JPS61177318A - 時効硬化型高強度鋼の製造方法 - Google Patents
時効硬化型高強度鋼の製造方法Info
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- JPS61177318A JPS61177318A JP1795485A JP1795485A JPS61177318A JP S61177318 A JPS61177318 A JP S61177318A JP 1795485 A JP1795485 A JP 1795485A JP 1795485 A JP1795485 A JP 1795485A JP S61177318 A JPS61177318 A JP S61177318A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
発明の目的
［産業上の利用分野１
本発明は、時効硬化型高強度鋼の製造方法に関し、強度
と靭性のバランスがよく加工性のすぐれた高強度鋼を低
減されたコストで提供するものである。 ［従来の技術］ 従来、機械構造用鋼部品たとえば自動車の足まわり部品
などの製造において、省エネルギーを図るため、製造工
程にあける各種の熱処理を省略する試みがなされている
。 その代表的なものは、鍛造などの熱間加工後の焼入
れ焼戻し処理の省略を目的として開発されたいわゆる「
非調質鋼」であって、製造技術の面でみると、たとえば
鍛造直接焼入法の出現である。 この非調質鋼により得られる硬さは最大が）ｌｖ３００
程度であり、鍛造直接焼入法で通常の機械構造用鋼を焼
入れだ場合、焼入れ後の硬さは、少なくともＨＶ３９０
〜４５０となる。 強度の面からは、硬さが高い点で後
者の方法が好ましいといえるが、靭性および切削など加
工のしやすさを考慮して、実際には焼戻し処理を施して
所定の硬さまで下げているのが現状である。 ざらに、
鍛造直接焼入法では、冷却剤の温度が作業の進行につれ
て高くなるなど、その冷却能力の変化に基因する部品硬
さのバラツキが生じる。 これに加えて、焼入れ歪が大
きいこと、焼入れ時に冷却油または冷却水のヒユームが
大量に発生し、作業環境が悪化すること、ざらに焼戻し
により部品組織中にソルバイトが生成するために硬さ低
下に見合う被剛性が得られないことなど、多くの問題が
派生する。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明の目的は、上記の問題点を解決し、強度（硬さ）
と靭性のバランスがとれ、加工性のよい時効硬化型高強
度鋼を、焼入れや焼戻し処理を要さずに低減されたコス
トで製造できる方法を提供することにある。 発明の構成 ［問題点を解決するための手段］ 本発明の改良された時効硬化型高強度鋼の製造方法は、
基本的には、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ ：０
．０３〜１．０％、Ｍｎ ：０．２〜２゜０％、Ｃ１：
０．５〜２．０％、Ｖ：〇、０５〜０．５％、Ｎｉ：０
．４〜３．０％と溶製上不可避の不純物とを含有し、残
部が実質的にＦｅからなる鋼を、９００℃以上の温度に
加熱したのち塑性加工し、ついで冷却速度５〜５００″
０７ｍ１ｎでＡｒ ”Ａｒ’１変態点間を冷却し、そ
の後４００〜６００ ℃の温度で時効硬化してなる。 上記鋼の組成に加えて、Ａ、ｌ！ ：０．００５〜０゜
１０％、ｒ＊ ：０．００５〜０．１０％およびＮｂ
：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上とＮ
：０．００７〜０．０３０％を添加してもよい。また、
Ｃｒ：２％以上および（または）ＭＯ：０．４％以下を
添加することもある。 ざらに、Ｓ：０．０３〜０．３％、Ｐｂ：０゜０３〜０
．３０％、Ｂｉ ：０．０３〜０．５％、Ｔｅ ：０
．００１〜０．０１％およびＣａ：Ｏ。 ０００３〜０．００５％の１種または２種以上を添加す
る場合もある。 上記の諸態様で使用する添加元素は、所望により２以上
のグループを組み合わせてもよいことはもちろんである
。
