JP2000017374A

JP2000017374A - 時効硬化型高強度ベイナイト鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP2000017374A
Application number: JP18049198A
Authority: JP
Inventors: Naoki Iwama; 直樹岩間
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 1998-06-26
Filing date: 1998-06-26
Publication date: 2000-01-18
Anticipated expiration: 2018-06-26
Also published as: JP3900690B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】自動車エンジンのクランクシャフト、コネク
ティングロッドのように、高い強度と優れた被削性を必
要とする部品に最適な、熱間鍛造用時効硬化型ベイナイ
ト鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】重量比にしてC:0.06〜0.20%,Si:0.03〜
1.00%,Mn:1.50〜3.00%,Cr:0.50〜2.00%,Mo:0.05〜1.00
%,Al:0.002〜0.100%,V:0.51〜1.00%,N:0.0080〜0.0200%
を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を11
50〜1300℃の加熱温度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造
後、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度を所定の範囲
内に制御して、200℃以下の温度まで冷却することで硬
さをHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ旧オーステナイ
ト結晶粒径80μm以下とし、更にその後550〜700℃の温度
にて時効処理を施すことにより、降伏点もしくは0.2%耐
力を900MPa以上とすることを特徴とする時効硬化型高強
度ベイナイト鋼およびその製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は自動車エンジンのク
ランクシャフト、コネクティングロッドのように、高い
強度と優れた被削性を必要とする部品に最適な、熱間鍛
造用時効硬化型ベイナイト鋼およびその鍛造品の製造方
法を提供するものであり、自動車エンジン部品の軽量化
を可能とする。

【０００２】

【従来の技術】自動車エンジンのクランクシャフトやコ
ネクティングロッド等のエンジン部品は、高い強度と優
れた被削性が要求されるために、炭素鋼や低合金鋼にＳ
やＰｂ等の快削元素を添加した鋼を熱間鍛造し、焼入焼
もどしの熱処理を施した後、機械加工して使用されてい
る。近年では低コスト化ニーズより、前記部品におい
て、焼入焼もどしの熱処理を省略する、いわゆる非調質
鋼の採用が活発となっており、部品に要求される強度特
性に応じてフェライト・パーライト型、ベイナイト型、
あるいはマルテンサイト型等、各種の非調質鋼が開発、
実用化されている。

【０００３】一方、最近では自動車の燃費規制やエンジ
ンの高出力化の動向を受けて、自動車エンジン部品の軽
量化ニーズが強く、高強度の鋼材を用いて部品を薄肉軽
量化する動きが活発となっている。そこで上記の低コス
ト化ニーズと軽量化ニーズを両立させる手法として、高
強度非調質鋼の適用が考えられ、例えば特開平4-193931
では、フェライト・パーライト型非調質鋼において化学
成分のコントロールと鍛造加熱条件のコントロールにより、表面が黒
皮鍛造肌のまま使用される部品の疲労強度を改善した発
明が、特開平5-302116では、ベイナイトあるいはベイナ
イト＋マルテンサイト型非調質鋼において鍛造放冷後に
焼もどし処理を施すことにより、降伏比、耐久比を改善
した発明が、特開平10-140285では、非調質鋼の硬さの
冷却速度依存性と鍛造部品の形状，寸法とをうまく組み
合わせて、被削性と高強度化を両立させた発明がそれぞ
れ開示されている。

【０００４】しかしながらチタン合金やアルミ合金に匹
敵する軽量化効果を得るまでに鋼を高強度化しようとし
た場合には、硬さの大幅な上昇が避けられず被削性の低
下を招くという問題が生ずる。この問題に対して、前記
の特開平4-193931では目標の軽量化効果の達成は不可能
であり、特開平5-302116では被削性確保のために多量の
快削元素の含有が必要不可欠となるため、材料のコスト
増加を招くとともに、快削元素含有量増加による介在物
量増加によって、圧延や鍛造等，塑性加工性の劣化や疲
労強度低下の問題が生ずる。また特開平10-140285で
は、非切削加工部位を薄肉化し切削加工部位は厚肉とす
ることで、快削元素の添加量を増加させなくても、高強
度化と被削性確保の両立がある程度確保はされるもの
の、その効果には限界があるとともに、前記のような部
品形状に制約されてしまうことが課題となる。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記のように、チタン合
金やアルミ合金に匹敵する軽量化効果を得るまでに鋼を
高強度化するとともに、快削元素含有量を大幅に増加さ
せることなく、かつ部品の設計形状を制約しなくても被
削性を確保するための方策について、発明者らは種々の
検討を試みた結果、以下の着想に至った。すなわち、Ｖ
量が高くかつベイナイト組織が主体の鋼において、時効
処理前後での硬さが大きく変化し、時効前の硬さを低
く、時効後の硬さを高くすることができることが知見さ
れた。よって時効前に切削粗加工を行った後に時効処理
することで、高強度化と被削性確保の両立が可能とな
る。

