冷却
してマルテンサイト変態させることを特徴とする（請求
項１）。
【０００７】本願の別の製造方法は、重量％で、０．１
０≦Ｃ≦０．２５％，０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦
０．０３％であって下記式で表される焼入れ性指数Ｈ
が、Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ
＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧
３．０（但しＭｎ≦３．０％，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦
５．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．
５％，Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．５
％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０
６％とし、またＢが０．０００８以上０．００５以下含
まれる場合にはＸＢ＝０．５とする）であり、且つ残部
実質的にＦｅから成る組成の線・棒状材を一旦８３０℃
以上に加熱してオーステナイト化した後に、２０℃／分
以上の平均冷却速度で５５０〜９００℃の範囲まで冷却
した上、線・棒状材から切断された材料をワッシャー形
状に鍛造加工し、しかる後２０℃／分以上の平均冷却速
度でＢｓ点である５００℃以下に冷却し、その後室温ま
で冷却するか又はＢｓ点とＢｆ点との間となる３００〜
５００℃の間で恒温保持してベイナイト変態させること
を特徴とする（請求項２）。
０≦Ｃ≦０．２５％，０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦
０．０３％であって下記式で表される焼入れ性指数Ｈ
が、Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ
＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧
３．０（但しＭｎ≦３．０％，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦
５．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．
５％，Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．５
％，Ｎｂ≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０
６％とし、またＢが０．０００８以上０．００５以下含
まれる場合にはＸＢ＝０．５とする）であり、且つ残部
実質的にＦｅから成る組成の線・棒状材を一旦８３０℃
以上に加熱してオーステナイト化した後に、２０℃／分
以上の平均冷却速度で５５０〜９００℃の範囲まで冷却
した上、線・棒状材から切断された材料をワッシャー形
状に鍛造加工し、しかる後２０℃／分以上の平均冷却速
度でＢｓ点である５００℃以下に冷却し、その後室温ま
で冷却するか又はＢｓ点とＢｆ点との間となる３００〜
５００℃の間で恒温保持してベイナイト変態させること
を特徴とする（請求項２）。
【０００８】請求項３の製造方法は、請求項１又は２に
おいて、更に快削成分としてＳ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂ
ｉの一種若しくは二種以上を、Ｓ≦０．１％，Ｃａ≦
０．０５％，Ｐｂ≦０．１％，Ｔｅ≦０．０５％，Ｂｉ
≦０．０５％で含有する線・棒状材を用いることを特徴
とする。
おいて、更に快削成分としてＳ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂ
ｉの一種若しくは二種以上を、Ｓ≦０．１％，Ｃａ≦
０．０５％，Ｐｂ≦０．１％，Ｔｅ≦０．０５％，Ｂｉ
≦０．０５％で含有する線・棒状材を用いることを特徴
とする。
【０００９】更に請求項４の製造方法は、請求項１，
２，３の何れかにおいて、前記冷却によるマルテンサイ
ト変態又はベイナイト変態後において６００℃以下の範
囲で再加熱処理を行うことを特徴とする。
２，３の何れかにおいて、前記冷却によるマルテンサイ
ト変態又はベイナイト変態後において６００℃以下の範
囲で再加熱処理を行うことを特徴とする。
【００１０】
【作用及び発明の効果】上記の本発明は、オースフォー
ミング（加工熱処理）手法を適用してワッシャーを製造
することを特徴とするものである。而してこのオースフ
ォーミングを適用するためには材料の焼入れ性を高めて
おく必要がある。
ミング（加工熱処理）手法を適用してワッシャーを製造
することを特徴とするものである。而してこのオースフ
ォーミングを適用するためには材料の焼入れ性を高めて
おく必要がある。