と靭性のバランスがよく加工性のすぐれた高強度鋼を低
減されたコストで提供するものである。 ［従来の技術］ 従来、機械構造用鋼部品たとえば自動車の足まわり部品
などの製造において、省エネルギーを図るため、製造工
程にあける各種の熱処理を省略する試みがなされている
。 その代表的なものは、鍛造などの熱間加工後の焼入
れ焼戻し処理の省略を目的として開発されたいわゆる「
非調質鋼」であって、製造技術の面でみると、たとえば
鍛造直接焼入法の出現である。 この非調質鋼により得られる硬さは最大が）ｌｖ３００
程度であり、鍛造直接焼入法で通常の機械構造用鋼を焼
入れだ場合、焼入れ後の硬さは、少なくともＨＶ３９０
〜４５０となる。 強度の面からは、硬さが高い点で後
者の方法が好ましいといえるが、靭性および切削など加
工のしやすさを考慮して、実際には焼戻し処理を施して
所定の硬さまで下げているのが現状である。 ざらに、
鍛造直接焼入法では、冷却剤の温度が作業の進行につれ
て高くなるなど、その冷却能力の変化に基因する部品硬
さのバラツキが生じる。 これに加えて、焼入れ歪が大
きいこと、焼入れ時に冷却油または冷却水のヒユームが
大量に発生し、作業環境が悪化すること、ざらに焼戻し
により部品組織中にソルバイトが生成するために硬さ低
下に見合う被剛性が得られないことなど、多くの問題が
派生する。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明の目的は、上記の問題点を解決し、強度（硬さ）
と靭性のバランスがとれ、加工性のよい時効硬化型高強
度鋼を、焼入れや焼戻し処理を要さずに低減されたコス
トで製造できる方法を提供することにある。 発明の構成 ［問題点を解決するための手段］ 本発明の改良された時効硬化型高強度鋼の製造方法は、
基本的には、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ ：０
．０３〜１．０％、Ｍｎ ：０．２〜２゜０％、Ｃ１：
０．５〜２．０％、Ｖ：〇、０５〜０．５％、Ｎｉ：０
．４〜３．０％と溶製上不可避の不純物とを含有し、残
部が実質的にＦｅからなる鋼を、９００℃以上の温度に
加熱したのち塑性加工し、ついで冷却速度５〜５００″
０７ｍ１ｎでＡｒ ”Ａｒ’１変態点間を冷却し、そ
の後４００〜６００ ℃の温度で時効硬化してなる。 上記鋼の組成に加えて、Ａ、ｌ！ ：０．００５〜０゜
１０％、ｒ＊ ：０．００５〜０．１０％およびＮｂ
：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上とＮ
：０．００７〜０．０３０％を添加してもよい。また、
Ｃｒ：２％以上および（または）ＭＯ：０．４％以下を
添加することもある。 ざらに、Ｓ：０．０３〜０．３％、Ｐｂ：０゜０３〜０
．３０％、Ｂｉ ：０．０３〜０．５％、Ｔｅ ：０
．００１〜０．０１％およびＣａ：Ｏ。 ０００３〜０．００５％の１種または２種以上を添加す
る場合もある。 上記の諸態様で使用する添加元素は、所望により２以上
のグループを組み合わせてもよいことはもちろんである
。
本発明の時効硬化型高強度鋼の製造方法によれば、鋼の
型打鍛造等の加工性に焼入れなどの急冷をする必要がな
いため、従来の熱処理に伴う問題がない。 また、時効
処理前に切削などの機械加工を施しておき、その後に時
効処理を行なうため、加工時は硬さが比較的低くて加工
が容易である。 最終製品の硬さは従来の非調質鋼では得られない硬さと
なる。 各合金元素の作用と成分組成の限定理由は次のとおりで
ある。 Ｃ：０．１５〜０．５０％ 必要な強度を確保し、ざらにＶ、Ｎなどとの炭化物を形
成し、マトリックスの強化を図るために０．１５％以上
の存在が必要であり、０．５０％を超えると炭化物の過
剰析出により必要以上に高硬度化し、靭性が低下する。 ｓｉ ：Ｑ、０３〜１．０％ Ｓｉは脱酸剤としはたらき、その含量が０゜０３未満で
は有効な脱酸作用を期待できず、一方、１．０％以上存
在すると、靭性が低下する。 Ｍｎ ：Ｑ、２〜２．０％ Ｍｎは合金中の介在物の形態を制御するうえで重要であ
るが、０．２％未満ではこの効果が得られず、また、２