【０００６】また、前記のような鋼の高強度化による軽
量化に際しては、特に降伏強度（0.2%耐力）の向上が重
要となるが、Ｖ量の高いベイナイト鋼を時効処理する
と、一般の調質鋼および非調質鋼に比べて同一硬さでの
0.2%耐力が高くなる、すなわち高い降伏比が得られるこ
とが知見された。よって前記のような時効前の切削加工
は勿論、時効処理後に切削加工する場合においても、
Ｖ量の高いベイナイト鋼では一般の調質鋼および非調質
鋼に比べて、同一の0.2%耐力の値における硬さが低くで
きるので、被削性を向上させることが可能となる。

【０００７】そして前記効果を得るためには、Ｖ含有量
を0.51％以上とすることが必要であり、更には1150〜13
00℃の加熱温度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、800
〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）
を、40／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500／
（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%）として200℃以下の温度まで冷
却することで硬さをHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以上
とさせることが必要となることを知見した。また、上記
の鋼材もしくは鍛造品においては、加工熱処理中にＶ炭
窒化物が析出して結晶粒を微細化させるために、80μm
以下の旧オーステナイト結晶粒径が得られ、これを550〜700℃
の温度にて時効処理することで、結果として降伏点もし
くは0.2%耐力を900MPa以上とすることが可能となること
を知見し、本発明に至ったものである。

【０００８】第１の発明は、化学組成が重量%で、C：0.
06〜0.20%、Si：0.03〜1.00%、Mn：1.50〜3.00%、Cr：
0.50〜2.00%、Mo：0.05〜1.00%、Al：0.002〜0.100%、
V:0.51〜1.00%、N：0.0080〜0.0200%を含有し、残部Fe
および不可避不純物からなる鋼を1150〜1300℃の加熱温
度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、800〜500℃の温度
範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、40／（Mn%＋
0.8Cr%＋1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500／（Mn%＋0.8Cr%＋1.
2Mo%）として200℃以下の温度まで冷却することで硬さ
をHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ旧オーステナイト
結晶粒径80μm以下とし、その後必要に応じて切削加工
ないし塑性加工を加え、更にその後550〜700℃の温度に
て時効処理を施すことにより、降伏点もしくは0.2%耐力
を900MPa以上とすることを特徴とする時効硬化型高強度
ベイナイト鋼である。

【０００９】第２の発明は、化学組成が重量%で、C：0.
06〜0.20%、Si：0.03〜1.00%、Mn：1.50〜3.00%、Cr：
0.50〜2.00%、Mo：0.05〜1.00%、Al：0.002〜0.100%、
V:0.51〜1.00%、N：0.0080〜0.0200%を含有し、残部Fe
および不可避不純物からなる鋼を1150〜1300℃の加熱温
度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、800〜500℃の温度
範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、40／（Mn%＋
0.8Cr%＋1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500／（Mn%＋0.8Cr%＋1.
2Mo%）として200℃以下の温度まで冷却することで硬さ
をHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ旧オーステナイト
結晶粒径80μm以下とし、その後必要に応じて切削加工
ないし塑性加工を加え、更にその後550〜700℃の温度に
て時効処理を施すことにより、降伏点もしくは0.2%耐力
を900MPa以上とすることを特徴とする時効硬化型高強度
ベイナイト鋼の製造方法である。

【００１０】第３の発明は、化学組成が重量％で、Ti：
0.01〜0.10%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2
種を含有することを特徴とする請求項１に記載の時効硬
化型高強度ベイナイト鋼である。

