JPS61204352A - 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 - Google Patents
温間鍛造ままの高強度非調質鋼材Info
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- JPS61204352A JPS61204352A JP4554585A JP4554585A JPS61204352A JP S61204352 A JPS61204352 A JP S61204352A JP 4554585 A JP4554585 A JP 4554585A JP 4554585 A JP4554585 A JP 4554585A JP S61204352 A JPS61204352 A JP S61204352A
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- forged
- strength
- toughness
- forging
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は温間鍛造ままの高強度非調質鋼材にかかわし、
さらにくわしくは、自動車用部品、及びがルト、歯車等
の鍛造品の製造に際して、550〜750℃の温度域で
の鍛造加工によシ非調質のままで、所定の材質特性を有
し、かつ軽切削において所定の形状をつくりこむことを
可能とした、温間鍛造用鋼として使用するのに適した鋼
材に関するものである。
さらにくわしくは、自動車用部品、及びがルト、歯車等
の鍛造品の製造に際して、550〜750℃の温度域で
の鍛造加工によシ非調質のままで、所定の材質特性を有
し、かつ軽切削において所定の形状をつくりこむことを
可能とした、温間鍛造用鋼として使用するのに適した鋼
材に関するものである。
(従来の技術)
従来、自動車用部品及びがルト、歯車等の鍛造品は、熱
間鍛造あるいは冷間鍛造によシ製造されてきた。前者は
たとえば昭和42年6月30日丸善株式会社発行、「鉄
鋼材料便覧」342〜346頁に見られるように1熱間
鍛造圧延材を800℃以上の高温で鍛造加工する方法で
あるが、鍛造のままでは十分な材質特性及び寸法精度を
有しえず、鍛造後に調質工程及び切削工程を必要とする
。一方、後者は例えば、昭和57年9月30日丸善株式
会社発行「鉄鋼創造法第3分冊加工(2)」1046〜
1059頁に見られるように、熱間圧延材を常温で鍛造
加工する方法であるが、鍛造時の加工負荷低減、変形、
能の向上をはかるために、球状化焼鈍あるいは、各工程
間で中間焼鈍を、さらに高強度高靭性を必要とする製品
については。
間鍛造あるいは冷間鍛造によシ製造されてきた。前者は
たとえば昭和42年6月30日丸善株式会社発行、「鉄
鋼材料便覧」342〜346頁に見られるように1熱間
鍛造圧延材を800℃以上の高温で鍛造加工する方法で
あるが、鍛造のままでは十分な材質特性及び寸法精度を
有しえず、鍛造後に調質工程及び切削工程を必要とする
。一方、後者は例えば、昭和57年9月30日丸善株式
会社発行「鉄鋼創造法第3分冊加工(2)」1046〜
1059頁に見られるように、熱間圧延材を常温で鍛造
加工する方法であるが、鍛造時の加工負荷低減、変形、
能の向上をはかるために、球状化焼鈍あるいは、各工程
間で中間焼鈍を、さらに高強度高靭性を必要とする製品
については。
鍛造後調質工程を必要とする。このように従来の鍛造品
の製造方法は、熱処理工程、切削工程において多大なる
労力と時間を要した。
の製造方法は、熱処理工程、切削工程において多大なる
労力と時間を要した。
これに対して、先に本発明者らの一部は、熱間鍛造の!