【００１１】そこで本発明者らはそのための研究を行う
中で、鋼の組成を上記組成とし且つ焼入れ性を示す指数
として Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ
＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ を導き出し、そしてその指数Ｈが３．０以上であれば上
記オースフォーミングを安定的に適用できることを知得
した。
中で、鋼の組成を上記組成とし且つ焼入れ性を示す指数
として Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ
＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ を導き出し、そしてその指数Ｈが３．０以上であれば上
記オースフォーミングを安定的に適用できることを知得
した。
【００１２】而して本発明ではこのような鋼素材を予め
線・棒状材としておいて先ず一旦これを８３０℃以上に
加熱してオーステナイト化し、その後に３０℃／分以上
（マルテンサイト変態させる場合）又は２０℃／分以上
（ベイナイト変態させる場合）の平均冷却速度で５５０
〜９００℃の温度範囲まで冷却してその温度範囲内にお
いて、即ち準安定オーステナイト領域で鍛造加工を施し
てワッシャー形状となし、しかる後に連続して水焼入
れ，油冷，衝風冷却或いは空冷等によって再び１００℃
／分以上（マルテンサイト変態させる場合）又は２０℃
／分以上（ベイナイト変態させる場合）の平均冷却速度
でＭｆ点である３００℃以下に冷却してマルテンサイト
変態せるか、又はベイナイト変態点（Ｂｓ点）である５
００℃以下に冷却した上でその後に室温までの冷却若し
くは３００〜５００℃に恒温保持してベイナイト変態さ
せる。
線・棒状材としておいて先ず一旦これを８３０℃以上に
加熱してオーステナイト化し、その後に３０℃／分以上
（マルテンサイト変態させる場合）又は２０℃／分以上
（ベイナイト変態させる場合）の平均冷却速度で５５０
〜９００℃の温度範囲まで冷却してその温度範囲内にお
いて、即ち準安定オーステナイト領域で鍛造加工を施し
てワッシャー形状となし、しかる後に連続して水焼入
れ，油冷，衝風冷却或いは空冷等によって再び１００℃
／分以上（マルテンサイト変態させる場合）又は２０℃
／分以上（ベイナイト変態させる場合）の平均冷却速度
でＭｆ点である３００℃以下に冷却してマルテンサイト
変態せるか、又はベイナイト変態点（Ｂｓ点）である５
００℃以下に冷却した上でその後に室温までの冷却若し
くは３００〜５００℃に恒温保持してベイナイト変態さ
せる。
【００１３】かかる本発明の製造方法によれば、ワッシ
ャーの鍛造加工及び引き続く冷却後において焼入れ−焼
戻し処理を行わなくても、従来の焼入れ−焼戻し材によ
るワッシャーに比べて同等以上の優れた強度，靱性が得
られる。
ャーの鍛造加工及び引き続く冷却後において焼入れ−焼
戻し処理を行わなくても、従来の焼入れ−焼戻し材によ
るワッシャーに比べて同等以上の優れた強度，靱性が得
られる。
【００１４】而して本発明によればワッシャー製造過程
における焼入れ−焼戻し処理を不要化できるため、製品
製造に際してリードタイムを短くでき、また焼入れ−焼
戻し処理のための熱処理費を削減することができる。
における焼入れ−焼戻し処理を不要化できるため、製品
製造に際してリードタイムを短くでき、また焼入れ−焼
戻し処理のための熱処理費を削減することができる。
【００１５】加えて本発明は線・棒状材の鍛造によって
ワッシャーを成形するため、材料の歩留り率が高く（８
割程度）、これらによって製品製造に際しての製造コス
トを大幅に低減することができる。
ワッシャーを成形するため、材料の歩留り率が高く（８
割程度）、これらによって製品製造に際しての製造コス
トを大幅に低減することができる。
【００１６】また得られたワッシャーは強度，靱性バラ
ンスに優れたものとなる。即ち本発明によればコスト又
は特性の何れをも犠牲にすることなく、ワッシャーを製
造することができる。
ンスに優れたものとなる。即ち本発明によればコスト又
は特性の何れをも犠牲にすることなく、ワッシャーを製
造することができる。
【００１７】本発明においては、必要に応じてＳ，Ｃ
ａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ等の快削成分の一種若しくは二種
以上を上記の範囲で添加することができ、この場合には
材料の切削性及び鍛造時の打抜き性が高まって製品の製
造性が良好となる利点が得られる。
ａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ等の快削成分の一種若しくは二種
以上を上記の範囲で添加することができ、この場合には
材料の切削性及び鍛造時の打抜き性が高まって製品の製
造性が良好となる利点が得られる。
【００１８】本発明においては、材料を準安定オーステ
ナイト状態、即ち軟らかい状態で鍛造加工するために、