【００１１】第４の発明は、化学組成が重量％で、Ti：
0.01〜0.10%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2
種を含有することを特徴とする請求項２に記載の時効硬
化型高強度ベイナイト鋼の製造方法である。

【００１２】第５の発明は、化学組成が重量％で、S：
0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、C
a：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1
種または2種以上を含有することを特徴とする請求項１
に記載の時効硬化型高強度ベイナイト鋼である。

【００１３】第６の発明は、化学組成が重量％で、S：
0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、C
a：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1
種または2種以上を含有することを特徴とする請求項２
に記載の時効硬化型高強度ベイナイト鋼の製造方法であ
る。

【００１４】第７の発明は、化学組成が重量％で、Ti：
0.01〜0.10%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2
種を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30
%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001
〜0.10%から選択した1種または2種以上を含有すること
を特徴とする請求項１に記載の時効硬化型高強度ベイナ
イト鋼である。

【００１５】第８の発明は、化学組成が重量％で、Ti：
0.01〜0.10%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2
種を含有し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30
%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001
〜0.10%から選択した1種または2種以上を含有すること
を特徴とする請求項２に記載の時効硬化型高強度ベイナ
イト鋼の製造方法である。

【００１６】次に、本発明における構成成分の限定理由
について述べる。 C：0.06〜0.20% Cは、機械構造用鋼としての強度を確保するための必須
元素であり、0.06%以上、望ましくは0.08%以上必要であ
る。しかし、多すぎると硬さ増加から被削性の劣化を招
くため上限を0.20%、望ましくは0.18%以下とする。 Si：0.03〜1.00% Siは、製鋼時の脱酸材として不可欠であるため下限を0.
03%、望ましくは0.10%以上とする。しかし、過剰に添加
すると鋼中に高硬度の介在物であるSiO₂を生成させて被
削性を劣化させるため上限を1.00%、望ましくは0.80%以
下とする。

【００１７】Mn：1.50〜3.00% Mnは、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷却過程でヘ゛イナイト
組織が得られるための焼入性を確保する上で重要な元素
であり、ヘ゛イナイト組織を得るためには少なくとも1.50%以
上、望ましくは1.80%以上必要である。しかし、多すぎ
るとマルテンサイト主体の組織となり、時効処理前の硬さが増
加して被削性が劣化するため上限を3.00%、望ましくは
2.70%以下とする。 Cr：0.50〜2.00% CrはMnと同様、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷却過程
でヘ゛イナイト組織が得られるための焼入性を確保する上で重
要な元素であり、ヘ゛イナイト組織を得るためには少なくとも
0.50%以上、望ましくは0.70%以上必要である。しかし、
多すぎるとマルテンサイト主体の組織となり、時効処理前の硬
さが増加して被削性が劣化するため上限を2.00%、望ま
しくは1.60%以下とする。

【００１８】Mo：0.05〜1.00% MoはMn,Crと同様、熱間圧延もしくは熱間鍛造後の冷却
過程でヘ゛イナイト組織を安定して得るために必要な元素であ
るとともに、ヘ゛イナイト組織を微細化させて強靭性を高め、
また時効処理時にMo₂Cを析出させて時効硬化させる働き
があり、前記効果を得るためには少なくとも0.05%以
上、望ましくは0.10%以上必要である。しかし必要以上
に多く添加しても、その効果が飽和するとともにコスト
高となるため、上限を1.00%、望ましくは0.60%以下とす
る。 Al：0.002〜0.100% Alは脱酸のために不可欠の元素であり0.002%以上、望ま
しくは0.005%以上必要であるが、必要以上に添加させる
とAl₂O₃の形成によって被削性を劣化させるため、上限
を0.100%、望ましくは0.060%以下とする。

【００１９】V:0.51〜1.00% Vは本発明において、時効処理後にV(CN)を析出させて硬
さおよび降伏強度を高める点で最も重要な働きをする元
素であり、前記効果を必要十分に得るためには、少なく
とも0.51%以上、望ましくは0.53%以上必要である。しか
しながら必要以上に多く添加してもその効果が飽和する
とともに、著しい靭性の劣化やコスト増加を招くため、
上限を1.00%、望ましくは0.70%以下とする。 N：0.0080〜0.0200% NはVとの親和力が高い元素であり、本発明においては、
熱間圧延もしくは熱間鍛造中にVNとして析出し、そのピ
ン止め効果によってオーステナイト結晶粒径を80μm以下にする
働きがあるとともに、時効処理後のV(CN)析出による強
度増加に対して必要不可欠な元素であり、前記効果を必
要十分に得るためには、少なくとも0.0080%以上、望ま
しくは0.0100%以上必要である。しかしながら必要以上
に多く添加してもその効果が飽和するとともに、著しい
靭性の劣化やコスト増加を招くため、上限を0.0200%、
望ましくは0.0180%以下とする。