1まで、所定の強度靭性の確保を目的とした非調質強靭
鋼を特開昭56−38448号公報において、提案した
。この技術は、鍛造品の製造工程において、焼き入れ焼
き戻し処理の省略をねらいとしたものであるが、現在一
部で既に実用化され、一応の成果を上げている。しかし
ながら、この非調質強靭鋼は、鍛造のitで必ずしも十
分な靭性が付与出来ず、また寸法精度も従来の熱間鍛造
と同等であるため、用途が限られているのが現状である
。
1まで、所定の強度靭性の確保を目的とした非調質強靭
鋼を特開昭56−38448号公報において、提案した
。この技術は、鍛造品の製造工程において、焼き入れ焼
き戻し処理の省略をねらいとしたものであるが、現在一
部で既に実用化され、一応の成果を上げている。しかし
ながら、この非調質強靭鋼は、鍛造のitで必ずしも十
分な靭性が付与出来ず、また寸法精度も従来の熱間鍛造
と同等であるため、用途が限られているのが現状である
。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明の目的は、鍛造のままで所定の材質と形状の両者
を得ることができる高強度非調質鋼材を提供しようとす
るものである。
を得ることができる高強度非調質鋼材を提供しようとす
るものである。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、従来の鍛造で必要とした熱処理工程、切
削工程を省略あるいは簡略化し、省エネルギー低コスト
化を実現するために、種々検討を行った結果、550〜
750℃の温間温度域での鍛造を実施するための鋼材と
して特定の範囲の組成及び組織因子を有する鋼材を選択
することkよし、鍛造のままで所定の材質と形状の両者
を同時に得ることが可能となし、かかる鋼材を用いれば
、鍛造品に含有炭素量((1)K応じて、33+107
X(C係) kpf/μm”以上高強度を付与し、同時
に2mUノツチシャルピー衝撃試験における20℃での
衝撃値で、含有炭素量(C係)K応じて、13.0−1
1.2 X (C% 〕’Pfm/crtt’以上の高
靭性を温間鍛造のままで付与することが可能であるとい
う新規な知見を得て、本発明をなしたものである。
削工程を省略あるいは簡略化し、省エネルギー低コスト
化を実現するために、種々検討を行った結果、550〜
750℃の温間温度域での鍛造を実施するための鋼材と
して特定の範囲の組成及び組織因子を有する鋼材を選択
することkよし、鍛造のままで所定の材質と形状の両者
を同時に得ることが可能となし、かかる鋼材を用いれば
、鍛造品に含有炭素量((1)K応じて、33+107
X(C係) kpf/μm”以上高強度を付与し、同時
に2mUノツチシャルピー衝撃試験における20℃での
衝撃値で、含有炭素量(C係)K応じて、13.0−1
1.2 X (C% 〕’Pfm/crtt’以上の高
靭性を温間鍛造のままで付与することが可能であるとい
う新規な知見を得て、本発明をなしたものである。
即ち、本発明は以上の知見にもとすいてなされ友もので
あって、その要旨とする所は、重責俤として、 C0.
30〜0.60%、Si0.5超〜2.5%。
あって、その要旨とする所は、重責俤として、 C0.
30〜0.60%、Si0.5超〜2.5%。
Mrs 0.2〜3.0 To 、 Al0.005〜
0.10’16を含有し、希土類元素0.001〜0.
1501 、 Ca 0.001〜0.050憾、T
0.ooi〜0.lo* % Zr 0.001〜0.
101iのうち1種又は2種以上を含有し、P0.02
1以下、S0.051以下、N 0.011以下に制限
し、又ハ、さらK(A)B0.0005〜0.0050
憾、T10.005〜0.0501又は(B) Cr
3.0 fb以下、No 1. O%以下、Ni 3.
O%以下、Cu2.01以下、Nb 0.5%以下。
0.10’16を含有し、希土類元素0.001〜0.
1501 、 Ca 0.001〜0.050憾、T
0.ooi〜0.lo* % Zr 0.001〜0.
101iのうち1種又は2種以上を含有し、P0.02
1以下、S0.051以下、N 0.011以下に制限
し、又ハ、さらK(A)B0.0005〜0.0050
憾、T10.005〜0.0501又は(B) Cr
3.0 fb以下、No 1. O%以下、Ni 3.
