JPH10152749A

JPH10152749A - 非調質鋼

Info

Publication number: JPH10152749A
Application number: JP16432597A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Omori; 靖浩大森; Takashi Iwamoto; 岩本　　隆; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野; Kenichi Amano; 虔一天野
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1996-09-27
Filing date: 1997-06-20
Publication date: 1998-06-09

Abstract

(57)【要約】【課題】加工後に特別の処理を行うことなしに、加工
のまま使用に供することのできる、高強度かつ高靱性の
非調質鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：0.10wt％以下、Si：0.005 〜2.0 wt
％、Mn：0.5 〜5.0 wt％、Ｖ：0.01〜0.5 wt％、Ti：0.
001 〜0.1 wt％、Nb：0.005 〜0.15wt％、Al：0.005 〜
1.0 wt％、Ｓ：0.001 〜0.50wt％およびＮ：0.0010〜0.
0200wt％を含む成分組成になり、かつ体積率で90％以上
をベイナイト組織とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、各種加工後に調
質処理を施すことなく使用される非調質鋼、とくに機械
構造用鋼として有用な高強度かつ高靱性の非調質鋼に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、高強度かつ高靱性を必要とする、
機械構造部品あるいは自動車部品には、機械構造用合金
鋼としてJIS G4105 で規定される、SCM435あるいはSCM4
40が用いられ、各種加工による成形後に、強度および靱
性を付与するために、焼入れ焼戻し等の調質処理が施さ
れるのが通例である。

【０００３】この機械構造部品の製造は、熱間鍛造や熱
間圧延などの熱間加工によって行われるほか、材料歩留
りおよび部品の寸法精度に優れることから、冷間鍛造お
よび冷間圧延などの冷間加工も採用されている。いずれ
にしても、その素材としては、上記した機械構造用の炭
素鋼や合金鋼が用いられ、熱間や冷間での加工後に、調
質処理を施して、要求される強度および靱性を満足して
いる。

【０００４】ここに、調質処理、つまり熱処理工程は時
間およびコストを要するため、これを省略できればコス
トは大幅に低減され、省エネルギーにも応えることがで
きるところから、この要請に対して種々の提案がなされ
ている。

【０００５】例えば、Ｃ：0.3 〜0.5 wt％の中炭素系Mn
含有鋼に、0.10wt％前後のＶを添加したフェライト−パ
ーライト型の非調質鋼が提案されており、熱間圧延の冷
却過程にＶ炭窒化物を析出し、フェライト地を強化する
とともに、パーライトの強度を鋼全体の強度上昇に利用
するものである。

【０００６】また、熱間鍛造用鋼について、特開平３−
211227号公報あるいは同４−371547号公報には、Ｃ：0.
05〜0.3 wt％程度の低炭素系鋼にMn, CrまたはＶ等を添
加したベイナイト型あるいはマルテンサイト型の非調質
鋼が、開示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、フェラ
イト−パーライト型非調質鋼は、パーライト中のセメン
タイトとして存在する0.3 〜0.5 wt％のＣを強度上昇に
利用するために靱性が犠牲になり、引張り強さと靱性と
を両立することが困難である。また、安定した品質を得
るためには、部品成形後の冷却速度を制御しなくてはな
らず、製造工程が煩雑になる不利も伴う。なお、冷間鍛
造などの冷間加工を施すことによって、Ｃ濃度を増加し
なくても強度を確保できるが、調質鋼と同等の靱性が得
られないところに問題が残る。

【０００８】一方、特開平３−211227号公報に提案され
たベイナイト型非調質鋼の製造方法では、熱間鍛造のま
までは不足する降伏強さを上昇させるために、圧延後に
時効処理を施すことが必須であり、省エネルギーを目指
す非調質鋼の思想に反することになる。これは、特開平
４−371547号公報に提案された高強度高靱性非調質鋼の
製造方法においても、焼戻し処理を必要とする点で同様
である。さらに、この種の鋼は、小さい部品で十分な靱
性を確保できるものの、冷却速度の遅い大物部品では靱
性が不十分になるため、ベイナイト変態温度域の冷却速
度を制御することも必要になる。

【０００９】そこで、この発明は、熱間あるいは冷間の
加工後に特別の調質処理を行うことなしに、加工のまま
使用に供することのできる、高強度かつ高靱性の非調質
鋼を提供しようとするものである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】発明者らは、加工後の冷
却速度制御や時効処理などの調質処理を行うことなし
に、十分な引張り強さ、降伏強さおよび靱性を有する鋼
の組成を究明し、この発明を完成するに到った。すなわ
ち、極低炭素化によって靱性向上を、そしてTiNおよび
Ｖ(C, N)の析出によって鋼の強度上昇を、それぞれ図
り、さらに、Mn, Nbおよび必要に応じてＢの添加で焼入
れ性を向上することにより、加工後に調質処理を行わな
くとも、強度および靱性の変化が極めて小さいベイナイ
トの単相組織を得られることの新規知見に由来するもの
である。