．０％を超えると被削性が低下し、本発明の目的とする
高強度鋼が得られない。 Ｃ０：０．５〜２．０％ Ｃｕは時効後の硬さを確保するために０．５％以上含有
させなければならない。 ２．０％を超えると熱間加工
性が低下する。 Ｖ：０．０５〜０．５％ ■は、本発明鋼の鍛造後における冷却処理に際し、上記
のＣおよびＮと炭窒化物をつくり、硬さを確保する。
０．０５％未満ではその効果が乏しく、また０、５％以
上含有すると強度上昇よりも靭性低下の弊害が大きくな
る。 Ｎｉ：０．４〜３．０％ Ｎｉは本発明鋼の製造性の確保、すなわち圧延分塊工程
における割れを防止するうえで０゜４％以上添加しなけ
ればならない。 一定時間の加熱により表面のＦｅが優
先酸化されるに伴いＣＩが濃縮され、粒界に入る。 融
点が低いために割れを招くが、ＮｉはＣｕと同容体（Ｃ
ｕ −Ｎｉ ＞をつくって、これを防止する。 この効
果は０．４％以上で明確になり、３．０％を超えても変
らない。 Ａ、ｌ！、 Ｔｉ 、 Ｎｂ ：各０．００５〜０．１
０％Ｎ：０．００７〜０．０３０％ これらの元素は、鍛造後の結晶粒を微細化し、靭性を向
上する効果がある。 とくに後述する加熱温度条件にお
いて、これらの元素の添加により１２００〜１２５０℃
の高温処理が可能となる。 しかし、過度に多量含有す
ると、かえって靭性が低下するので、上記の範囲に限定
した。 Ｃｒ：２％以下 ＭＯ：Ｑ、４％以下 これらは鋼の強度向上を図るうえで有効である。 多量
に存在すると、靭性が低下するので、上記限度以下とす
る。 Ｓ、Ｐｂ ：０．０３〜０．３％ ｓｉ ： ０．０３〜０．５％ Ｔｅ二 ０．００１〜０．０１％ Ｃａ ： ０．０００３〜０．００５％これらの元
素は、被削性向上のため必要に応じて添加する。 多量
の存在は靭性の低下を招く。 次に処理条件についていえば、まず加工のための加熱温
度９００ ℃以上の条件は、■の炭窒化物の固溶化をは
かり、鍛造後の硬さを確保するために必要である。 こ
の加熱温度にはとくに上限はないが、結晶粒の粗大化を
防止する点から、実用上は１１５０℃以下とするのが好
ましい。 上記１、Ｔｉ 、Ｎｂ、Ｎを添加した場合は
、１２００〜１２５０℃の高温にすることができる。 冷却速度５〜５００℃／ｍｉｎ鍛 造などの加工処理後における冷却速度の調整は、時効後
の硬さを向上することを目的とする。 すなわちＡｒ３〜Ａｒ１の変態点間で、微細な■の炭窒
化物を均一に析出させ、焼入れ焼戻し処理を省略しても
十分な強度特性を発揮させることにある。 冷却速度が
５°Ｃ／ｍｉｎより遅い冷却では、Ｖ、Ｃｕの粗大析出
物が多量に析出し、時効後の硬さ向上を妨げる。 また、５００℃／ｍｉｎを超える冷却速度では焼きが入
った状態となり、時効前に高い硬さとなる。 時効温度４００〜６００ ℃ 実用性を考慮して５〜１０時間程度の処理で時効硬化が
実現する温度条件を検討した結果、時効の効果を確保で
きるのは４００℃以上であり、硬さを得るには６００
℃を超えてはならないことがわかった。 【実施例］ 第１表に示す組成の鋼を溶製し、次の条件で鍛造して、
冷却および時効硬果を行なった。 鍛造温度：１１００℃ （径４０＃の丸棒を径３０ｍに圧延した。）Ａｒ３〜Ａ
ｒ１の平均冷却速度：３５°Ｃ／ｉｎ 時効条件：５００℃Ｘ２ｈｒ 表において、供試材Ａ、Ｂは比較例であり、Ｃ−Ｉは本
発明である。 供試材 ＣＳｉ Ｍｎ ＣＯＡ
Ｏ，２００，２５１，０００，３０Ｂ Ｏ，２０
０，２５１，００１，００ＣＯ，２５０，２５１，００
１，００ Ｄ Ｏ，２５０，２５１，００１，００Ｅ
Ｏ，４５０，１５０，５０１，２０Ｆ ０．１
７ ０．２５ ０．４０ １．８０（３０
，２００，３０１，８０１，００ＨＯ，２００，３２１
，１０１，１０ ■０．１６ ０．１０ ０．８０ １．５
０表 Ｎｉ ｃｒ ＭＯＶ その他０、１
０ ０．０３０． １
ｏ ０． ｏ３０、
７０ ０．０７１．５
００．１０ １．００ ０．３５ ０．０８
１．００ ０．５０ ０，１０ ０．０６
０．７０ ０．１０
Ａ！Ｊ： ０．０３ＯＮ ： ０．０１
６ ０．９５ ０．１２
Ｎｂ ： ０．０３２゜９０ −−〇