O%以下、Cu2.01以下、Nb 0.5%以下。
V 1.0 %以下(7)μm又は2m以上の、(A)
(B)イずれか一方又は両方を含有し、残部Fe及び不
可避的不純物からなり、同時にパーライト分率が含有炭
素量(C幅)の1.2倍以上、かつ平均セメンタイト厚
さが0.1301μm以下の組織を有する事を特徴とす
る温間鍛造ままの高強度非調質鋼材にある。以下に本発
明の詳細な説明する。
(B)イずれか一方又は両方を含有し、残部Fe及び不
可避的不純物からなり、同時にパーライト分率が含有炭
素量(C幅)の1.2倍以上、かつ平均セメンタイト厚
さが0.1301μm以下の組織を有する事を特徴とす
る温間鍛造ままの高強度非調質鋼材にある。以下に本発
明の詳細な説明する。
最初に、本発明において温間鍛造とは550〜750℃
の温度域において鍛造加工を実施することを指し、鍛造
温度の選定をこのようにしたのは、鍛造温度が750℃
を超えると、鍛造品の強度の確保が困難となし、また鍛
造温度が550℃を下向ると、鍛造品の靭性の確保が困
難となるからである。
の温度域において鍛造加工を実施することを指し、鍛造
温度の選定をこのようにしたのは、鍛造温度が750℃
を超えると、鍛造品の強度の確保が困難となし、また鍛
造温度が550℃を下向ると、鍛造品の靭性の確保が困
難となるからである。
次に、本発明において含有成分範囲を上記のごとく設定
した理由について説明する。
した理由について説明する。
まず、Cは鍛造品の強度を増加させるのに有効な元素で
あるが、0.3係未満では強度が不足し、また0.6優
を超えると、靭性の劣化を招く念め、含有量を0.3〜
0.6係に定めた。
あるが、0.3係未満では強度が不足し、また0.6優
を超えると、靭性の劣化を招く念め、含有量を0.3〜
0.6係に定めた。
次に、Slは有効な固溶体硬化元素である。固溶体硬化
は温度依存性が大きい念め、温間域と常温では、固溶体
硬化による硬化式は常温の方が大きい。したがって、S
iの添加は鍛造時の加工負荷を押さえて、鍛造品の高強
度化をはかるために、有効な手段である。このよりなS
I Kよる固溶体硬化の効果は、0.5優以下では小さ
く、鍛造品の強度不足の原因となるため、Siの含有量
の下限として、0.51を超える量とした。一方、51
t−2,5係を超えて添加すると、鍛造時の変形能が低
下して割れが発生しゃすぐな夛、また鍛造品の靭性の劣
化も著しくなるため、Slの含有量の上限を2.5優と
した。
は温度依存性が大きい念め、温間域と常温では、固溶体
硬化による硬化式は常温の方が大きい。したがって、S
iの添加は鍛造時の加工負荷を押さえて、鍛造品の高強
度化をはかるために、有効な手段である。このよりなS
I Kよる固溶体硬化の効果は、0.5優以下では小さ
く、鍛造品の強度不足の原因となるため、Siの含有量
の下限として、0.51を超える量とした。一方、51
t−2,5係を超えて添加すると、鍛造時の変形能が低
下して割れが発生しゃすぐな夛、また鍛造品の靭性の劣
化も著しくなるため、Slの含有量の上限を2.5優と
した。
またMnは焼き入れ性の増加によシバ−ライト量を増加
させ、鍛造品の強度を増加させるために添加するが、0
.21未満ではその効果は小さい。また3、 01を超
えると、ベイナイトあるいはマルテンサイトを含む組織
とな〕、温間鍛造時の加工負荷の上昇を招く。そのため
に、Maの範囲を0.2〜3、01とした。
させ、鍛造品の強度を増加させるために添加するが、0
.21未満ではその効果は小さい。また3、 01を超
えると、ベイナイトあるいはマルテンサイトを含む組織
とな〕、温間鍛造時の加工負荷の上昇を招く。そのため
に、Maの範囲を0.2〜3、01とした。
また、Atは脱酸及び粒度調整のために添加するが、0
. o o 54未満ではその効果は不十分であル、一
方、0.1%を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性
を劣化させるので、その含有量を0.005〜0.10
1とした。
. o o 54未満ではその効果は不十分であル、一
方、0.1%を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性
