JPS6045250B2 - 非調質鍛造部品の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は焼ならしあるいは焼入・焼戻処理等の熱間鍛造
後の再熱処理を省略し、熱間鍛造ままで使用する靭性、
疲労特性の優れたシャフト、ロッド、アーム、軸類等に
適する非調質鍛造部品の製造方法に関するものである。

機械部品等に使われる機械構造用の鋼は、多くの場合熱
間鍛造によつて成形を行い、その後焼ならしあるいは焼
入・焼戻処理の再熱処理を施し、次いで切削加工を加え
て機械部品として使用されている。熱間鍛造後の焼なら
しあるいは焼入・焼戻等の再熱処理の目的は、１１００
０〜１２卯℃以上という熱ｔｓ口＾に−ｒＦ、山−’、
豐＝ヨーに −ー 後 一ーーＬＬｉ、、Ｌ−うケ１
ノ★口」Ｌ！レ書 ｊ−←←晶粒を微細化すると共に、
必要な強度、靭性を付与することにあることは言うまで
もない。

ところでこのような工程で製造されている部品の中には
、焼ならしあるいは焼入・焼戻処理によつて得られる程
の高い靭性は必要とせず、所定の強度特性が確保されて
おれば十分使用できる場合もある。

又、慣習的に熱間鍛造後再熱処理を行つていることも多
い。従つて熱間鍛造のままの状態で、靭性の改善をする
ことがてきれは多大な労力と費用を要する熱間鍛造後の
再熱処理を省略することが可能であり、これによつて得
られる工業的な利益は計り知れないものがあると考えら
れる。

このような観点から本発明者らは、機械構造用鋼のＭｎ
量の調整およびＶの添加を行うことにより、従来材に比
べ熱間鍛造ままの靭性を、強度特性を損うことなく向上
せしめ得ることを見出し、さきに特願昭５３−１５４９
６８号、特願昭５３−１５４９６腸により出願中である
。

本発明者らは更に上記鋼の利用技術を検討してきた結果
、新たな再熱処理省略型熱間鍛造用棒鋼を開発すると共
にこの棒鋼から鍛造部品を製造する際、熱間鍛造後の冷
却速度をコントロールすることにより優れた靭性に加え
て、機械部品として重要な疲労特性を改善向上せしめ得
ることを見出した。

即ち１１０００Ｃ〜１２０００Ｃあるいはそれ以上の熱
間鍛造温度に加熱されることによつてオーステナイト結
晶粒は著しく粗大化するが、鍛造後の冷却過程において
１０００大〜５５（代）の間の温度範囲を、０．７℃／
Ｓｅｃ以下に保つことにより、変態中にオーステナイト
粒の中に多角形フェライトを多量に分散させることがで
き、実質的に細粒化した組織を得ることができ、疲労強
度を従来の熱間鍛造後焼入・焼戻処理を行つたものと、
同等の水準にまで高め得ることを見出した。

通常の機械構造用鋼の熱間鍛造後放冷した場合得られる
組織は、旧オーステナイト粒界に初析のフェライトが析
出し、粒内はパーライト組織となる。

ところが本発明者等は適当な成分系と熱間鍛造後の冷却
速度をコントロールすることにより、旧オーステナイト
粒内に多角形のフェライトがＭｎＳを核として多量に分
散し、その結果実質的に細粒化し、疲労特性が向上する
ことを見出した。

この多角形フェライトの析出コントロールが本発明の技
術的な要点である。

以下にデータを挙げて本発明の詳細な説明する。

種々の量のＣ，Ｍｎ，■，Ｓを含む鋼を１５０ｋ９高周
波溶解炉で溶製し、鋼塊とした後熱間圧延により３０φ
の丸棒とした。

この丸棒を素材として実際の部品製造の場合の熱間鍛造
のシミュレーションとして１２５０℃に１紛！間加熱保
持後、種々のボックスの中に入れて１０００℃から５５
０℃の温度範囲を０．２〜１．２℃／Ｓｅｃの冷却速度
で冷却した。

なお、実際に熱間鍛造で部品を成形する場合には、ハン
マーによる加工が加えられているが、熱！間鍛造の場合
加工温度が高く、加工後直ちに再結晶と粒成長が生じる
ので、上述の単なる高い温度への加熱と冷却の熱処理に
よつても、十分熱間鍛造した場合のシュミレーションを
行うことが可能で、後述の実施例に示した場合とよく一
致してい１た。

又、Ｓ４？を焼入後種々の温度で焼戻しし、強度水準を
変えた材料を用い比較材とした。

これらの丸棒よりＪｌＳ４号試験片および小野式回転曲
げ疲労試験片を切り出し試験に供した。

疲労試験片は応力集中係数２となる環状溝付試験片とし
た。第１図は炭素当量〔Ｃｅｑ（％）＝Ｃ％＋↓（Ｓｉ
％）十長（Ｍｎ％）＋↓×（Ｖ％）〕と引張強さの関係
を示す図である。