鍛造加工に先立って変形抵抗を少なくするために予め軟
化熱処理を施す必要がなく、加工を容易に行うことがで
きるとともに、軟化熱処理費を削減し得て所要コストを
低減することができる。
ナイト状態、即ち軟らかい状態で鍛造加工するために、
鍛造加工に先立って変形抵抗を少なくするために予め軟
化熱処理を施す必要がなく、加工を容易に行うことがで
きるとともに、軟化熱処理費を削減し得て所要コストを
低減することができる。
【００１９】尤も、本発明においてはワッシャーの鍛造
加工，冷却後においてこれを６６０℃以下の温度に再加
熱処理することができ、この場合には材料の靱性を一層
高めることができる。これにより強度と靱性のバランス
を最適化することができ、適用する部品の要求特性に見
合ったものを製造することができる。
加工，冷却後においてこれを６６０℃以下の温度に再加
熱処理することができ、この場合には材料の靱性を一層
高めることができる。これにより強度と靱性のバランス
を最適化することができ、適用する部品の要求特性に見
合ったものを製造することができる。
【００２０】次に本発明における化学成分等の限定理由
を詳述する。 Ｃ：０．０２〜０．１５％（マルテンサイト変態させる
場合） Ｃ：０．１０〜０．２５％（ベイナイト変態させる場
合） Ｃはワッシャーとしての硬さの上限値である５００Ｈｖ
を超えないようにするため、上限を０．１５％（マルテ
ンサイト型の場合），０．２５％（ベイナイト型の場
合）とした。ここで材料の組織を、マルテンサイトとす
る場合とベイナイトとする場合とで必要な焼入れ性指数
が異なり、またＣはその焼入れ性に対して影響を及ぼす
ことから、マルテンサイト型の場合とベイナイト型の場
合とで異なった範囲とする必要がある。
を詳述する。 Ｃ：０．０２〜０．１５％（マルテンサイト変態させる
場合） Ｃ：０．１０〜０．２５％（ベイナイト変態させる場
合） Ｃはワッシャーとしての硬さの上限値である５００Ｈｖ
を超えないようにするため、上限を０．１５％（マルテ
ンサイト型の場合），０．２５％（ベイナイト型の場
合）とした。ここで材料の組織を、マルテンサイトとす
る場合とベイナイトとする場合とで必要な焼入れ性指数
が異なり、またＣはその焼入れ性に対して影響を及ぼす
ことから、マルテンサイト型の場合とベイナイト型の場
合とで異なった範囲とする必要がある。
【００２１】Ｓｉ：０．０８〜１．０％ Ｓｉは焼入れ性を高める作用があるが、加工性を害する
ため上限を１．０％とした。
ため上限を１．０％とした。
【００２２】Ｎ：０．０３％以下 Ｎは変形抵抗を抑えるため、上限を０．０３％とした。
【００２３】Ｍｎ：３．０％以下 Ｍｎは焼入れ性を高める元素であるが、溶解時に炉壁を
傷めるため上限を３．０％とした。
傷めるため上限を３．０％とした。
【００２４】Ｃｒ：３．０％以下 Ｍｏ：２．０％以下 Ｗ ：０．５％以下 Ｚｒ：０．５％以下 Ｖ ：０．５％以下 Ｎｂ：０．０８％以下 これら成分は強力な炭化物を生成させるとともに焼入れ
性を高める元素であるが、多量に入れ過ぎると未固溶炭
化物により鍛造性が悪化するため、それぞれの上限を上
記値に規定した。
性を高める元素であるが、多量に入れ過ぎると未固溶炭
化物により鍛造性が悪化するため、それぞれの上限を上
記値に規定した。
【００２５】Ｂ ：０．０１％以下 Ｂは焼入れ性向上のため添加する。０．０１％でその効
果は飽和する。０．００１％以上で焼入れ性効果は現れ
る。
果は飽和する。０．００１％以上で焼入れ性効果は現れ
る。
【００２６】Ｔｉ：０．０６％以下 Ｔｉは、ＢがＢＮを形成すると焼入れ性効果が減少する
ため、ＮをＴｉＮとして固定するため添加する。０．０
６％を超えると鋼の清浄度を害する。
ため、ＮをＴｉＮとして固定するため添加する。０．０
６％を超えると鋼の清浄度を害する。
【００２７】Ｎｉ：５．０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｎｉ，Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、焼入れ
性を向上させる作用があるが、Ｃｕを入れ過ぎると熱間
加工性が悪化するため上限を１．０％とした。またＮｉ
は多量に入れた場合、焼入れ性の向上効果が収束してし
まうことから上限を５．０％とした。
性を向上させる作用があるが、Ｃｕを入れ過ぎると熱間
加工性が悪化するため上限を１．０％とした。またＮｉ
は多量に入れた場合、焼入れ性の向上効果が収束してし
まうことから上限を５．０％とした。
【００２８】Ａｌ：０．２％以下 Ａｌは焼入れ性を阻害する元素であり、焼入れ性指数の
計算式においてマイナス要素となるため上限を０．２％
に限定した。
計算式においてマイナス要素となるため上限を０．２％
に限定した。
【００２９】Ｓ：０．１％以下，Ｃａ：０．０５％以
下，Ｐｂ：０．１％以下，Ｔｅ：０．０５％以下，Ｂ
ｉ：０．０５％以下 これら成分は材料の被削性を高める成分であって、それ
ぞれ上記範囲内で含有させることにより材料の被削性が
高まり、部品製造の際の製造性が高まる。