を劣化させるので、その含有量を0.005〜0.10
1とした。
次に本発明においては、希土類元素、Ca、Y、Zrの
うち1種または281以上を必須元素として含有させる
。これらの元素の添加は、普通セパレージ璽ンと呼ばれ
ているシャルピー破面上の縦割れの発生の原因である伸
長MnSを球状化し、靭性の向上を計るのが目的である
。しかしながら、各元素とも0.O0.1未満ではその
効果は小さい。また、希土類元素0.1501超、Ca
0.050 %超、Y 0.104超、Zr0.l0
1i超を添加すると、こわらの元素の酸化物、硫化物等
の介在物が粒界析出を起こすので、靭性に悪影響を及ぼ
す。以上の理由で、希土類元素の含有量を0.001〜
0.150%、Caの含有量を0.001〜0.050
%、Yの含有量を0.001〜0.109&、 Zrの
含有量を0.OQ1〜0.10%とした。なおここでい
う希土類元素とは、原子番号57〜71番の元素を指す
。
うち1種または281以上を必須元素として含有させる
。これらの元素の添加は、普通セパレージ璽ンと呼ばれ
ているシャルピー破面上の縦割れの発生の原因である伸
長MnSを球状化し、靭性の向上を計るのが目的である
。しかしながら、各元素とも0.O0.1未満ではその
効果は小さい。また、希土類元素0.1501超、Ca
0.050 %超、Y 0.104超、Zr0.l0
1i超を添加すると、こわらの元素の酸化物、硫化物等
の介在物が粒界析出を起こすので、靭性に悪影響を及ぼ
す。以上の理由で、希土類元素の含有量を0.001〜
0.150%、Caの含有量を0.001〜0.050
%、Yの含有量を0.001〜0.109&、 Zrの
含有量を0.OQ1〜0.10%とした。なおここでい
う希土類元素とは、原子番号57〜71番の元素を指す
。
一方、Pは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、靭性劣
化の原因となる。特に、Pが0.021を超えると靭性
の劣化が顕著となるため、0.021を上限とし友。
化の原因となる。特に、Pが0.021を超えると靭性
の劣化が顕著となるため、0.021を上限とし友。
また、Sは鋼中でNagとして存在するが、鍛造加工に
よシ伸長してモノ4レージ■フ発生の原因になる。特に
Sが0.051を超えると、セ・母し−シッンの発生頻
度が増え、靭性の劣化が顕著となるため、0.05係を
上限とし友。
よシ伸長してモノ4レージ■フ発生の原因になる。特に
Sが0.051を超えると、セ・母し−シッンの発生頻
度が増え、靭性の劣化が顕著となるため、0.05係を
上限とし友。
さらに、Nは歪み時効及び窒化物の形成によ)靭性を劣
化させる。特にNが0.011を超えると靭性の劣化が
顕著となるため、Nの含有量の上限を0.01係とした
。
化させる。特にNが0.011を超えると靭性の劣化が
顕著となるため、Nの含有量の上限を0.01係とした
。
以上が基本成分系であるが、この他、鋼材の焼き入れ性
を増加させて鍛造品の強度を増加させる目的で、B、T
1をそれぞれ含有させることができる。
を増加させて鍛造品の強度を増加させる目的で、B、T
1をそれぞれ含有させることができる。
まず、Bは微量添加で焼き入九性を向上させるが、0.
0005%未満ではその効果は不十分であし、また0.
0050優超える量を含有させると、B化合物が大量
に生成し、靭性の劣化を招くので、その含有量を0.0
005〜0.0050優とした。
0005%未満ではその効果は不十分であし、また0.
0050優超える量を含有させると、B化合物が大量
に生成し、靭性の劣化を招くので、その含有量を0.0
005〜0.0050優とした。
次に、TIはオーステナイト中で窒化物を形成すること
によし、固溶Nを低減し、BNの形成を抑制して固溶B
による焼き入れ性増加の効果を活かす効果があるが、そ
のために/Ii0.oos優以上のTIが必要であし、
一方0. o s O*を超えるTIを含有させると、
窒化物の過剰析出によ〕靭性を劣化させるので、その含
有量を0.OO5〜0.0501とした。
によし、固溶Nを低減し、BNの形成を抑制して固溶B
による焼き入れ性増加の効果を活かす効果があるが、そ