【００２０】Ti：0.01〜0.10%、Nb：0.01〜0.10% Ti、Nbは、Vと同様にTi(CN)、Nb(CN)として鋼中に析出
し、そのピン止め効果によってオーステナイト結晶粒径を微細
化させる働きがあり、必要に応じて添加されるものであ
る。前記効果を得るためには、それぞれ最低でも0.01%
以上の含有が必要である。しかしながら必要以上に多く
添加してもその効果が飽和するとともにコスト増加を招
くため、上限を0.10%とする。 S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30
%、Ca：0.0005〜0.01%、REM：0.001〜0.10% S、Pb、Bi、Ca、REMは被削性の改善に有効な元素であ
り、必要に応じて添加されるものである。前記効果を得
るためには、それぞれ0.04%、0.01%、0.01%、0.0005%、
0.001%の含有が必要である。しかし多量に含有させる
と、コスト増加を招くとともに、介在物量増加によっ
て、圧延や鍛造等，塑性加工性の劣化や疲労強度低下の
問題が生ずるため、上限をそれぞれ0.12%、0.30%、0.30
%、0.01%、0.10%とした。

【００２１】次に本発明の製造条件限定理由について説
明する。熱間圧延もしくは熱間鍛造時の加熱温度を1150
〜1300℃に限定したのは、加熱温度が1150℃未満になる
と時効処理前の段階で鋼中にＶが十分に固溶せず、その
後の時効硬化が十分に得られないためであり、また1300
℃を超える加熱温度になると加熱段階でのオーステナイト粒が
粗大化したり混粒を生じたりして、最終的に旧オーステナイト
粒径80μm以下が達成不可能となるためである。ここ
で、熱間圧延もしくは熱間鍛造時の加熱温度としている
のは、部品の製造工程によって加熱温度制御する工程が
異なることを意味しており、熱間鍛造を実施する場合に
は、熱間鍛造時の加熱温度を上記温度範囲に限定し、熱
間鍛造を行わない場合、例えば圧延鋼材より直接部品を
切削加工して製造する場合には、熱間圧延時の加熱温度
を上記温度範囲に限定する必要がある。

【００２２】熱間圧延もしくは熱間鍛造後の平均冷却速
度：ＣＶ（℃/min）を800〜500℃の温度範囲で限定した
のは、平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）が40／（Mn%＋0.8
Cr%＋1.2Mo%）未満になると、初析フェライトやハ゜ーライトが生成
してヘ゛イナイト率70%以上を確保することが困難になるため
であり、またＣＶ（℃/min）が500／（Mn%＋0.8Cr%＋1.
2Mo%）を超えると、マルテンサイトが生成してしまい、ヘ゛イナイト
率70%以上を確保することが困難になるためである。こ
こで平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）は、冷却中に800℃
に達してから500℃に達するまでに要した時間（min）で
もって300℃（＝800℃−500℃）を除した数値を示す。

【００２３】冷却を200℃以下の温度までと限定した理
由は、冷却中のヘ゛イナイト変態を十分に生じさせてヘ゛イナイト率
70%以上を確保するためである。硬さをHv400以下と限定
した理由は、その後に施される切削加工ないし塑性加工
の加工性を確保させるためであり、硬さがHv400を超え
ると急激に切削加工性、塑性加工性が劣化する。なお、
前記請求範囲内の組成の鋼を加熱温度1150〜1300℃にて
熱間圧延もしくは熱間鍛造後、前記限定条件にて冷却し
た場合に、硬さはHv400以下となる。