【００１１】この発明は、(1) Ｃ：0.10wt％以下、Si：
0.005 〜2.0 wt％、Mn：0.5 〜5.0 wt％、Ｖ：0.01〜0.
5 wt％、Ti：0.001 〜0.1 wt％、Nb：0.005 〜0.15wt
％、Al：0.005 〜1.0 wt％、Ｓ：0.001 〜0.50wt％およ
びＮ：0.0010〜0.0200wt％を含む成分組成になり、かつ
体積率で90％以上がベイナイト組織であることを特徴と
する非調質鋼（第１発明）、(2) 第１発明において、さ
らにCr：0.05〜3.0 wt％、Ni：0.1 〜3.0 wt％、Mo：0.
05〜1.0 wt％およびＢ：0.0003〜0.03wt％の１種または
２種以上を含有する組成になる非調質鋼（第２発明）、
(3) 第１発明または第２発明において、さらにPb：0.05
〜0.30wt％、Ｐ：0.10wt％以下、Ca：0.0005〜0.010 wt
％、Te：0.005 〜0.05wt％、Se：0.003 〜0.10wt％およ
びBi：0.01〜0.3 wt％の１種または２種以上を含有する
組成になる非調質鋼（第３発明）である。

【００１２】

【発明の実施の形態】次に、この発明の各化学成分の限
定理由について説明する。Ｃ：0.10wt％以下Ｃは、冷却速度に依存せずに鋼の組織をベイナイト主体
あるいはベイナイト単相とするために、0.10wt％以下、
好ましくは0.04wt％以下に制限する必要がある。すなわ
ち、Ｃ量が0.10wt％をこえると、熱間鍛造後の冷却速度
によってはパーライト相が析出して靱性を損なうことが
あるため、0.10wt％以下とした。

【００１３】Si：0.005 〜2.0 wt％ Siは、脱酸および固溶強化を確保するために少なくとも
0.005 wt％を必要とし、一方過剰に含有すると靱性を低
下させることから、上限は2.0 wt％とした。

【００１４】Mn：0.5 〜5.0 wt％ Mnは、焼入れ性を向上してベイナイト組織の強度を確保
するために0.5 wt％以上は必要であり、一方5.0 wt％を
こえると切削性が劣化することから、0.5 〜5.0 wt％の
範囲に限定する。

【００１５】Ｖ：0.01〜0.5 wt％Ｖは、Ｖ(C, N)を析出強化に利用するとともに、オース
テナイト域で析出したＶ(C, N)をフェライト生成核とし
て利用することによって、組織の微細化および靱性の向
上が可能となるため、必要である。そのためには、0.01
wt％以上は必要であり、一方 0.5wt％をこえると、効果
が飽和する上、連鋳割れ等の問題も引き起こされるた
め、0.01〜0.5 ％の範囲とする。

【００１６】Ｎ：0.0010〜0.0200％Ｎは、Ｖ(C, N)を析出強化およびフェライト生成核に利
用するために、その含有量を制御する必要がある。すな
わち、0.0010wt％未満では、Ｖ(C, N)の析出による効果
が十分に得られず、一方0.0200％をこえると、効果が飽
和することに加えて、固溶Ｎがむしろ鋼材の靱性を低下
することになるため、0.0010〜0.0200％の範囲とする。

【００１７】Ti：0.001 〜0.1 wt％ Tiは、析出強化に加えて、過剰のＣを固定して靱性を向
上するのに有効であり、そのためには0.001wt ％以上は
必要である。一方、過剰に添加すると、冷却速度が遅い
場合に粗大なTiN を析出し、却って靱性を低下すること
になるから、0.1 wt％を上限とする。

【００１８】Nb：0.005 〜0.15wt％ Nbは、焼入性向上、析出強化および靱性向上のために0.
005 wt％以上は必要であるが、0.15wt％をこえると、熱
間圧延性を阻害することから、0.005 〜0.15wt％とす
る。

【００１９】Al：0.005 〜1.0 wt％ Alは、1.0 wt％をこえるとアルミナ系介在物が増えて、
靱性を損なうために1.0 wt％を上限とする一方、脱酸の
ためには0.005 wt％以上を添加する必要があることか
ら、0.005 〜1.0 wt％の範囲とする。