のために/Ii0.oos優以上のTIが必要であし、
一方0. o s O*を超えるTIを含有させると、
窒化物の過剰析出によ〕靭性を劣化させるので、その含
有量を0.OO5〜0.0501とした。
又、本発明においては、 Cr、 Mo%Ni 、 C
u。
u。
Nb、Vの1種または2種以上を、焼き入れ性の増加に
よルバーライト量を増加させ、鍛造品の強度を増加させ
るために添加することができる。これらのうち、 Cr
、 M0. Ni 、 Cuについては、過剰添加を行
うと、ベイナイトあるいはマルテンサイトを含む組織と
な)、温間鍛造時の加工負荷の上昇を招くので、 Cr
、 M0. Ni、及びCuの含有量の上限をそれぞれ
3.0%、1.0%、3.01及び2、0優とした。ま
た、Nb、VICついては、過剰添加を行うと炭窒化物
を形成し、靭性の劣化を招くので、Nb、Vの含有量の
上限をそれぞれ0.5 %及び1.0%とした。
よルバーライト量を増加させ、鍛造品の強度を増加させ
るために添加することができる。これらのうち、 Cr
、 M0. Ni 、 Cuについては、過剰添加を行
うと、ベイナイトあるいはマルテンサイトを含む組織と
な)、温間鍛造時の加工負荷の上昇を招くので、 Cr
、 M0. Ni、及びCuの含有量の上限をそれぞれ
3.0%、1.0%、3.01及び2、0優とした。ま
た、Nb、VICついては、過剰添加を行うと炭窒化物
を形成し、靭性の劣化を招くので、Nb、Vの含有量の
上限をそれぞれ0.5 %及び1.0%とした。
次に本発明において、上記の化学組成に加えて、その組
織因子を、パーライト分率含有炭素量(C優)の1.2
倍以上、かクセメンメイトの厚さ0.130μm以下と
限定した理由について述べる。
織因子を、パーライト分率含有炭素量(C優)の1.2
倍以上、かクセメンメイトの厚さ0.130μm以下と
限定した理由について述べる。
温間鍛造品の強度は、鍛造素材の/4′−ライト分率と
鍛造温度によって決まる。同一鍛造温度では、鍛造素材
のパーライト分率が大きい程、鍛造品強度は大きくなる
が、・ぐ−ライト分率が含有炭素量の1.2倍を下回る
と、強度の確保が困難となる。 ゛また、温間鍛造品の
靭性は、鍛造素材のセメンタイトの厚さと鍛造温度によ
って決まる。同一鍛造温度では、鍛造素材のセメンタイ
トの厚さが薄い程、鍛造品の靭性は向上するが、セメン
タイトの厚さがOll 30#mを超えるほど厚くなる
と、靭性の確保が困難となる。以上の理由で、本発明鋼
においては、パーライト分率を含有炭素量の1.2倍以
上、かつ七メンメイトの厚さを0.130μm以下に限
定した。なお、このような組織因子を満足するには1例
えばその手段の一つとして、熱間圧延−加速冷却を行う
ことが有効であるが、これにこだわるものではなく、か
かる組織因子を満たせるものであればいかなる製造手段
でも良い。
鍛造温度によって決まる。同一鍛造温度では、鍛造素材
のパーライト分率が大きい程、鍛造品強度は大きくなる
が、・ぐ−ライト分率が含有炭素量の1.2倍を下回る
と、強度の確保が困難となる。 ゛また、温間鍛造品の
靭性は、鍛造素材のセメンタイトの厚さと鍛造温度によ
って決まる。同一鍛造温度では、鍛造素材のセメンタイ
トの厚さが薄い程、鍛造品の靭性は向上するが、セメン
タイトの厚さがOll 30#mを超えるほど厚くなる
と、靭性の確保が困難となる。以上の理由で、本発明鋼
においては、パーライト分率を含有炭素量の1.2倍以
上、かつ七メンメイトの厚さを0.130μm以下に限
定した。なお、このような組織因子を満足するには1例
えばその手段の一つとして、熱間圧延−加速冷却を行う
ことが有効であるが、これにこだわるものではなく、か
かる組織因子を満たせるものであればいかなる製造手段
でも良い。
以上のような化学組成及び組織因子を有する鋼材’i、
550〜750℃の温度域で鍛造加工することによって
得られる鍛造品は、炭素含有量に応じて、33+107
X(C%)kpf/+♂以上の強度と2 tax Uノ
ツチシャルピー衝撃試験における20℃での衝撃値を1
3.0−11.2 X (C%]kPfm/&r?以上
とすることが出来るものであるが、強度靭性の優れた鍛
