JP2003147481A - 非調質高強度・高靭性鍛造用鋼およびその製造方法並びに鍛造品の製造方法 - Google Patents
非調質高強度・高靭性鍛造用鋼およびその製造方法並びに鍛造品の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 非調質で高強度・高靭性の鍛造用鋼及びその
製造方法並びに鍛造品の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍ
ｇ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｂ 、Ｓ、
Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉの含有率を規定した鋼を棒鋼圧延後、
直ちにないしは再加熱して１３５０℃以下９００℃以上
の温度から１５℃／ｓｅｃ以上６０℃／ｓｅｃ以下の冷
速で冷却して、マルテンサイトを主体とする組織にした
鍛造用鋼を用いて熱間鍛造する際に、Ａｃ3 点以上９０
０℃以下の温度に加熱し、対数歪みで０．３以上の加工
を与える熱間鍛造を未再結晶上限温度以下７００℃以上
で少なくとも１回以上行い、Ａｒ3 点以下５００℃以上
の温度域を下記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却し
て、平均粒径１０μｍ以下の微細組織を得る。 ０．１℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）
製造方法並びに鍛造品の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍ
ｇ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｂ 、Ｓ、
Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉの含有率を規定した鋼を棒鋼圧延後、
直ちにないしは再加熱して１３５０℃以下９００℃以上
の温度から１５℃／ｓｅｃ以上６０℃／ｓｅｃ以下の冷
速で冷却して、マルテンサイトを主体とする組織にした
鍛造用鋼を用いて熱間鍛造する際に、Ａｃ3 点以上９０
０℃以下の温度に加熱し、対数歪みで０．３以上の加工
を与える熱間鍛造を未再結晶上限温度以下７００℃以上
で少なくとも１回以上行い、Ａｒ3 点以下５００℃以上
の温度域を下記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却し
て、平均粒径１０μｍ以下の微細組織を得る。 ０．１℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は鍛造用鋼及びその製造方
法並びに鍛造品の鍛造方法に関し、さらに詳しくは、自
動車、建設機械および各種産業機械等の部品として使用
される材料として、熱間鍛造後に調質処理を行わずに優
れた強度と靭性を有する鍛造用鋼及びその製造方法並び
に鍛造品の鍛造方法に関するものである。
法並びに鍛造品の鍛造方法に関し、さらに詳しくは、自
動車、建設機械および各種産業機械等の部品として使用
される材料として、熱間鍛造後に調質処理を行わずに優
れた強度と靭性を有する鍛造用鋼及びその製造方法並び
に鍛造品の鍛造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、機械構造用熱間鍛造品は、一般
に、中炭素鋼または低合金鋼素材を熱間鍛造した後、再
加熱し、焼入れ・焼戻し、すなわち調質処理を施し、目
的、用途に応じた強度および靭性を付与して、使用に供
されていた。しかし、上記調質処理には多大の熱エネル
ギー費用を要すると共に、処理工程の増加、仕掛品の増
大等のために製造費用が高くならざるを得ない。そこで
近年、機械構造用熱間鍛造品の製造において、製造工程
を簡略化、特に、熱間鍛造後の調質処理を省略するため
に、種々の非調質型熱間鍛造用鋼や、非調質熱間鍛造品
の製造方法が提案されている。このような従来の非調質
型熱間鍛造用鋼の多くは、中炭素鋼に微量のＶ、Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｚｒ等のいわゆる析出硬化型合金元素を添加した
析出硬化型非調質鋼であって、熱間鍛造後の冷却工程に
おいてこれらを析出させ、その析出硬化によって高強度
を得ようとするものである。
に、中炭素鋼または低合金鋼素材を熱間鍛造した後、再
加熱し、焼入れ・焼戻し、すなわち調質処理を施し、目
的、用途に応じた強度および靭性を付与して、使用に供
されていた。しかし、上記調質処理には多大の熱エネル
ギー費用を要すると共に、処理工程の増加、仕掛品の増
大等のために製造費用が高くならざるを得ない。そこで
近年、機械構造用熱間鍛造品の製造において、製造工程
を簡略化、特に、熱間鍛造後の調質処理を省略するため
に、種々の非調質型熱間鍛造用鋼や、非調質熱間鍛造品
の製造方法が提案されている。このような従来の非調質
型熱間鍛造用鋼の多くは、中炭素鋼に微量のＶ、Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｚｒ等のいわゆる析出硬化型合金元素を添加した