【００２０】Ｓ：0.001 〜0.50wt％Ｓは、切削性を向上する成分であり、その効果を発揮さ
せるには0.001 wt％以上の添加が必要である。しかし過
剰に添加すると、清浄性および靱性の低下を招くため、
上限を0.50wt％とする。

【００２１】また、この発明においては、上記基本成分
に、所定の化学成分を添加することによって、さらなる
強度向上あるいは、製品に仕上げる際の切削加工におけ
る切削性の向上を達成することができる。まず、強度向
上をはかるために、Cr：3.0 wt％以下、Ni：3.0 wt％以
下、Mo：1.0 wt％以下およびＢ：0.03％以下の１種また
は２種以上を、添加することが有利である。

【００２２】Cr：3.0 wt％以下 Crは、強度上昇に有効であるが、過剰に添加すると靱性
を低下するため、3.0wt％以下とする。

【００２３】Ni：3.0 wt％以下 Niは、強度および靱性を向上するのに有効な成分である
が、高価である上過剰に含有させても、その効果が飽和
するため、3.0 wt％以下に限定する。

【００２４】Mo：1.0 wt％以下 Moは、常温および高温での強度を上昇するのに有効であ
るが、高価であることから1.0 wt％以下の範囲で添加す
る。

【００２５】Ｂ：0.03wt％以下Ｂは、焼入れ性を向上する成分であるが、0.03wt％をこ
えて含有しても、その効果は飽和するため、0.03wt％以
下とする。

【００２６】また、切削性の向上をはかるために、Pb：
0.30wt％以下、Ｐ：0.10wt％以下、Ca：0.010 wt％以
下、Te：0.05wt％以下、Se：0.10wt％以下およびBi：0.
3 wt％以下の１種または２種以上を含有することができ
る。

【００２７】Pb：0.30wt％以下 Pbは、切削性を向上するのに有効な成分であり、一方0.
30wt％をこえると、その効果は飽和する上、耐疲労性が
低下するため、0.30wt％以下とする。

【００２８】Ｐ：0.10wt％以下Ｐは、切削性の向上を目的として添加することが可能で
あるが、靱性あるいは耐疲労性に悪影響をおよぼすた
め、0.10wt％以下に制限する必要があり、より好ましく
は0.07wt％以下とする。

【００２９】Ca：0.010 wt％以下 Caは、Pbとほぼ同様な効果を有する成分であり、一方、
0.01wt％をこえると、その効果は飽和するため、0.010
wt％以下とする。

【００３０】Te：0.05wt％以下 Teも、PbやCaと同じく切削性を向上する成分であり、一
方0.05wt％をこえると、効果が飽和する上、耐疲労性も
低下するため、0.05wt％以下とする。

【００３１】Se：0.10wt％以下 Seは、Mnと結合してMnSeを形成し、これがチップブレイ
カーとして作用することにより被削性を改善する。一方
0.10wt％を超える添加は耐疲労性に悪影響を及ぼすた
め、0.10wt％以下とする。

【００３２】Bi：0.3 wt％以下 Biは、Pbと同様に融点が低く、切削時の鋼材の発熱によ
り溶融すると、液体潤滑作用を発揮して被削性を向上さ
せる元素であるが、他の快削性元素と同様、多量の添加
は耐疲労性に悪影響を及ぼすため、0.3 wt％以下とす
る。なお、以上の添加成分は微量でもその効果を発揮す
るから、特に下限は設定しない。

【００３３】この発明の非調質鋼は、上述した基本組成
に成分調整をすることによって、均質なベイナイト組
織、具体的には体積率で90％以上がベイナイトの組織が
得られるため、製造条件を厳密に制御する必要はなく、
機械構造部品の一般に従って製造すればよい。

【００３４】例えば、上述した基本組成に成分調整した
熱間圧延棒鋼を、1200℃に加熱後、1000〜1200℃の温度
域での熱間鍛造または熱間圧延により所定の形状を得た
後、放冷により目的とするミクロ組織および特性を得る
ことができる。

【００３５】次に、熱間加工後は、特別な処理を必要と
しないが、特にＶ（Ｃ，Ｎ）等による析出硬化をさらに
積極的に利用するには、熱間加工後に室温まで冷却した
のちに行う再加熱処理において300 ℃以上800 ℃未満の
温度域で30ｓ以上保持するか、あるいは熱間加工後の冷
却中に500 ℃以上800 ℃未満の温度域において１℃／ｓ
以下の冷却速度で30ｓ以上冷却することが、強度を向上
する上で好ましい。