造品の製造にお込て、通常鍛造後に行なわれる焼き入れ
焼き戻し処理によって得られる焼き入れ焼戻し材の強度
と靭性は、はぼC量と焼戻し温度によって決まし、特に
高強度を要する鍛造品の製造に際しては、通常600℃
程度の温度域で焼戻しが行なわれている。高強度高靭性
の鍛造用鋼として一般に用いられているSMn鋼の焼き
入れ焼戻し材(600℃焼戻し)の強度と靭性をその化
学組成と合わせて第1表に示すが、これらの値をC量に
ついて回帰分析すると、強度については、33+107
X(C%) ktf/m”、2 w Uノツチシャルピ
ー衝撃試験における20℃での衝撃値は13.0−11
.2 X (C’4 〕kPfm/cy?となるので、
これらの数式をもって、C量に対応して要求される鍛造
品の強度と靭性の指標とした。
550〜750℃の温度域で鍛造加工することによって
得られる鍛造品は、炭素含有量に応じて、33+107
X(C%)kpf/+♂以上の強度と2 tax Uノ
ツチシャルピー衝撃試験における20℃での衝撃値を1
3.0−11.2 X (C%]kPfm/&r?以上
とすることが出来るものであるが、強度靭性の優れた鍛
造品の製造にお込て、通常鍛造後に行なわれる焼き入れ
焼き戻し処理によって得られる焼き入れ焼戻し材の強度
と靭性は、はぼC量と焼戻し温度によって決まし、特に
高強度を要する鍛造品の製造に際しては、通常600℃
程度の温度域で焼戻しが行なわれている。高強度高靭性
の鍛造用鋼として一般に用いられているSMn鋼の焼き
入れ焼戻し材(600℃焼戻し)の強度と靭性をその化
学組成と合わせて第1表に示すが、これらの値をC量に
ついて回帰分析すると、強度については、33+107
X(C%) ktf/m”、2 w Uノツチシャルピ
ー衝撃試験における20℃での衝撃値は13.0−11
.2 X (C’4 〕kPfm/cy?となるので、
これらの数式をもって、C量に対応して要求される鍛造
品の強度と靭性の指標とした。
以下に1本発明の効果を実施例によし、さらに具体的に
示す。
示す。
(実施例)
第1表の組成を有する鋼材を第1図に示す熱延条件で、
150mm厚から40■厚まで熱間圧延を行い、熱間圧
延材よシ30m径X30m+長の素材を採取し、560
℃〜710℃の温度域で減面率60%の温間押出しを行
い、得られた鍛造品の強度と靭性の評価を行った。これ
らの結果を第2表に示す。なお、第2表には、本発明で
規定する含有炭素量に応じたパーライト分率及び強度、
靭性の下限を実測値と合わせて示した。記号に丸印を付
しであるのが本発明例であし、それ以外は比較例である
。
150mm厚から40■厚まで熱間圧延を行い、熱間圧
延材よシ30m径X30m+長の素材を採取し、560
℃〜710℃の温度域で減面率60%の温間押出しを行
い、得られた鍛造品の強度と靭性の評価を行った。これ
らの結果を第2表に示す。なお、第2表には、本発明で
規定する含有炭素量に応じたパーライト分率及び強度、
靭性の下限を実測値と合わせて示した。記号に丸印を付
しであるのが本発明例であし、それ以外は比較例である
。
同表から明らかなように、本発明の鋼はいずれも鍛造後
、含有炭素量(Cチ)に応じて、33 + 107 X
(C% ) ’flf/m”以上の強度と13.0−
11.2 X (: C% ’3kyfm/d以上の靭
性(2UE20)を有することがわかる。
、含有炭素量(Cチ)に応じて、33 + 107 X
(C% ) ’flf/m”以上の強度と13.0−
11.2 X (: C% ’3kyfm/d以上の靭
性(2UE20)を有することがわかる。
一方、比較例1.4,6はC,Si或いはMnの含有量
がそれぞれ本発明の範囲を下回った場合であし、ともに
強度が不足している。比較例5と20はSi或いはCの
含有量がそれぞれ本発明の制限範囲を上回った場合であ
し、所定の靭性が得られない。なお、比較例S (St
過剰添加鋼)では。
がそれぞれ本発明の範囲を下回った場合であし、ともに
強度が不足している。比較例5と20はSi或いはCの
含有量がそれぞれ本発明の制限範囲を上回った場合であ
し、所定の靭性が得られない。なお、比較例S (St
過剰添加鋼)では。
鍛造時に割れが発生した。また比較例9,29゜31.