、１５ Ｓ：０．１０Ｐｂ ： ０．２０ Ｃａ ：０．００２５ 各供試材について、鍛造後および時効後の硬さくＨＶ
＞を常法により測定した。 その結果、第２表に示すとおり、本発明によるものは、
いずれも比較例よりもはるかに大きな硬さを有すること
が実証された。 第２表 供試材 鍛造後の硬さ 時効硬さくＨｖ ）
（Ｈｖ ＞ Ａ １６５ １８５Ｂ
２０７ ２７５Ｃ２３９３２０ Ｄ ２６０ ３５０Ｅ
２９３ ３６４Ｆ ２８０
３９２Ｇ ２７６ ３５５Ｈ２６
０３７０ Ｉ ２９１ ３８５次に、供試材Ａ
−Ｄについて、径２０＃、高さ３０＃の円柱状試料５０
個を用意し、高さ７．５Ｍに、つまり７５％の圧縮を行
う据込み鍛造を熱間（１２００℃ｘ １ ｈｒ’）で実
施し、側面の割れの有無をしらべた。 その結果は、第３表に示すように、ＮｉおよびＣｕ含有
量の少ない比較例では割れ発生率がきわめて高いのに対
し、本発明による製品はほとんど割れがなく、靭性およ
び加工性のすぐれていることが実証された。 第３表 供試材 割発生率（％） Ａ ２５ 比較例Ｂ １
００ ｒＩ Ｃ５本発明 Ｄ Ｏ〃 上記の供試材Ａ、ＤおよびＨについて、径４０Ｍの丸棒
を種々の加熱温度で径３０＃に鍛造した後、Ａｒ３〜Ａ
ｒ１の冷却温度を３５℃／ｍｉｎの一定にして冷却し、
鍛造後の硬さに及ぼす加熱温度の影響をしらべた。 その結果、第４表のＨｖの値に示すように、比較例では
８００〜９５０℃の範囲にわたって、硬さおよびその変
化が小ざいのに対し、実施例では硬さが高く、しかも９
００℃以上で向上が著しいことがわかった。 第４表 供試 加熱温度（℃） 材−８００８５０９００９５０ Ａ １４０ １４８ １５７ １６０ 比較例Ｄ
２００ ２１８ ２４８ ２５２ 本発明Ｈ２
１０２２２２５２２５８〃 供試材Ｃについて、第１表と同様の条件で鍛造および時
効硬化を行ない、その際に冷却速度を変えて、冷却速度
が時効硬化に与える影響をしらべた。 その結果は、第５表に示すように、冷却速度５℃／ ｍ
ｉ ｎ未満および５００℃／ｍｉｎを超過の本発明の
条件をみたさない範囲では、実質的に時効硬化を得られ
ないことが明らかである。 第５表 冷却速度 △Ｈｖ＊ （℃／ｍｉｎ ） ２ ５ 比較例 ７ ３０ 本発明１０
５０ 〃 ５０ ８０ 〃 １００ ８２ 〃２００
８５ 〃５００ ３０
〃 ８００ １５ 比較例（△Ｈｖ
＝時効硬さ一時効前硬さ）供試材Ｈについて、第１表
と同様の条件で鍛造および冷却を行なったののち、時効
温度を変えて時効後の硬さに及ぼす影響をしらべた。 その結果、第６表に示すように、時効温度で４ＯＯ〜６
００ ℃の範囲をはずれると有効な時効硬化が達成され
ず、とくに高温側では焼戻しによるマトリクス軟化が生
じ、かえって硬さが減少していた。 第６表 −」」１口」上 △Ｈｖ゛ ３００ １６ 比較例４００
３８ 本発明５００ １１６
〃 ６００ ４３ 〃 ６５０−１０ 比較例 発明の効果 本発明の時効硬化型高強度鋼の製造方法によれば、焼入
れ焼戻しなどの熱処理を要することなく、強度と靭性の
バランスがとれ、加工性のよい高強度鋼を得ることがで
き、工数の低減と省エネルギーにより、機械部品の製造
コストを引き下げることができる。 従って本発明は、
自動車部品とくにステアリングやコンロッドの製造に好
適である。
型打鍛造等の加工性に焼入れなどの急冷をする必要がな
いため、従来の熱処理に伴う問題がない。 また、時効
処理前に切削などの機械加工を施しておき、その後に時
効処理を行なうため、加工時は硬さが比較的低くて加工
が容易である。 最終製品の硬さは従来の非調質鋼では得られない硬さと
なる。 各合金元素の作用と成分組成の限定理由は次のとおりで
ある。 Ｃ：０．１５〜０．５０％ 必要な強度を確保し、ざらにＶ、Ｎなどとの炭化物を形
成し、マトリックスの強化を図るために０．１５％以上
の存在が必要であり、０．５０％を超えると炭化物の過
剰析出により必要以上に高硬度化し、靭性が低下する。 ｓｉ ：Ｑ、０３〜１．０％ Ｓｉは脱酸剤としはたらき、その含量が０゜０３未満で
は有効な脱酸作用を期待できず、一方、１．０％以上存