【００３６】また、冷間加工の場合は、同様に上述した
基本組成に成分調整した鋼を熱間圧延後に室温まで冷却
したのち冷間加工率２％以上の冷間加工を施すことが好
ましい。ここで冷間加工とは、冷間圧延、冷間伸線およ
び冷間鍛造のいずれでも良く、特に限定しない。また、
冷間加工後に高い靱性が要求される場合には、300 ℃以
上800 ℃未満の温度域で30ｓ以上保持することが、強度
を低下させることなく靱性を大幅に向上させる上で有効
である。

【００３７】

【実施例】表１に示す種々の化学組成を有するブルーム
を、連続鋳造により複数製造した。次いで、各ブルーム
を熱間圧延により200 mmφの棒鋼としたのち、1200℃に
加熱してから熱間鍛造にて30mmφに成形し、その後800
〜500 ℃の温度域を（１）５℃／min 、（２）30℃／mi
n および（３）300 ℃／min の冷却速度で冷却した。こ
れらの棒鋼の一部に関しては、550 ℃で40min 保持する
熱処理を実施した。かくして得られた棒鋼から、引っ張
り試験片（JIS4号）および衝撃試験片（JIS3号）を採取
し、それぞれ機械的性質について調査した結果を、表２
に示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】表２に示す通り、この発明に従う鋼は、熱
間鍛造後のいずれの冷却速度においてもTS≧940MPaと高
強度が得られ、かつ高強度であってもEl≧18％およびRA
≧55％と延性も十分に高い値を確保できた。さらに、靱
性も120 Ｊ／cm²以上と極めて良好である。

【００４１】また、比較鋼の強度、延性および靱性は、
冷却速度依存性が大きい。例えば、フェライト−パーラ
イト組織である比較鋼24は、冷却速度が速い場合でもTS
は766MPaと低く、冷却速度が遅くなるとさらに低くな
る。また、靱性は冷却速度の速い場合でも約40Ｊ／cm²
程度であり、冷却速度の遅い場合は約30Ｊ／cm²程度に
とどまる。

【００４２】一方、比較鋼23は、強度と靱性のバランス
がいずれの冷却速度でも比較鋼24に比べて良好である
が、発明鋼のそれに比べると依然として低く、YSについ
ても同様に低い。

【００４３】すなわち、比較鋼は、比較的冷却速度の速
い小さい部品に適用できる可能性はあるものの、冷却速
度の遅い大きい部品には不向きであることがわかる。こ
れに対して、発明鋼の機械的性質あるいは靱性は冷却速
度依存性が極めて小さく、部品形状が変化した場合、例
えば大断面形状となった場合でも十分な強度、延性およ
び靱性を均等に付与できるのである。

【００４４】実施例２表３に示す種々の化学組成を有するブルームを、連続鋳
造により複数製造した。次いで、各ブルームを熱間圧延
により40mmφおよび200 mmφの棒鋼としたのち放冷し
た。放冷は、800 〜400 ℃の温度域での冷却速度が５℃
／min または30℃／min であった。また、40mmφに圧延
した棒鋼の一部は、圧延後に800 〜400 ℃の温度域で30
0 ℃／min の加速冷却を行った。さらに、これら棒鋼の
一部に関しては、550 ℃で40min 保持する熱処理を実施
した。かくして得られた棒鋼から、引張試験片（JIS4
号）および衝撃試験片（JIS3号）を採取し、それぞれ機
械的性質について調査した結果を、表４に示す。

【００４５】

【表３】

【００４６】

【表４】

【００４７】表４に示す通り、この発明に従う鋼は、い
ずれの圧延サイズ、そして熱間圧延後のいずれの冷却速
度においてもTS≧940MPaと高強度が得られ、かつ高強度
であってもEl≧18％およびRA≧55％と延性も十分に高い
値を確保できた。さらに、靱性も120 Ｊ／cm²以上と極
めて良好である。

【００４８】また、比較鋼の強度、延性および靱性は、
冷却速度依存性が大きい。例えば、フェライト−パーラ
イト組織である比較鋼48は、冷却速度が速い場合でもTS
は769MPaと低く、冷却速度が遅くなるとさらに低くな
る。また、靱性は冷却速度の速い場合でも約40Ｊ／cm²
程度であり、冷却速度の遅い場合は約30Ｊ／cm²程度に
とどまる。

【００４９】一方、比較鋼47は、強度と靱性のバランス
がいずれの冷却速度でも比較鋼48に比べて良好である
が、発明鋼のそれに比べると各特性とも低いレベルにあ
る。