33,36,38及び40は、焼入性の増加に有効な元
素であるMn 、 Cr 、 Mo 、 V 、 Ni
。
33,36,38及び40は、焼入性の増加に有効な元
素であるMn 、 Cr 、 Mo 、 V 、 Ni
。
Cu 、 Nbの含有量がそれぞれ本発明の範囲を上回
った場合であし、いずれも所定の靭性が得られていない
。なおMn 、 Cr 、 Mo 、 Ni 、 Cu
の過剰添加鋼は熱間圧延のままでベイナイト又はマルテ
ンサイト組織を呈し、鍛造時に大きな加工負荷を必髪と
した。比較例14は、REM 、 Ca 、 Y 、
Zrをいずれも含有しない場合であし、また比較例42
゜43.44,45はそれぞれREM 、 Ca 、
Y 、 Zrが本発明の範囲を上回った場合であ)、い
ずれも所定の靭性が得られていない。比較例10,11
゜18は、P、S、Nの含有量が、それぞれ本発明の範
囲を上回った場合、また12,13はAtの含有量が本
発明の範囲を下回った場合及び上回った場合であるが、
いずれも所定の靭性が得られていない。次に、比較例2
3.24はB 、 TIの含有量が、それぞれ本発明の
範囲を上回った場合であし、いずれも所定の靭性が得ら
れていない。次に比較例3と7は鋼材組成は本発明の範
囲を満足しているが、組織因子が本発明の範囲(熱間圧
延材のパーライト分率が含有炭素量(Cqb)の1.2
倍以上、かつセメンタイトの厚さが0.130μm以下
)を満していない場合である。比較例3ではパーライト
分率が本発明の範囲を下回っている九め強度が不足して
おし、また比較例7ではセメンタイトの厚さが本発明の
範囲を下回っているため、所定の靭性が得られていない
。
った場合であし、いずれも所定の靭性が得られていない
。なおMn 、 Cr 、 Mo 、 Ni 、 Cu
の過剰添加鋼は熱間圧延のままでベイナイト又はマルテ
ンサイト組織を呈し、鍛造時に大きな加工負荷を必髪と
した。比較例14は、REM 、 Ca 、 Y 、
Zrをいずれも含有しない場合であし、また比較例42
゜43.44,45はそれぞれREM 、 Ca 、
Y 、 Zrが本発明の範囲を上回った場合であ)、い
ずれも所定の靭性が得られていない。比較例10,11
゜18は、P、S、Nの含有量が、それぞれ本発明の範
囲を上回った場合、また12,13はAtの含有量が本
発明の範囲を下回った場合及び上回った場合であるが、
いずれも所定の靭性が得られていない。次に、比較例2
3.24はB 、 TIの含有量が、それぞれ本発明の
範囲を上回った場合であし、いずれも所定の靭性が得ら
れていない。次に比較例3と7は鋼材組成は本発明の範
囲を満足しているが、組織因子が本発明の範囲(熱間圧
延材のパーライト分率が含有炭素量(Cqb)の1.2
倍以上、かつセメンタイトの厚さが0.130μm以下
)を満していない場合である。比較例3ではパーライト
分率が本発明の範囲を下回っている九め強度が不足して
おし、また比較例7ではセメンタイトの厚さが本発明の
範囲を下回っているため、所定の靭性が得られていない
。
以上述べたごとく、本発明の鋼は、鍛造のままで優れた
強度と靭性を鍛造品に付与することが可能であし、同時
に鍛造後の冷却過程で変態点を経過しないので、良好な
寸法精度が得られ、この結果、従来必要とした熱処理工
程や切削工程の省略又は簡略化が可能となし、産業上の
効果は極めて顕著なるものがある。
強度と靭性を鍛造品に付与することが可能であし、同時
に鍛造後の冷却過程で変態点を経過しないので、良好な
寸法精度が得られ、この結果、従来必要とした熱処理工
程や切削工程の省略又は簡略化が可能となし、産業上の
効果は極めて顕著なるものがある。
第1図は、実施例における熱延条件を示す図である。
第1図
蒔L’f (hr)
Claims (4)
- (1)重量%として、C0.30〜0.60%、Si0
.5超〜2.5%、Mn0.2〜3.0%、Al0.0
05〜0.10%を含有し、希土類元素0.001〜0
.150%、Ca0.001〜0.050%、Y0.0
01〜0.10%、Zr0.001〜0.10%のうち
1種又は2種以上を含有し、P0.02%以下、S0.