在すると、靭性が低下する。 Ｍｎ ：Ｑ、２〜２．０％ Ｍｎは合金中の介在物の形態を制御するうえで重要であ
るが、０．２％未満ではこの効果が得られず、また、２
．０％を超えると被削性が低下し、本発明の目的とする
高強度鋼が得られない。 Ｃ０：０．５〜２．０％ Ｃｕは時効後の硬さを確保するために０．５％以上含有
させなければならない。 ２．０％を超えると熱間加工
性が低下する。 Ｖ：０．０５〜０．５％ ■は、本発明鋼の鍛造後における冷却処理に際し、上記
のＣおよびＮと炭窒化物をつくり、硬さを確保する。
０．０５％未満ではその効果が乏しく、また０、５％以
上含有すると強度上昇よりも靭性低下の弊害が大きくな
る。 Ｎｉ：０．４〜３．０％ Ｎｉは本発明鋼の製造性の確保、すなわち圧延分塊工程
における割れを防止するうえで０゜４％以上添加しなけ
ればならない。 一定時間の加熱により表面のＦｅが優
先酸化されるに伴いＣＩが濃縮され、粒界に入る。 融
点が低いために割れを招くが、ＮｉはＣｕと同容体（Ｃ
ｕ −Ｎｉ ＞をつくって、これを防止する。 この効
果は０．４％以上で明確になり、３．０％を超えても変
らない。 Ａ、ｌ！、 Ｔｉ 、 Ｎｂ ：各０．００５〜０．１
０％Ｎ：０．００７〜０．０３０％ これらの元素は、鍛造後の結晶粒を微細化し、靭性を向
上する効果がある。 とくに後述する加熱温度条件にお
いて、これらの元素の添加により１２００〜１２５０℃
の高温処理が可能となる。 しかし、過度に多量含有す
ると、かえって靭性が低下するので、上記の範囲に限定
した。 Ｃｒ：２％以下 ＭＯ：Ｑ、４％以下 これらは鋼の強度向上を図るうえで有効である。 多量
に存在すると、靭性が低下するので、上記限度以下とす
る。 Ｓ、Ｐｂ ：０．０３〜０．３％ ｓｉ ： ０．０３〜０．５％ Ｔｅ二 ０．００１〜０．０１％ Ｃａ ： ０．０００３〜０．００５％これらの元
素は、被削性向上のため必要に応じて添加する。 多量
の存在は靭性の低下を招く。 次に処理条件についていえば、まず加工のための加熱温
度９００ ℃以上の条件は、■の炭窒化物の固溶化をは
かり、鍛造後の硬さを確保するために必要である。 こ
の加熱温度にはとくに上限はないが、結晶粒の粗大化を
防止する点から、実用上は１１５０℃以下とするのが好
ましい。 上記１、Ｔｉ 、Ｎｂ、Ｎを添加した場合は
、１２００〜１２５０℃の高温にすることができる。 冷却速度５〜５００℃／ｍｉｎ鍛 造などの加工処理後における冷却速度の調整は、時効後
の硬さを向上することを目的とする。 すなわちＡｒ３〜Ａｒ１の変態点間で、微細な■の炭窒
化物を均一に析出させ、焼入れ焼戻し処理を省略しても
十分な強度特性を発揮させることにある。 冷却速度が
５°Ｃ／ｍｉｎより遅い冷却では、Ｖ、Ｃｕの粗大析出
物が多量に析出し、時効後の硬さ向上を妨げる。 また、５００℃／ｍｉｎを超える冷却速度では焼きが入
った状態となり、時効前に高い硬さとなる。 時効温度４００〜６００ ℃ 実用性を考慮して５〜１０時間程度の処理で時効硬化が
実現する温度条件を検討した結果、時効の効果を確保で
きるのは４００℃以上であり、硬さを得るには６００
℃を超えてはならないことがわかった。 【実施例］ 第１表に示す組成の鋼を溶製し、次の条件で鍛造して、
冷却および時効硬果を行なった。 鍛造温度：１１００℃ （径４０＃の丸棒を径３０ｍに圧延した。）Ａｒ３〜Ａ
ｒ１の平均冷却速度：３５°Ｃ／ｉｎ 時効条件：５００℃Ｘ２ｈｒ 表において、供試材Ａ、Ｂは比較例であり、Ｃ−Ｉは本
発明である。 供試材 ＣＳｉ Ｍｎ ＣＯＡ
Ｏ，２００，２５１，０００，３０Ｂ Ｏ，２０
０，２５１，００１，００ＣＯ，２５０，２５１，００
１，００ Ｄ Ｏ，２５０，２５１，００１，００Ｅ
Ｏ，４５０，１５０，５０１，２０Ｆ ０．１
７ ０．２５ ０．４０ １．８０（３０
，２００，３０１，８０１，００ＨＯ，２００，３２１
，１０１，１０ ■０．１６ ０．１０ ０．８０ １．５
０表 Ｎｉ ｃｒ ＭＯＶ その他０、１
０ ０．０３０． １
ｏ ０． ｏ３０、
７０ ０．０７１．５
００．１０ １．００ ０．３５ ０．０８
１．００ ０．５０ ０，１０ ０．０６
０．７０ ０．１０