下，Ｐｂ：０．１％以下，Ｔｅ：０．０５％以下，Ｂ
ｉ：０．０５％以下 これら成分は材料の被削性を高める成分であって、それ
ぞれ上記範囲内で含有させることにより材料の被削性が
高まり、部品製造の際の製造性が高まる。
【００３０】Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋
Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−
５Ａｌ：３．５以上（マルテンサイト型の場合）又は
３．０以上（ベイナイト型の場合） このＨは焼入れ性を表す指数であってＨを上記値とする
ことにより安定してオースフォーミング手法を適用可能
となり、その後の冷却において組織をマルテンサイト化
又はベイナイト化することができる。
Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−
５Ａｌ：３．５以上（マルテンサイト型の場合）又は
３．０以上（ベイナイト型の場合） このＨは焼入れ性を表す指数であってＨを上記値とする
ことにより安定してオースフォーミング手法を適用可能
となり、その後の冷却において組織をマルテンサイト化
又はベイナイト化することができる。
【００３１】８３０℃以上の加熱によるオーステナイト
化及び５５０〜９００℃での鍛造加工 本発明の製造方法は素材を８３０℃以上に加熱し、その
後５５０〜９００℃に冷却して準安定オーステナイト状
態で鍛造加工を施すもので、この温度範囲で加工を行う
ことによりマルテンサイト変態又はベイナイト変態まで
存続できる転位と加工誘起析出炭化物を生成させること
ができ、これにより非常に緻密な組織が得られ、その結
果高強度と高靱性化が同時に達成できる。而して加工後
の組織はマルテンサイト又はベイナイトを主体としたも
のとなる。
化及び５５０〜９００℃での鍛造加工 本発明の製造方法は素材を８３０℃以上に加熱し、その
後５５０〜９００℃に冷却して準安定オーステナイト状
態で鍛造加工を施すもので、この温度範囲で加工を行う
ことによりマルテンサイト変態又はベイナイト変態まで
存続できる転位と加工誘起析出炭化物を生成させること
ができ、これにより非常に緻密な組織が得られ、その結
果高強度と高靱性化が同時に達成できる。而して加工後
の組織はマルテンサイト又はベイナイトを主体としたも
のとなる。
【００３２】尚この手法において、十分な焼入れ性，鍛
造性が必要となるため、焼入れ性を表す指数Ｈ及びＣ量
を上記値とした材料を使用しなければならない。何故な
ら低温オーステナイト領域での鍛造は拡散的に変態−析
出するフェライトの生成を著しく促進させてしまうた
め、所定の強度と靱性が得られなくなってしまい、また
Ｃは低温オーステナイト時の変形抵抗を増加させる主因
であることから極力これを抑えなければならないからで
ある。
造性が必要となるため、焼入れ性を表す指数Ｈ及びＣ量
を上記値とした材料を使用しなければならない。何故な
ら低温オーステナイト領域での鍛造は拡散的に変態−析
出するフェライトの生成を著しく促進させてしまうた
め、所定の強度と靱性が得られなくなってしまい、また
Ｃは低温オーステナイト時の変形抵抗を増加させる主因
であることから極力これを抑えなければならないからで
ある。
【００３３】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
に示す各種組成の鋼種について、それぞれを各オーステ
ナイト化（γ化）温度（８３０℃以上）で加熱した後こ
れを冷却して鍛造温度７５０℃，減面率６０％の条件下
で鍛造加工し、その後水冷を行って組織をマルテンサイ
ト化し、その硬さを測定して焼入れ性を示す指数Ｈと硬
さとの関係を求めた。結果が図１に示してある。
に示す各種組成の鋼種について、それぞれを各オーステ
ナイト化（γ化）温度（８３０℃以上）で加熱した後こ
れを冷却して鍛造温度７５０℃，減面率６０％の条件下
で鍛造加工し、その後水冷を行って組織をマルテンサイ
ト化し、その硬さを測定して焼入れ性を示す指数Ｈと硬
さとの関係を求めた。結果が図１に示してある。
【００３４】
【表１】
【００３５】一方表２に示す各種組成の鋼種について、
それぞれを各オーステナイト化温度（８３０℃以上）で
加熱した後これを冷却して鍛造温度７５０℃，減面率６
０％の条件下で鍛造加工した後、空冷を行って組織をベ
イナイト化し、その硬さを測定して焼入れ性を示す指数
Ｈと硬さとの関係を求めた。結果が図２に示してある。
それぞれを各オーステナイト化温度（８３０℃以上）で
加熱した後これを冷却して鍛造温度７５０℃，減面率６
０％の条件下で鍛造加工した後、空冷を行って組織をベ
イナイト化し、その硬さを測定して焼入れ性を示す指数
Ｈと硬さとの関係を求めた。結果が図２に示してある。
【００３６】
【表２】
【００３７】これらの図より、オーステナイト化加熱温
度が８３０℃以上、焼入れ性指数が３．５以上（マルテ
ンサイト型の場合）又は３．０以上（ベイナイト型の場
合）である場合において、硬さ３００以上（マルテンサ