05%以下、N0.01%以下に制限し、残部Fe及び
不可避的不純物からなり、同時にパーライト分率が含有
炭素量(C%)の1.2倍以上、かつ平均セメンタイト
厚さが0.130μm以下の組織を有する事を特徴とす
る温間鍛造ままの高強度非調質鋼材。 - (2)重量%として、C0.30〜0.60%、Si0
.5超〜2.5%、Mn0.2〜3.0%、Al0.0
05〜0.10%を含有し、希土類元素0.001〜0
.150%、Ca0.001〜0.050%、Y0.0
01〜0.10%、Zr0.001〜0.10%のうち
1種又は2種以上を含有し、さらにB0.0005〜0
.0050%、Ti0.005〜0.050%を含有し
、P0.02%以下、S0.05%以下、N0.01%
以下に制限し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、
同時にパーライト分率が含有炭素量(C%)の1.2倍
以上、かつ平均セメンタイト厚さが0.130μm以下
の組織を有する事を特徴とする温間鍛造ままの高強度非
調質鋼材。 - (3)重量%としてC0.30〜0.60%、Si0.
5超〜2.5%、Mn0.2〜3.0%、Al0.00
5〜0.10%を含有し、希土類元素0.001〜0.
150%、Ca0.001〜0.050%、Y0.00
1〜0.10%、Zr0.001〜0.10%のうち1
種又は2種以上を含有し、P0.02%以下、S0.0
5%以下、N0.01%以下に制限し、さらにCr3.
0%以下、Mo1.0%以下、Ni3.0%以下、Cu
2.0%以下、Nb0.5%以下、V1.0%以下の1
種又は2種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物
からなり、同時にパーライト分率が含有炭素量(C%)
の1.2倍以上、かつ平均セメンタイト厚さが0.13
0μm以下の組織を有する事を特徴とする温間鍛造まま
の高強度非調質鋼材。 - (4)重量%として、C0.30〜0.60%、Si0
.5超〜2.5%、Mn0.2〜3.0%、Al0.0
05〜0.10%を含有し、希土類元素0.001〜0
.150%、Ca0.001〜0.050%、Y0.0
01〜0.10%、Zr0.001〜0.10%のうち
1種又は2種以上を含有し、さらにB0.0005〜0
.0050%、Ti0.005〜0.050%を含有し
、P0.02%以下、S0.05%以下、N0.01%
以下に制限し、さらにCr3.0%以下、Mo1.0%
以下、Ni3.0%以下、Cu2.0%以下、Nb0.
5%以下、V1.0%以下の1種又は2種以上を含有し
、残部Fe及び不可避的不純物からなり、同時にパーラ
イト分率が含有炭素量(C%)の1.2倍以上、かつ平
均セメンタイト厚さが0.130μm以下の組織を有す
る事を特徴とする温間鍛造ままの高強度非調質鋼材。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4554585A JPS61204352A (ja) | 1985-03-07 | 1985-03-07 | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4554585A JPS61204352A (ja) | 1985-03-07 | 1985-03-07 | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61204352A true JPS61204352A (ja) | 1986-09-10 |
Family
ID=12722331
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4554585A Pending JPS61204352A (ja) | 1985-03-07 | 1985-03-07 | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61204352A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN105132638A (zh) * | 2015-10-15 | 2015-12-09 | 白城中一精锻股份有限公司 | 非调质钢汽车发动机连杆锻件消除内应力的方法及装置 |
Citations (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5760050A (en) * | 1980-09-29 | 1982-04-10 | Nippon Steel Corp | Manufacture of killed steel for hot rolling |
JPS5792163A (en) * | 1980-11-28 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Chain with superior toughness over 70kg/mm2 tensile strength and its manufacture |
JPS57126951A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Nippon Steel Corp | Production of killed steel ingot for hot rolling |
JPS57126952A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Nippon Steel Corp | Production of killed steel ingot for hot rolling |
JPS57126953A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Nippon Steel Corp | Production of killed steel ingot for hot rolling |
JPS57126950A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Nippon Steel Corp | Production of killed steel ingot for hot rolling |
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-
1985
- 1985-03-07 JP JP4554585A patent/JPS61204352A/ja active Pending
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