【００５０】すなわち、比較鋼は、比較的冷却速度の速
い小さい部品に適用できる可能性はあるものの、冷却速
度の遅い大きい部品には不向きであることがわかる。こ
れに対して、発明鋼の機械的性質あるいは靱性は冷却速
度依存性が極めて小さく、部品形状が変化した場合、例
えば大断面形状となった場合でも十分な強度、延性およ
び靱性を均等に付与できるのである。

【００５１】実施例３表５に示す種々の化学組成を有するブルームを、連続鋳
造により複数製造した。次いで、各ブルームを熱間圧延
により60mmφの棒鋼としたのち、冷間鍛造装置を用いた
前方押し出しにより30〜50mmφの棒鋼に成形した。ここ
で、棒鋼の内部割れを調査した。また、これら棒鋼の一
部に関しては、550 ℃で40min 保持する熱処理を実施し
た。かくして得られた棒鋼から、引張試験片（JIS4号）
および衝撃試験片（JIS3号）を採取し、それぞれ機械的
性質について調査した結果を、表６〜８に示す。

【００５２】さらに、比較鋼については、冷間鍛造後
に、800 〜950 ℃の温度域で１時間の加熱を行ってから
60℃の油中で焼入れし、次いで550 ℃で１時間の焼もど
し処理を施したのち、機械的性質について同様に評価し
た。この評価結果についても、表８および９に示す。な
お、表５〜９において、鋼49〜70は、この発明に従う鋼
であり、鋼71〜81はＪＩＳに規定の機械構造用炭素鋼お
よび合金鋼である。

【００５３】

【表５】

【００５４】

【表６】

【００５５】

【表７】

【００５６】

【表８】

【００５７】

【表９】

【００５８】表６〜９に示す通り、この発明に従う鋼で
は、冷間鍛造による割れの発生は認められなかったが、
比較鋼74〜81において割れが発生し、その発生率は冷間
加工率の増大に伴って上昇した。このことから、この発
明に従う鋼は、冷間鍛造性に優れることがわかる。

【００５９】また、この発明に従う鋼の冷間鍛造後の機
械的性質は、比較鋼に焼入れ焼もどし処理を施したもの
と比較して、強度および靱性の両面で格段に優れている
ことから、この発明に従う鋼が、従来の焼入れ焼もどし
鋼と同等以上の特性を有することがわかる。さらに、こ
の発明に従う鋼では、冷間鍛造後に熱処理を施すことに
よって、TSを著しく低下させることなく、衝撃特性を改
善できるため、靱性が重視される用途では、冷間加工後
に熱処理を施すことが好ましい。

【００６０】ここで、冷間鍛造を経た鋼材は、強度が上
昇する一方、靱性が低下するのが通例であるが、この発
明に従う鋼では冷間加工前の靱性が極めて高いために、
冷間加工による靱性の低下があっても、従来の焼入れ焼
もどし材と同等以上の靱性を確保できる一方、冷間加工
に伴う加工硬化により高い強度が獲得されるのである。

【００６１】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
加工後の熱処理を全く必要とせずに、さらに加工後に部
品形状に対応した冷却速度の制御も行うことなしに、熱
間または冷間加工まま材において、TS≧940MPaの高強度
と_uE₂₀≧105 Ｊ／cm²の高靱性とを併せて得ることが
可能である。従って、この発明の非調質鋼は、従来の非
調質鋼より優れた強度と靱性バランスを有するため、高
強度かつ高靱性を必要とする自動車用重要保安部品およ
びシャフト類など、各種機械部品に広く活用することが
できる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者星野俊幸岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者天野虔一岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.10wt％以下、 Si：0.005 〜2.0 wt％、 Mn：0.5 〜5.0 wt％、Ｖ：0.01〜0.5 wt％、 Ti：0.001 〜0.1 wt％、 Nb：0.005 〜0.15wt％、 Al：0.005 〜1.0 wt％、Ｓ：0.001 〜0.50wt％およ
びＮ：0.0010〜0.0200wt％を含む成分組成になり、かつ体積率で90％以上がベイナ
イト組織であることを特徴とする非調質鋼。
【請求項２】請求項１において、さらに Cr：3.0 wt％以下、 Ni：3.0 wt％以下、 Mo：1.0 wt％以下およびＢ：0.03wt％以下、の１種または２種以上を含有する組成になる非調質鋼。
【請求項３】請求項１または請求項２において、さら
に Pb：0.30wt％以下、Ｐ：0.10wt％以下、 Ca：0.010 wt％以下、 Te：0.05wt％以下、 Se：0.10wt％以下およびBi：0.3 wt％以下の１種または２種以上を含有する組成になる非調質鋼。