第２図は引張強さσＢと回転曲げ疲労試験によ）つて求
めた疲労限σＷｂとの関係を、冷却速度をパラメータに
とり示したものである。

第３図は冷却速度と疲労限度比（σＷｂ／σＢ）の関係
を示す図である。

第２図、第３図から鍛造後１０００Ｗ〜５５（代）の温
度範囲を０．ｒｃ／Ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却するこ
とにより、焼入焼戻しした場合と全く同等の疲労特性が
得られることがわかる。

第４図イ，口，ハは、この時の代表的な顕微鏡組織写真
（×１００）であり、このうちイは０．γＣ／Ｓ以下の
冷却速度で冷却した場合の組織写真であり、旧オーステ
ナイト粒内に多角形のフェライトが多量に析出している
ことがわかる。

この多角形フェライトの組織の中には黒く点状に析出核
が認められるが、Ｘ線マイクロアナライザーにより分析
した結果、ＭｎＳであることが確かめられた。

第４図口は０．７超０．９′Ｃ／Ｓ以下、第４図ハは０
．９℃／Ｓ超の冷却速度で冷却した場合の組織写真であ
る。

なお、第４図イ，Ｃ］，ハは、第３図に示すイ，口，ハ
と対応する。

次に本発明の合金元素の作用効果および冷却速度を制御
することの意味について述べる。

熱間鍛造の温度から室温にまで冷却される間に生じる冶
金的な現象を考えると、１１００間〜１２００℃以上の
高い温度に加熱されることになるオーステナイト化とオ
ーステナイト結晶粒の粗大化、添加されたＶの固溶化、
熱間加工と再結晶およびその後の冷却過程における■の
炭窒化物の析出とオーステナイトのフェライト●パーラ
イトへの変態が生じる。

これらの現象に対して本発明の合金元素の作用効果およ
び冷却速度をコントロールする技術的な意味は次のとお
りである。

合金元素■は他のＡｌ，Ｎｂ，Ｔｉ等の元素と同様に炭
窒化物生成元素であり、これらの炭窒化物の働きにより
、鋼材加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制す
る効果があることはよく知られているところである。

しかしこれらの炭窒化物の結晶粒抑制効果は、高々１１
００℃位までであり、それ以上の温度ではＴｉＮを除き
、オーステナイト中に固溶してしまい、結晶粒粗大化抑
制効果はも早現われないこともよく知られている。

実際本発明になるＶ添加鋼の熱間鍛造、冷却後のオース
テナイト粒は、Ｖ無添加の場合と全く同様に粗大化して
いる。

従つて、本発明は従来から知られているＶの炭窒化物に
よるオーステナイト結晶粒の粗大化防止を企画したもの
ではない。本発明におけるＶの作用効果は二つある。即
ち熱間鍛造の加熱温度において十分Ｖを固溶させた後の
冷却時に■の炭窒化物として析出せしめ、析出硬化によ
る効果的な強度の上昇をもたらすことと、更にマトリッ
クス中のＣ，Ｎと結びついてＶの炭窒化物として析出し
た結果、周囲のＣ，Ｎの量を低下せしめ、次のフェライ
ト変態量を多くかつ生じ易くする点である。Ｓは上述の
如く■の炭窒化物を析出せしめた後フェライト、パーラ
イト変態を生ぜしめると、オーステナイト粒内に分散し
て析出する多角形のフェライトが析出する時の析出核Ｍ
ｒｌＳとして作用させるために必要な元素である。

冷却速度のコントロールは適当なＶの炭窒化物の析出に
よる強度のコントロールと、次のフェライト変態のため
の準備段階および多角形フェライトの微細析出を効果的
に生ぜしめるために重要であり、１０００℃から５５０
℃の温度範囲を０．７以下の冷却速度て冷却することが
必要である。

次に本発明を構成する各種合金元素の含有量の限定理由
について述べる。本発明は熱間鍛造後再加熱による焼な
らし又は焼入・焼戻処理を省略して熱間鍛造ままで使用
することを目的としたもので、必要な強度特性はほぼ引
張強さで６５ｋ９／Ｔｎ２以上であり、よつて第１図よ
り炭素当量を０．５３％以上とした。

Ｃ量は必要とする強度レベルと炭素当量との関係から、
Ｍｎ，ＶおよびＳｉ量との兼合いで決つてくるが、Ｃ量
を下げると必然的にＭｎ，■，Ｓｉ等の合金元素量を増
す必要があるので０．３０％以上とした。

Ｃ量が０．６０％を越すと製造上の困難さが増し、又溶
接部品への適用が困難となるので０．６０％を上限とし
た。

ＭｎはＣと共に必要な強度を確保するために必要で、０
．６０〜２．０％とした。

Ｖは本発明のポイントとなる元素の一つであり、適当な
析出硬化とＣ，Ｎを固定し多角形フェライトを多量に析
出せしめるために０．０３％以上必要である。

添加量が０．２０％を越すとその効果が飽和するので上
限を０．２０％とした。Ｓは冷却時のフェライト変態の
際多角形フェライトの析出核として働くＭｎＳとして必
要なもので、０．０２〜０．０６％必要であり、切削性
を重視する場合は０．１２％まで添加した方が良い。