イト型の場合）又は２８０以上（ベイナイト型の場合）
を確保でき、本発明のオースフォーミング手法が適用で
きることが分かる。
度が８３０℃以上、焼入れ性指数が３．５以上（マルテ
ンサイト型の場合）又は３．０以上（ベイナイト型の場
合）である場合において、硬さ３００以上（マルテンサ
イト型の場合）又は２８０以上（ベイナイト型の場合）
を確保でき、本発明のオースフォーミング手法が適用で
きることが分かる。
【００３８】一方ＪＩＳ鋼種であるＳＣＲ４２０，ＳＣ
Ｍ４２０等は焼入れ性指数Ｈが１．８〜２．０であり、
またＳＮＣＭ４２０で３．１程度であって、安定して加
工熱処理（オースフォーミング）が適用できるレベルに
はない。
Ｍ４２０等は焼入れ性指数Ｈが１．８〜２．０であり、
またＳＮＣＭ４２０で３．１程度であって、安定して加
工熱処理（オースフォーミング）が適用できるレベルに
はない。
【００３９】これらの現象の理由は次の通りである。低
温オーステナイト領域で塑性加工を加えると、加工によ
り導入された転位が完全に消滅できず、拡散変態となる
フェライト変態或いはパーライト変態を著しく促進して
しまう。その結果焼入れ性指数の小さい（焼入れ性の低
い）材料では、いくら鍛造後に急冷を施しても相当な割
合でアシキュラーフェライトと呼ばれる組織や上部ベイ
ナイト，等軸フェライト，パーライト等を生成させてし
まい、硬さを大幅に下げてしまう。
温オーステナイト領域で塑性加工を加えると、加工によ
り導入された転位が完全に消滅できず、拡散変態となる
フェライト変態或いはパーライト変態を著しく促進して
しまう。その結果焼入れ性指数の小さい（焼入れ性の低
い）材料では、いくら鍛造後に急冷を施しても相当な割
合でアシキュラーフェライトと呼ばれる組織や上部ベイ
ナイト，等軸フェライト，パーライト等を生成させてし
まい、硬さを大幅に下げてしまう。
【００４０】次に図３に表１の鋼種Ｇについてオーステ
ナイト化加熱温度１０００℃における鍛造−水冷後の鍛
造温度と硬さ及びシャルピー衝撃値の関係を示した。こ
の図よりマルテンサイトが主体となる場合、鍛造温度が
５５０〜９００℃の範囲で明確な効果が確認できる。
ナイト化加熱温度１０００℃における鍛造−水冷後の鍛
造温度と硬さ及びシャルピー衝撃値の関係を示した。こ
の図よりマルテンサイトが主体となる場合、鍛造温度が
５５０〜９００℃の範囲で明確な効果が確認できる。
【００４１】また図４に表２の鋼種Ｏについてオーステ
ナイト化加熱温度１０００℃における鍛造−空冷後の鍛
造温度と硬さ及びシャルピー衝撃値の関係を示した。こ
の図よりベイナイトが主体となる場合、鍛造温度が５５
０〜９００℃の範囲で明確な効果が確認できる。
ナイト化加熱温度１０００℃における鍛造−空冷後の鍛
造温度と硬さ及びシャルピー衝撃値の関係を示した。こ
の図よりベイナイトが主体となる場合、鍛造温度が５５
０〜９００℃の範囲で明確な効果が確認できる。
【００４２】次に鋼種Ｇについて図５に示すプロセスＡ
に従って材料を１０００℃に１分間加熱した後７００〜
８００℃に冷却し、端面拘束試験法による変形抵抗を測
定した。また比較のためにＪＩＳ−ＳＣＭ４２０につい
て図５のプロセスＢに従って７００〜８００℃に１分間
加熱保持後、端面拘束試験法による変形抵抗を測定し
た。結果が図６に示してある。
に従って材料を１０００℃に１分間加熱した後７００〜
８００℃に冷却し、端面拘束試験法による変形抵抗を測
定した。また比較のためにＪＩＳ−ＳＣＭ４２０につい
て図５のプロセスＢに従って７００〜８００℃に１分間
加熱保持後、端面拘束試験法による変形抵抗を測定し
た。結果が図６に示してある。
【００４３】この試験は熱間圧延ままの組織のものを試
験したものである。この結果から両鋼種とも多量のベイ
ナイトを含んだ状態であるため、通常の温間鍛造である
プロセスＢでは変形抵抗が非常に高くなっている。一
方、加工熱処理であるプロセスＡに従った場合、熱間圧
延後に生成するベイナイト組織等はオーステナイト化加
熱時に全て消滅し、鍛造時にはＣ量の少ない変形能に富
んだ柔らかいオーステナイト単相となるため、加工性は
良くなっている。
験したものである。この結果から両鋼種とも多量のベイ
ナイトを含んだ状態であるため、通常の温間鍛造である
プロセスＢでは変形抵抗が非常に高くなっている。一
方、加工熱処理であるプロセスＡに従った場合、熱間圧
延後に生成するベイナイト組織等はオーステナイト化加
熱時に全て消滅し、鍛造時にはＣ量の少ない変形能に富
んだ柔らかいオーステナイト単相となるため、加工性は
良くなっている。
【００４４】従って本発明の製造プロセスに従って鍛造
加工した場合、供給される材料が加工性の悪い圧延まま
の組織を有するものであっても十分な加工性を確保でき
ることが確認できる。
加工した場合、供給される材料が加工性の悪い圧延まま
の組織を有するものであっても十分な加工性を確保でき
ることが確認できる。
【００４５】次に図７，図８は現状の非調質鋼とＪＩＳ