【００２４】組織をヘ゛イナイト率70%以上と限定した理由
は、V(CN)による必要十分な時効硬化特性を得るためで
あり、ヘ゛イナイト率が70%未満となってフェライト・ハ゜ーライトやマルテンサ
イトの組織分率が増えると、必要十分な時効硬化特性が得
られなくなる、即ち時効処理前の硬さが高くなってしま
ったり、時効処理後の硬さが低くなってしまったりす
る。なお、前記請求範囲内の組成の鋼を加熱温度1150〜
1300℃にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、前記限定条件
にて冷却した場合に、ヘ゛イナイト率は70%以上となる。旧オース
テナイト結晶粒径を80μm以下と限定した理由は、高い降伏
強度や疲労強度を達成する上で必要なためであり、旧オー
ステナイト結晶粒径が80μmを超えると強度特性が劣化する。
なお、前記請求範囲内の組成の鋼を加熱温度1150〜1300
℃にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、前記限定条件にて
冷却した場合に、旧オーステナイト結晶粒径は80μmとなる。

【００２５】時効処理温度を550〜700℃に限定した理由
は、ヘ゛イナイト主体の組織の鋼中にV(CN)を必要十分に微細
析出させて時効硬化させるためである。時効処理温度が
550℃未満であると、 V(CN)の析出量が少なく十分な時
効硬化が得られず、また時効処理温度が700℃を超える
と、析出したV(CN)が粗大化するとともにかえって軟化
を生じてしまうので、時効処理温度は550〜700℃に限定
する必要がある。降伏点もしくは0.2%耐力：900MPa以上
は、チタン合金やアルミ合金に匹敵する軽量化効果を鋼
で得るために必要な強度レベルであり、前記請求範囲内
の組成の鋼を加熱温度1150〜1300℃にて熱間圧延もしく
は熱間鍛造後、前記限定条件にて冷却し、その後550〜7
00℃にて時効処理することにより達成される。

【００２６】

【発明の実施の形態】第１、２の発明を実施するには、
重量%で、 C：0.06〜0.20%、Si：0.03〜1.00%、Mn：1.5
0〜3.00%、Cr：0.50〜2.00%、Mo：0.05〜1.00%、Al：0.
002〜0.100%、V:0.51〜1.00%、N：0.0080〜0.0200%を含
有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を1150〜13
00℃の加熱温度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、800
〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）
を、40／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500／
（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%）として200℃以下の温度まで冷
却することで硬さをHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以上
でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、その後必要に
応じて切削加工ないし塑性加工を加え、更にその後550
〜700℃の温度にて時効処理を施すことにより、降伏点
もしくは0.2%耐力を900MPa以上とする。このようにして
得られた鋼材およびその鍛造品は、チタン合金やアルミ
合金に匹敵する軽量化効果を得るまでに高強度化するこ
とが可能であるとともに、快削元素含有量を大幅に増加
させることなく、かつ部品の設計形状を制約しなくても
被削性を確保できる。

【００２７】第３、４の発明を実施するには、第1、２
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、Ti：0.01〜0.1
0%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2種を含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を1150〜1300
℃の加熱温度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造後、800〜5
00℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、40
／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500／（Mn%＋
0.8Cr%＋1.2Mo%）として200℃以下の温度まで冷却する
ことで硬さをHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ
旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、その後必要に応じて
切削加工ないし塑性加工を加え、更にその後550〜700℃
の温度にて時効処理を施すことにより、降伏点もしくは
0.2%耐力を900MPa以上とする。このようにして得られた
鋼材およびその鍛造品は、チタン合金やアルミ合金に匹
敵する軽量化効果を得るまでに高強度化することが可能
であるとともに、快削元素含有量を大幅に増加させるこ
となく、かつ部品の設計形状を制約しなくても被削性を
確保できる。

【００２８】第５、６の発明を実施するには、第1、２
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、S：0.04〜0.12
%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜
0.01%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種
以上を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を
1150〜1300℃の加熱温度にて熱間圧延もしくは熱間鍛造
後、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度：ＣＶ（℃/m
in）を、40／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500
／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%）として200℃以下の温度まで
冷却することで硬さをHv400以下、組織をヘ゛イナイト率70%以
上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以下とし、その後必要
に応じて切削加工ないし塑性加工を加え、更にその後55
0〜700℃の温度にて時効処理を施すことにより、降伏点
もしくは0.2%耐力を900MPa以上とする。このようにして
得られた鋼材およびその鍛造品は、チタン合金やアルミ
合金に匹敵する軽量化効果を得るまでに高強度化するこ
とが可能であるとともに、快削元素含有量を大幅に増加
させることなく、かつ部品の設計形状を制約しなくても
被削性を確保できる。