Ａ！Ｊ： ０．０３ＯＮ ： ０．０１
６ ０．９５ ０．１２
Ｎｂ ： ０．０３２゜９０ −−〇
、１５ Ｓ：０．１０Ｐｂ ： ０．２０ Ｃａ ：０．００２５ 各供試材について、鍛造後および時効後の硬さくＨＶ
＞を常法により測定した。 その結果、第２表に示すとおり、本発明によるものは、
いずれも比較例よりもはるかに大きな硬さを有すること
が実証された。 第２表 供試材 鍛造後の硬さ 時効硬さくＨｖ ）
（Ｈｖ ＞ Ａ １６５ １８５Ｂ
２０７ ２７５Ｃ２３９３２０ Ｄ ２６０ ３５０Ｅ
２９３ ３６４Ｆ ２８０
３９２Ｇ ２７６ ３５５Ｈ２６
０３７０ Ｉ ２９１ ３８５次に、供試材Ａ
−Ｄについて、径２０＃、高さ３０＃の円柱状試料５０
個を用意し、高さ７．５Ｍに、つまり７５％の圧縮を行
う据込み鍛造を熱間（１２００℃ｘ １ ｈｒ’）で実
施し、側面の割れの有無をしらべた。 その結果は、第３表に示すように、ＮｉおよびＣｕ含有
量の少ない比較例では割れ発生率がきわめて高いのに対
し、本発明による製品はほとんど割れがなく、靭性およ
び加工性のすぐれていることが実証された。 第３表 供試材 割発生率（％） Ａ ２５ 比較例Ｂ １
００ ｒＩ Ｃ５本発明 Ｄ Ｏ〃 上記の供試材Ａ、ＤおよびＨについて、径４０Ｍの丸棒
を種々の加熱温度で径３０＃に鍛造した後、Ａｒ３〜Ａ
ｒ１の冷却温度を３５℃／ｍｉｎの一定にして冷却し、
鍛造後の硬さに及ぼす加熱温度の影響をしらべた。 その結果、第４表のＨｖの値に示すように、比較例では
８００〜９５０℃の範囲にわたって、硬さおよびその変
化が小ざいのに対し、実施例では硬さが高く、しかも９
００℃以上で向上が著しいことがわかった。 第４表 供試 加熱温度（℃） 材−８００８５０９００９５０ Ａ １４０ １４８ １５７ １６０ 比較例Ｄ
２００ ２１８ ２４８ ２５２ 本発明Ｈ２
１０２２２２５２２５８〃 供試材Ｃについて、第１表と同様の条件で鍛造および時
効硬化を行ない、その際に冷却速度を変えて、冷却速度
が時効硬化に与える影響をしらべた。 その結果は、第５表に示すように、冷却速度５℃／ ｍ
ｉ ｎ未満および５００℃／ｍｉｎを超過の本発明の
条件をみたさない範囲では、実質的に時効硬化を得られ
ないことが明らかである。 第５表 冷却速度 △Ｈｖ＊ （℃／ｍｉｎ ） ２ ５ 比較例 ７ ３０ 本発明１０
５０ 〃 ５０ ８０ 〃 １００ ８２ 〃２００
８５ 〃５００ ３０
〃 ８００ １５ 比較例（△Ｈｖ
＝時効硬さ一時効前硬さ）供試材Ｈについて、第１表
と同様の条件で鍛造および冷却を行なったののち、時効
温度を変えて時効後の硬さに及ぼす影響をしらべた。 その結果、第６表に示すように、時効温度で４ＯＯ〜６
００ ℃の範囲をはずれると有効な時効硬化が達成され
ず、とくに高温側では焼戻しによるマトリクス軟化が生
じ、かえって硬さが減少していた。 第６表 −」」１口」上 △Ｈｖ゛ ３００ １６ 比較例４００
３８ 本発明５００ １１６
〃 ６００ ４３ 〃 ６５０−１０ 比較例 発明の効果 本発明の時効硬化型高強度鋼の製造方法によれば、焼入
れ焼戻しなどの熱処理を要することなく、強度と靭性の
バランスがとれ、加工性のよい高強度鋼を得ることがで
き、工数の低減と省エネルギーにより、機械部品の製造
コストを引き下げることができる。 従って本発明は、
自動車部品とくにステアリングやコンロッドの製造に好
適である。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０３〜１
．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｕ：０．５〜２．
０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．４〜３．０
％と溶製上不可避の不純物とを含有し、残部が実質的に
Ｆｅからなる鋼を、９００℃以上の温度に加熱したのち
塑性加工し、ついで冷却速度５〜５００℃／ｍｉｎでＡ
ｒ＿３〜Ａｒ＿１変態点間を冷却し、その後４００〜６
００℃の温度で時効硬化させることを特徴とする時効硬