−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材及び本発明例材（マルテ
ンサイト型非調質鋼（図７）及びベイナイト型非調質鋼
（図８））の強度−靱性バランスを示した図である。
−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材及び本発明例材（マルテ
ンサイト型非調質鋼（図７）及びベイナイト型非調質鋼
（図８））の強度−靱性バランスを示した図である。
【００４６】この図から本発明例に従うマルテンサイト
型非調質鋼が通常のマルテンサイト型非調質鋼だけでな
くＪＩＳ−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材をもしのぐ特性
を有していることを、また本発明例に従うベイナイト型
非調質鋼が通常のベイナイト型非調質鋼をしのぐ特性を
有し、しかもＪＩＳ−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材と同
等の強度−靱性バランスを有していることを明らかに見
てとることができる。
型非調質鋼が通常のマルテンサイト型非調質鋼だけでな
くＪＩＳ−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材をもしのぐ特性
を有していることを、また本発明例に従うベイナイト型
非調質鋼が通常のベイナイト型非調質鋼をしのぐ特性を
有し、しかもＪＩＳ−構造用鋼の焼入れ−焼戻し材と同
等の強度−靱性バランスを有していることを明らかに見
てとることができる。
【００４７】次に快削成分を含有させた表３及び表４に
示す化学組成の鋼種Ｘ，Ｙについて鍛造温度と硬さ及び
衝撃値との関係を求めた。結果が図９及び図１０に示し
てある。図から分かるように快削成分のない場合と比較
して靱性は若干低下するものの、５５０〜９００℃の鍛
造−焼入れにより靱性の向上がはっきりと確認できる。
尚、製造条件は加熱温度：１０００℃，鍛造温度までの
冷却方法：空冷，加工度：４５％，鍛造後の冷却方法：
水冷（鋼種Ｘの場合）又は空冷（鋼種Ｙの場合）とし
た。
示す化学組成の鋼種Ｘ，Ｙについて鍛造温度と硬さ及び
衝撃値との関係を求めた。結果が図９及び図１０に示し
てある。図から分かるように快削成分のない場合と比較
して靱性は若干低下するものの、５５０〜９００℃の鍛
造−焼入れにより靱性の向上がはっきりと確認できる。
尚、製造条件は加熱温度：１０００℃，鍛造温度までの
冷却方法：空冷，加工度：４５％，鍛造後の冷却方法：
水冷（鋼種Ｘの場合）又は空冷（鋼種Ｙの場合）とし
た。
【００４８】
【表３】
【００４９】
【表４】
【００５０】＜具体的ワッシャー製造例＞表５に示す化
学組成の線・棒状材より表６に示す条件の下で図１１に
示すワッシャー１０を図１２の工程に従い製造した。そ
して図１１中Ａ，Ｂ，Ｃで示す部分より試験片を切り出
して硬さ測定を行った。結果が図１３，図１４に示して
ある。
学組成の線・棒状材より表６に示す条件の下で図１１に
示すワッシャー１０を図１２の工程に従い製造した。そ
して図１１中Ａ，Ｂ，Ｃで示す部分より試験片を切り出
して硬さ測定を行った。結果が図１３，図１４に示して
ある。
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】図から明らかなように強加工が加わるワッ
シャー１０製造工程では、プロセス２，３のように低温
オーステナイト領域或いは加工熱処理領域となる準安定
オーステナイト領域で鍛造し焼き入れた場合、焼入れ性
を示すＨの値が低い場合（鋼種Ｑの場合）には十分な製
品硬さが得られないのに対し、Ｈの値を十分高くしてお
くことによって（鋼種Ｒの場合）、十分な製品硬さの得
られることが分かる。
シャー１０製造工程では、プロセス２，３のように低温
オーステナイト領域或いは加工熱処理領域となる準安定
オーステナイト領域で鍛造し焼き入れた場合、焼入れ性
を示すＨの値が低い場合（鋼種Ｑの場合）には十分な製
品硬さが得られないのに対し、Ｈの値を十分高くしてお
くことによって（鋼種Ｒの場合）、十分な製品硬さの得
られることが分かる。
【００５４】因みにプロセス１を用いた場合、硬さは出
るものの表面肌が非常に悪く、鍛造のままでの使用はで
きないものであった。
るものの表面肌が非常に悪く、鍛造のままでの使用はで
きないものであった。
【００５５】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において、種々変更を加えた態様において実施可能で
ある。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において、種々変更を加えた態様において実施可能で
ある。
【図１】本発明の実施例において得られたマルテンサイ
ト型非調質鋼における焼入れ性指数と硬さとの関係を表
す図である。
ト型非調質鋼における焼入れ性指数と硬さとの関係を表
す図である。
【図２】本発明の実施例において得られたベイナイト型
非調質鋼における焼入れ性指数と硬さとの関係を表す図