【００２９】第７、８の発明を実施するには、第１、２
の発明に記載の元素に加えて、重量%で、Ti：0.01〜0.1
0%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2種を含有
し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.
01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%か
ら選択した1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不
可避不純物からなる鋼を1150〜1300℃の加熱温度にて熱
間圧延もしくは熱間鍛造後、800〜500℃の温度範囲の平
均冷却速度：ＣＶ（℃/min）を、40／（Mn%＋0.8Cr%＋
1.2Mo%） ≦ ＣＶ ≦ 500／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%）と
して200℃以下の温度まで冷却することで硬さをHv400以
下、組織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80
μm以下とし、その後必要に応じて切削加工ないし塑性
加工を加え、更にその後550〜700℃の温度にて時効処理
を施すことにより、降伏点もしくは0.2%耐力を900MPa以
上とする。このようにして得られた鋼材およびその鍛造
品は、チタン合金やアルミ合金に匹敵する軽量化効果を
得るまでに高強度化することが可能であるとともに、快
削元素含有量を大幅に増加させることなく、かつ部品の
設計形状を制約しなくても被削性を確保できる。

【００３０】

【実施例】下に本発明の実施例について、比較鋼および
従来鋼との比較によって説明する。表１、２は、実施例
に用いた供試材の化学成分を示すものである。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】成分組成が表１からなる本発明鋼と表２か
らなる比較鋼（従来鋼を含む）を30kg真空溶解炉にて溶
製し、1200℃でφ30mmへ鍛伸した。その後φ30mm材を、
1200℃加熱、1050℃鍛造の条件にて15mm厚の板材に鍛造
した後、室温まで空冷処理を行い、その後A〜W鋼につい
ては600℃にて時効処理を行い、Ｘ、Ｙ、Ｚ鋼について
は880℃にて焼入れ後580℃にて焼戻し処理を行い、引張
試験、小野式回転曲げ疲労試験、ドリル穿孔試験、ミク
ロ組織観察に用いた。なお、この場合の鍛造後の空冷時
における800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度は、72℃
/minであった。またA〜W鋼については、上記以外に鍛造
後空冷ままで時効処理しない状態でもドリル穿孔試験を
行うとともに、硬さ試験を実施した。

【００３４】引張試験はJIS14A号試験片を作製して引張
速度1mm/secの条件で行い、0.2%耐力および引張強さを
測定した。小野式回転曲げ疲労試験は平行部φ8の平滑
試験片を作製して試験し、10⁷回での疲労強度を求め、
これと引張強さとの比率をとった耐久比（＝10⁷回疲労
強度／引張強さ）でもって評価した。ドリル穿孔試験
は、時効処理前、時効処理後のいずれの場合も、ドリル
がφ6mmのストレートシャンク、ドリルの材質はSKH51、
ドリル回転数は966rpm、潤滑油なし、荷重75kgの条件で
行い、測定した結果は従来鋼であるＺ鋼の穿孔距離を10
0とし、それぞれの穿孔距離を整数比で評価した。

【００３５】硬さ試験については、時効処理前に行った
ドリル穿孔試験用の試料を用い、ビッカース硬度計にて
測定荷重10kgfで行った。ミクロ組織観察については、
前記引張試験片の試験後のつかみ部を切断、研磨したも
のを試料として用い、光学顕微鏡にて倍率400倍で観察
し、ヘ゛イナイト率ならびに旧オーステナイト結晶粒径を測定した。

【００３６】各種試験評価結果を本発明鋼についてを表
３、比較鋼（従来鋼を含む）についてを表４に示す。

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】ここに示すように、本発明鋼であるＡ〜Ｎ
鋼はいずれも時効処理前の硬さがHv331以下であり、請
求範囲に該当するHv400以下を十分に満足しており、ヘ゛イ
ナイト率は82%以上、旧オーステナイト粒径は54μm以下であって、
請求範囲に該当するヘ゛イナイト率70%以上、旧オーステナイト粒径80
μm以下を十分に満足しており、また時効処理後の0.2%
耐力はいずれも958MPa以上あって、請求範囲に該当する
900MPa以上を十分に満足している。また耐久比について
も0.54以上と優れた値を示し、ト゛リル穿孔性については時
効処理前にて特に優れた値を示すとともに、時効処理前
後のいずれも従来鋼であるＺ鋼よりも優れていることが
確認された。