Ｓｉは本質的には脱酸剤として必要な量だけ存在してお
ればよく、０．１５〜０．３５％とした。

又脱酸補助としてＡ１を０．００５〜０．０５％添加す
る。熱間鍛造後の冷却速度は強度調整として働くＶの炭
窒化物の析出と、微細な角形フェライトを効果的に析出
させるために制御する必要があり、１０００℃から５５
０℃の温度範囲を０．ｒｃ／Ｓｅｃ以下にしなければな
らない。

冷却速度のコントロールは工業的には比較的容易に行う
ことができる。

即ち熱間鍛造で部品を作る場合、通常多量に鍛造を行な
うため、鍛造成形した部品をまとめておくだけで部品の
自己の熱によりゆつくり冷却することができる。これで
不十分な場合簡単な保温カバーをかけるだけで所定の冷
却速度を容易に得ることができる。以下に実施例を挙げ
て更に説明する。

実施例１ 第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉て溶製し、通常
の方法でビレツトとした後、熱間圧延により５０φの棒
鋼とした。

この棒鋼を切断後、１２００℃に加熱後熱間鍛造により
３０φのシャフトに成形後、種々のボックスのａ中で１
０００′Ｃ〜５５０℃間の冷却速度を調節して冷却した
。

ＮＯ．ｌ，ＮＯ．２は本発明例、ＮＯ．３〜ＮＯ．６は
比較例であつて、ＮＯ．６の材料は、３０φに鍛造後冷
却し、その後焼入れ・焼戻を行つたものである。

これらのシャフトの軸方向に平行にＪＩＳ４号引張試験
片、ＪＩＳ３号衝撃試験片、小野式回転曲げ疲労試験片
（応力集中係数２の環状溝付試験片）を切り出し、材質
を検討した。

結果を第１表に併記した。

第１表の結果から明らかなように本発明例陽１１，Ｎ０
．２のものは優れた強度、靭性、疲労特性を有している
ことがわかる。

なお、この特性値は第１，２，３図に示した熱処理によ
る熱間鍛造シミュレーションの結果とよく一致している
。

実施例２ 第２表に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、通常
の方法でビレツトとした後熱間圧延により７０φの棒鋼
とした。

この棒鋼を切断後１２００℃に加熱後熱間鍛造により３
０φのシャフトに成形後、種々のボックスの中で１００
０゜Ｃ〜５５０℃の間の冷却速度を調節して冷却した。

ＮＯ．ｌ，ＮＯ．２，ＮＯ．５は本発明例で、ＮＯ．３
，ＮＯ．４，ＮＯ．６〜ＮＯ．８は比較例であり、ＮＯ
．８の材料は３０φに鍛造後、焼入・焼戻を行つたもの
である。これらのシャフトの軸方向に平行にＪＩＳ４号
引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片、小野式回転曲げ疲
労試験片を切り出し、材質を検討した。

結果を第２表に併記した。

第２表の結果から明らかな如く、本発明のものは優れた
強度、靭性、疲労特性を有していることがわかる。

以上述べたように本発明によれば熱間鍛造後の再熱処理
を省略しても優れた強度、疲労特性が得られ、靭性も満
足する値が得られるので工業的に極めて大きな利益をも
たらすものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は炭素当量と引張強さとの関係を示す図、第２図
は引張強さと回転曲げ疲労疲労試験によつて求めた疲労
限との関係を冷却速度をパラメーターにとり示した図、
第３図は１０００〜５５０℃間における冷却速度と疲労
限度比との関係を示す図、第４図イ，口，ハは鋼の顕微
鏡組織写真図であり、第４図イは鍛造後１０００℃〜５
５０℃の温度範囲を０．ｒｃ／ｓ以下の冷却速度で冷却
した場合、第４図口は０．７超０．ｇ′Ｃ／Ｓ以下の冷
却速度て冷却した場合、第４図ハは０．９′Ｃ／Ｓ超の
冷却速度で冷却した場合のものをそれぞれ示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１５〜０．
   ３５％、Ｍｎ：０．６０〜２．０％、Ｖ：０．０３〜０
   ．２０％、Ｓ：０．０２〜０．１２％、Ａｌ：０．００
   ５〜０．０５％を含み、残りは実質的にＦｅよりなり、
   次に示す炭素当量が０．５３％以上である鋼を、熱間鍛
   造により部品に成形後、１０００℃から５５０℃の温度
   範囲を０．７℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却することを特
   徴とする非調質鍛造部品の製造方法。 炭素当量Ｃｅｑ（％）＝ Ｃ％＋１／７Ｓｉ％＋１／５Ｍｎ％＋１／２Ｖ％