析出硬化型非調質鋼であって、熱間鍛造後の冷却工程に
おいてこれらを析出させ、その析出硬化によって高強度
を得ようとするものである。
【０００３】例えば、特公昭５８−２２４３号公報に
は、中炭素鋼に微量のＶを添加し、これを１１００℃以
上の温度に加熱して型打鍛造し、この後、５００℃まで
１０〜１００℃／分の冷却速度で空冷することにより、
フェライト中に微細なＶ炭窒化物を析出させたフェライ
ト・パーライト組織からなる非調質鍛造品の製造方法が
記載されている。しかし、このような析出硬化型非調質
鋼を用いる場合には、上記のように１０００〜１１００
℃またはそれ以上の高温に加熱することが必要であり、
そのまま通常の鍛造を行った場合、鍛造品においても結
晶粒が著しく粗大化するので、充分な靭性を得ることが
できない。
は、中炭素鋼に微量のＶを添加し、これを１１００℃以
上の温度に加熱して型打鍛造し、この後、５００℃まで
１０〜１００℃／分の冷却速度で空冷することにより、
フェライト中に微細なＶ炭窒化物を析出させたフェライ
ト・パーライト組織からなる非調質鍛造品の製造方法が
記載されている。しかし、このような析出硬化型非調質
鋼を用いる場合には、上記のように１０００〜１１００
℃またはそれ以上の高温に加熱することが必要であり、
そのまま通常の鍛造を行った場合、鍛造品においても結
晶粒が著しく粗大化するので、充分な靭性を得ることが
できない。
【０００４】このような問題を解決するために、素材鋼
や鍛造方法に関して、析出硬化型元素の添加量を極力少
なくする（例えば、特開昭５５−８２７５０号公報）、
低Ｃ高Ｍｎ化する、（例えば特開昭５４−１２１２２５
号公報）、析出物の種類を制御する、（例えば、特開昭
５６−３８４４８号公報）、制御冷却によって結晶粒を
微細化する、（例えば特開昭５６−１６９７２３号公
報）等の方法が従来より提案されているが、いずれによ
っても、強度・靭性共に優れる非調質熱間鍛造品を得る
ことは、容易ではない。
や鍛造方法に関して、析出硬化型元素の添加量を極力少
なくする（例えば、特開昭５５−８２７５０号公報）、
低Ｃ高Ｍｎ化する、（例えば特開昭５４−１２１２２５
号公報）、析出物の種類を制御する、（例えば、特開昭
５６−３８４４８号公報）、制御冷却によって結晶粒を
微細化する、（例えば特開昭５６−１６９７２３号公
報）等の方法が従来より提案されているが、いずれによ
っても、強度・靭性共に優れる非調質熱間鍛造品を得る
ことは、容易ではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は強度・靭性共
に優れる非調質熱間鍛造用鋼及びその製造方法並びに鍛
造品の鍛造方法を提供することを目的とする。
に優れる非調質熱間鍛造用鋼及びその製造方法並びに鍛
造品の鍛造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は上記の課題を解
決するため、その要旨とするところは、下記の通りであ
る。 （１） 質量％で、Ｃ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．
０５〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％を含有し、
更に、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、マルテンサイトを面積率で９
５〜１００％含有することを特徴とする非調質高強度・
高靭性鍛造用鋼。 （２）（１）の成分に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１
〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％の
１種または２種を添加することを特徴とする非調質高強
度・高靭性鍛造用鋼。 （３）（１）又は（２）の成分に、質量％で、Ｃｒ：
０．０５〜３％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｍｏ：０．０
５〜３％、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種ま
たは２種以上を添加することを特徴とする非調質高強度
・高靭性鍛造用鋼。 （４）（１）〜（３）の何れか１項に記載の成分に、質
量％で、Ｓ：０．０１〜０．３％、Ｐｂ：０．０３〜
０．３％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｂｉ：０．
０３〜０．３％の１種または２種以上を添加することを
特徴とする非調質高強度・高靭性鍛造用鋼。 （５）前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分か
らなる鋼片を、棒鋼圧延後、直ちに又は９００〜１３５
０℃に再加熱して、９００〜１３５０℃から室温〜３０
０℃まで１５〜６０℃／ｓｅｃで冷却し、マルテンサイ
トを面積率で９５〜１００％含有する鋼を得ることを特
徴とする非調質高強度・高靭性鍛造用鋼の製造方法。 （６）（１）〜（４）の何れか１項に記載の鋼を熱間鍛
造する際に、Ａｃ3 点以上９５０℃以下に加熱し、対数
歪みで０．３〜３の加工を与える熱間鍛造を未再結晶上
限温度以下７００℃以上で少なくとも１回以上行い、平