【００４０】これに対して比較鋼のＯ鋼は、C量が本特
許請求範囲よりも低いために0.2%耐力に劣り、またＰ鋼
は逆にC量が本特許請求範囲よりも高いために、時効前
の硬さがHv400を超えてしまうとともに、ト゛リル穿孔性が
従来鋼のＺ鋼よりも劣る結果となっている。比較鋼のＱ
鋼については、Si量が本特許請求範囲よりも高いために
ト゛リル穿孔性が従来鋼のＺ鋼よりも劣り、Ｒ鋼はMn量が本
特許請求範囲よりも低いために、フェライト・ハ゜ーライトが生成し
てヘ゛イナイト率が70%未満であるとともに0.2%耐力が900MPa
未満と低くなっている。Ｓ鋼はMn量およびCr量が共に本
特許請求範囲よりも高いために、マルテンサイト主体の組織と
なってヘ゛イナイト率が低く、かつ時効前の硬さがHv400を超
えてしまって、ト゛リル穿孔性が従来鋼のＺ鋼よりも劣る結
果となっている。Ｔ鋼はMo量が本特許請求範囲よりも低
いために、フェライト・ハ゜ーライトが生成してヘ゛イナイト率が70%未満
であるとともに0.2%耐力が900MPa未満と低くなってい
る。Ｕ鋼はV量およびN量が共に本特許請求範囲よりも低
いために、時効硬化が十分にされず、0.2%耐力が900MPa
未満と低くなっている。

【００４１】また従来鋼であるＶ鋼およびＷ鋼はヘ゛イナイト
＋マルテンサイト型の従来の焼入省略鋼であり、いずれも900MP
a以上の0.2%耐力が達成されてはいるものの、Ｖ鋼はト゛リ
ル穿孔性に劣り、Ｗ鋼は快削元素を含有させることによ
りト゛リル穿孔性はＺ鋼並みとなっているが、快削元素を多
量に含有させたために耐久比が低くなっている。Ｘ、
Ｙ、Ｚ鋼はそれぞれＪＩＳに規定されているＳ４８Ｃ、
ＳＣｒ４４０、ＳＣＭ４４０に相当する鋼であり、焼入
焼もどし処理を付与しても、0.2%耐力は900MPaに達して
いない。

【００４２】次に製造条件の影響、すなわち鍛造加熱温
度，鍛造後の冷却条件，時効処理温度の変化による影響
を調査した実施例を示す。表１に示す本発明鋼のうち
Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｍ鋼について、φ30mmの丸棒を1050、117
0、1200、1270、1350℃の各温度に加熱した後15mm厚の
板材に鍛造し、その後の冷却条件を炉冷、空冷、弱ファ
ン冷却、強ファン冷却と変化させ、さらにその後の時効
処理温度を、500、570、600、650、750℃の５条件で行
い、引張試験、ドリル穿孔試験（時効処理前のみ）、硬
さ試験（時効処理前のみ）、ミクロ組織観察に用いた。
なお、この場合の鍛造後の800〜500℃の温度範囲の平均
冷却速度は、炉冷が5℃/min 、空冷が72℃/min、弱ファ
ン冷却が103℃/min、強ファン冷却が131℃/min であっ
た。また試験条件については、前記の試験条件と同様で
ある。

【００４３】各種試験評価結果を本発明鋼についてを表
５、比較例についてを表６に示す。

【００４４】

【表５】

【００４５】

【表６】

【００４６】No.1〜15の本発明範囲においては、鋼種や
製造条件が変化しても、時効処理前の硬さHv400以下，ヘ
゛イナイト率70%以上，旧オーステナイト結晶粒径80μm以下，0.2%耐
力900MPa以上の全てを満足するとともに、ト゛リル穿孔性に
ついても従来鋼SCM440の調質（前記実施例のＺ鋼）より
優れていることが確認された。これに対してNo.16〜27
の比較例の結果より、化学成分が本特許請求範囲内であ
っても、鍛造加熱温度，鍛造後の冷却条件，時効処理温
度の製造条件の内、いずれか１項目でも満足しない場合
には、前記特性が得られなくなることが明らかとなっ
た。