である。
非調質鋼における焼入れ性指数と硬さとの関係を表す図
である。
【図３】本発明の実施例において得られたマルテンサイ
ト型非調質鋼における鍛造温度と硬さとシャルピー衝撃
値との関係を表す図である。
ト型非調質鋼における鍛造温度と硬さとシャルピー衝撃
値との関係を表す図である。
【図４】本発明の実施例において得られたベイナイト型
非調質鋼における鍛造温度と硬さとシャルピー衝撃値と
の関係を表す図である。
非調質鋼における鍛造温度と硬さとシャルピー衝撃値と
の関係を表す図である。
【図５】本発明の製造プロセスの一例を従来の製造プロ
セスとの比較においてパターン化して表す図である。
セスとの比較においてパターン化して表す図である。
【図６】図３に示すパターンに従って処理した場合の鍛
造加工時の変形抵抗を表す図である。
造加工時の変形抵抗を表す図である。
【図７】本発明例に従って製造したマルテンサイト型非
調質鋼における鋼材の引張強さと衝撃値とのバランスを
従来材との比較において表す図である。
調質鋼における鋼材の引張強さと衝撃値とのバランスを
従来材との比較において表す図である。
【図８】本発明例に従って製造したベイナイト型非調質
鋼における鋼材の引張強さと衝撃値とのバランスを従来
材との比較において表す図である。
鋼における鋼材の引張強さと衝撃値とのバランスを従来
材との比較において表す図である。
【図９】本発明の実施例（マルテンサイト型非調質鋼）
において快削成分を含有させた場合の鍛造温度と硬さと
の関係を表す図である。
において快削成分を含有させた場合の鍛造温度と硬さと
の関係を表す図である。
【図１０】本発明の実施例（ベイナイト型非調質鋼）に
おいて快削成分を含有させた場合の鍛造温度と硬さとの
関係を表す図である。
おいて快削成分を含有させた場合の鍛造温度と硬さとの
関係を表す図である。
【図１１】本発明の実施例に従って製造したワッシャー
を示す図である。
を示す図である。
【図１２】図１１のワッシャーの製造工程を示す図であ
る。
る。
【図１３】鋼種Ｑを用いて図１１に示すワッシャーの製
造実験を行った場合において得られる硬さを示した図で
ある。
造実験を行った場合において得られる硬さを示した図で
ある。
【図１４】鋼種Ｒを用いて図１１に示すワッシャーを製
造した場合に得られる硬さを表した図である。
造した場合に得られる硬さを表した図である。
１０ ワッシャー
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ 38/50 38/50
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、０．０２≦Ｃ≦０．１５％，
０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦０．０３％であって下
記式で表される焼入れ性指数Ｈが Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ
＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧３．
５ （但しＭｎ≦３．０％，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦５．０
％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．５％，
Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．５％，Ｎｂ
≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０６％と
し、またＢが０．０００８以上０．００５以下含まれる
場合にはＸＢ＝０．５とする）であり、且つ残部実質的
にＦｅから成る組成の線・棒状材を一旦８３０℃以上に
加熱してオーステナイト化させた後、３０℃／分以上の
平均冷却速度で５５０〜９００℃の範囲まで冷却した
上、線・棒状材から切断された材料をワッシャー形状に
鍛造加工し、しかる後１００℃／分以上の平均冷却速度
でＭｆ点である３００℃以下に冷却してマルテンサイト
変態させることを特徴とする高強度−高靱性ワッシャー
の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、０．１０≦Ｃ≦０．２５％，
０．０８≦Ｓｉ≦１．０％，Ｎ≦０．０３％であって下
記式で表される焼入れ性指数Ｈが Ｈ＝Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋５（Ｃｕ＋Ｗ＋Ｚｒ＋Ｖ
＋Ｔｉ）＋ＸＢ＋２０Ｎｂ＋０．５Ｓｉ−５Ａｌ≧３．
０ （但しＭｎ≦３．０％，Ｃｒ≦３．０％，Ｎｉ≦５．０
％，Ｃｕ≦１．０％，Ｍｏ≦２．０％，Ｗ≦０．５％，
Ｚｒ≦０．５％，Ｂ≦０．０１％，Ｖ≦０．５％，Ｎｂ
≦０．０８％，Ａｌ≦０．２％，Ｔｉ≦０．０６％と
し、またＢが０．０００８以上０．００５以下含まれる