化型高強度鋼の製造方法。 - （２）Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０３〜１
．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｃｕ：０．５〜２．
０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．４〜３．０
％に加えて、Ａｒ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０
．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
およびＮ：０．００７〜０．０３０％からなるグループ
からえらんだ１種または２種以上、Ｃｒ：２．０％以下
およびＭｏ：０．４％以下からなるグループからえらん
だ１種または２種、ならびにＳ：０．０３〜０．３％、
Ｐｂ：０．０３〜０．３％、Ｂｉ：０．０３〜０．５％
、Ｔｅ：０．００１〜０．０１％およびＣａ：０．００
０３〜０．０５％からなるグループからえらんだ１種ま
たは２種以上、の少なくともひとつと、溶製上不可避の
不純物とを含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼を、
９００℃以上の温度に加熱したのち塑性加工し、ついで
冷却速度５〜５００℃／ｍｉｎでＡｒ＿３〜Ａｒ＿１変
態点間を冷却し、その後４００〜６００℃の温度で時効
硬化させることを特徴とする時効硬化型高強度鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1795485A JPS61177318A (ja) | 1985-02-01 | 1985-02-01 | 時効硬化型高強度鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1795485A JPS61177318A (ja) | 1985-02-01 | 1985-02-01 | 時効硬化型高強度鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61177318A true JPS61177318A (ja) | 1986-08-09 |
Family
ID=11958148
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1795485A Pending JPS61177318A (ja) | 1985-02-01 | 1985-02-01 | 時効硬化型高強度鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61177318A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008088508A (ja) * | 2006-10-03 | 2008-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 時効硬化機械部品の製造方法 |
| JP2010222621A (ja) * | 2009-03-23 | 2010-10-07 | Nittan Valve Co Ltd | 徐冷方法及びその装置 |
-
1985
- 1985-02-01 JP JP1795485A patent/JPS61177318A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008088508A (ja) * | 2006-10-03 | 2008-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 時効硬化機械部品の製造方法 |
| JP2010222621A (ja) * | 2009-03-23 | 2010-10-07 | Nittan Valve Co Ltd | 徐冷方法及びその装置 |
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