【００４７】

【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明は
自動車エンジンのクランクシャフト、コネクティングロ
ッドのように、高い強度と優れた被削性を必要とする部
品に最適な、熱間鍛造用時効硬化型ベイナイト鋼および
その鍛造品の製造方法を提供するものであり、自動車エ
ンジン部品の軽量化を可能とする。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】化学組成が重量%で、C：0.06〜0.20%、S
i：0.03〜1.00%、Mn：1.50〜3.00%、Cr：0.50〜2.00%、
Mo：0.05〜1.00%、Al：0.002〜0.100%、V:0.51〜1.00
%、N：0.0080〜0.0200%を含有し、残部Feおよび不可避
不純物からなる鋼を1150〜1300℃の加熱温度にて熱間圧
延もしくは熱間鍛造後、800〜500℃の温度範囲の平均冷
却速度：ＣＶ（℃/min）を、40／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo
%） ≦ＣＶ ≦ 500／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%）として20
0℃以下の温度まで冷却することで硬さをHv400以下、組
織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以
下とし、その後必要に応じて切削加工ないし塑性加工を
加え、更にその後550〜700℃の温度にて時効処理を施す
ことにより、降伏点もしくは0.2%耐力を900MPa以上とす
ることを特徴とする時効硬化型高強度ベイナイト鋼。
【請求項２】化学組成が重量%で、C：0.06〜0.20%、S
i：0.03〜1.00%、Mn：1.50〜3.00%、Cr：0.50〜2.00%、
Mo：0.05〜1.00%、Al：0.002〜0.100%、V:0.51〜1.00
%、N：0.0080〜0.0200%を含有し、残部Feおよび不可避
不純物からなる鋼を1150〜1300℃の加熱温度にて熱間圧
延もしくは熱間鍛造後、800〜500℃の温度範囲の平均冷
却速度：ＣＶ（℃/min）を、40／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo
%） ≦ＣＶ ≦ 500／（Mn%＋0.8Cr%＋1.2Mo%）として20
0℃以下の温度まで冷却することで硬さをHv400以下、組
織をヘ゛イナイト率70%以上でかつ旧オーステナイト結晶粒径80μm以
下とし、その後必要に応じて切削加工ないし塑性加工を
加え、更にその後550〜700℃の温度にて時効処理を施す
ことにより、降伏点もしくは0.2%耐力を900MPa以上とす
ることを特徴とする時効硬化型高強度ベイナイト鋼の製
造方法。
【請求項３】化学組成が重量％で、Ti：0.01〜0.10
%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2種を含有す
ることを特徴とする請求項１に記載の時効硬化型高強度
ベイナイト鋼。
【請求項４】化学組成が重量％で、Ti：0.01〜0.10
%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2種を含有す
ることを特徴とする請求項２に記載の時効硬化型高強度
ベイナイト鋼の製造方法。
【請求項５】化学組成が重量％で、S：0.04〜0.12%、
Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.0
1%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種以上
を含有することを特徴とする請求項１に記載の時効硬化
型高強度ベイナイト鋼。
【請求項６】化学組成が重量％で、S：0.04〜0.12%、
Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.0
1%、 REM：0.001〜0.10%から選択した1種または2種以上
を含有することを特徴とする請求項２に記載の時効硬化
型高強度ベイナイト鋼の製造方法。
【請求項７】化学組成が重量％で、Ti：0.01〜0.10
%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2種を含有
し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.
01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%か
ら選択した1種または2種以上を含有することを特徴とす
る請求項１に記載の時効硬化型高強度ベイナイト鋼。
【請求項８】化学組成が重量％で、Ti：0.01〜0.10
%、Nb：0.01〜0.10%から選択した1種または2種を含有
し、かつ、S：0.04〜0.12%、 Pb：0.01〜0.30%、Bi：0.
01〜0.30%、Ca：0.0005〜0.01%、 REM：0.001〜0.10%か
ら選択した1種または2種以上を含有することを特徴とす
る請求項２に記載の時効硬化型高強度ベイナイト鋼の製
造方法。