場合にはＸＢ＝０．５とする）であり、且つ残部実質的
にＦｅから成る組成の線・棒状材を一旦８３０℃以上に
加熱してオーステナイト化した後に、２０℃／分以上の
平均冷却速度で５５０〜９００℃の範囲まで冷却した
上、線・棒状材から切断された材料をワッシャー形状に
鍛造加工し、しかる後２０℃／分以上の平均冷却速度で
Ｂｓ点である５００℃以下に冷却し、その後室温まで冷
却するか又はＢｓ点とＢｆ点との間となる３００〜５０
０℃の間で恒温保持してベイナイト変態させることを特
徴とする高強度−高靱性ワッシャーの製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２において、更に快削成分
としてＳ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉの一種若しくは二種
以上をＳ≦０．１％，Ｃａ≦０．０５％，Ｐｂ≦０．１
％，Ｔｅ≦０．０５％，Ｂｉ≦０．０５％で含有する線
・棒状材を用いることを特徴とする高強度−高靱性ワッ
シャーの製造方法。 - 【請求項４】 請求項１，２，３の何れかにおいて、前
記冷却によるマルテンサイト変態又はベイナイト変態後
において６００℃以下の範囲で再加熱処理を行うことを
特徴とする高強度−高靱性ワッシャーの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34795095A JPH09170018A (ja) | 1995-12-16 | 1995-12-16 | 高強度−高靱性ワッシャーの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34795095A JPH09170018A (ja) | 1995-12-16 | 1995-12-16 | 高強度−高靱性ワッシャーの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09170018A true JPH09170018A (ja) | 1997-06-30 |
Family
ID=18393710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34795095A Pending JPH09170018A (ja) | 1995-12-16 | 1995-12-16 | 高強度−高靱性ワッシャーの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09170018A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007105752A (ja) * | 2005-10-13 | 2007-04-26 | Hamanaka Nut Kk | 高強度座金の製造方法 |
| WO2009138586A2 (fr) * | 2008-05-15 | 2009-11-19 | Arcelormittal Gandrange | Acier micro-allié pour forge à chaud de pièces mécaniques à hautes caractéristiques |
| JP2014098177A (ja) * | 2012-11-13 | 2014-05-29 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 鋼線、及び鋼線の製造方法 |
-
1995
- 1995-12-16 JP JP34795095A patent/JPH09170018A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007105752A (ja) * | 2005-10-13 | 2007-04-26 | Hamanaka Nut Kk | 高強度座金の製造方法 |
| WO2009138586A2 (fr) * | 2008-05-15 | 2009-11-19 | Arcelormittal Gandrange | Acier micro-allié pour forge à chaud de pièces mécaniques à hautes caractéristiques |
| WO2009138586A3 (fr) * | 2008-05-15 | 2010-01-07 | Arcelormittal Gandrange | Acier micro-allié pour forge à chaud de pièces mécaniques à hautes caractéristiques |
| JP2014098177A (ja) * | 2012-11-13 | 2014-05-29 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 鋼線、及び鋼線の製造方法 |
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