均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライトとパーライトか
らなる組織を得ることを特徴とする非調質高強度・高靭
性鍛造品の製造方法。 （７）鍛造後、Ａｒ3 点以下５００℃以上の温度域を下
記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却することを特徴
とする（６）記載の非調質高強度・高靭性鍛造品の製造
方法。
決するため、その要旨とするところは、下記の通りであ
る。 （１） 質量％で、Ｃ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：０．
０５〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０２％を含有し、
更に、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、マルテンサイトを面積率で９
５〜１００％含有することを特徴とする非調質高強度・
高靭性鍛造用鋼。 （２）（１）の成分に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１
〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％の
１種または２種を添加することを特徴とする非調質高強
度・高靭性鍛造用鋼。 （３）（１）又は（２）の成分に、質量％で、Ｃｒ：
０．０５〜３％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｍｏ：０．０
５〜３％、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種ま
たは２種以上を添加することを特徴とする非調質高強度
・高靭性鍛造用鋼。 （４）（１）〜（３）の何れか１項に記載の成分に、質
量％で、Ｓ：０．０１〜０．３％、Ｐｂ：０．０３〜
０．３％、Ｃａ：０．００１〜０．０５％、Ｂｉ：０．
０３〜０．３％の１種または２種以上を添加することを
特徴とする非調質高強度・高靭性鍛造用鋼。 （５）前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分か
らなる鋼片を、棒鋼圧延後、直ちに又は９００〜１３５
０℃に再加熱して、９００〜１３５０℃から室温〜３０
０℃まで１５〜６０℃／ｓｅｃで冷却し、マルテンサイ
トを面積率で９５〜１００％含有する鋼を得ることを特
徴とする非調質高強度・高靭性鍛造用鋼の製造方法。 （６）（１）〜（４）の何れか１項に記載の鋼を熱間鍛
造する際に、Ａｃ3 点以上９５０℃以下に加熱し、対数
歪みで０．３〜３の加工を与える熱間鍛造を未再結晶上
限温度以下７００℃以上で少なくとも１回以上行い、平
均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライトとパーライトか
らなる組織を得ることを特徴とする非調質高強度・高靭
性鍛造品の製造方法。 （７）鍛造後、Ａｒ3 点以下５００℃以上の温度域を下
記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却することを特徴
とする（６）記載の非調質高強度・高靭性鍛造品の製造
方法。
【０００７】
０．１℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃ …（１）
（ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）
（８）引張強さが８００〜１３００MPa であることを特
徴とする（６）又は（７）記載の非調質高強度・高靭性
鍛造品の製造方法。 （９）降伏比が０．７〜０．９５であることを特徴とす
る（６）〜（８）の何れか１項に記載の非調質高強度・
高靭性鍛造品の製造方法。
徴とする（６）又は（７）記載の非調質高強度・高靭性
鍛造品の製造方法。 （９）降伏比が０．７〜０．９５であることを特徴とす
る（６）〜（８）の何れか１項に記載の非調質高強度・
高靭性鍛造品の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明の根幹をなす技術思想は以下の通りであ
る。強度・靭性共に優れる鍛造品を得るためには、その
鍛造品の金属組織を微細にすれば良いことは知られてき
た。最終組織を微細化するには、その前組織であるγ
（オーステナイト）に熱間鍛造により歪みを与えて再結
晶により微細化する方法、および、より鍛造温度を低め
て未再結晶温度で鍛造することにより通常再結晶により
減少してしまう転位を変態時まで残留させ核生成速度を
増加させる方法がある。従来は、再結晶温度域での鍛
造、すなわち高温での鍛造の方が反力が少ないこと、お
よび反力が少ない方が鍛造精度を上げやすい等の理由
で、再結晶温度域の鍛造により組織を微細化することが
前提であった。本発明者等は、従来鍛造で用いられなか
った未再結晶温度域での鍛造を行うことにより、飛躍的
に組織が微細化し、材質も向上することを見いだした。
する。本発明の根幹をなす技術思想は以下の通りであ
る。強度・靭性共に優れる鍛造品を得るためには、その
鍛造品の金属組織を微細にすれば良いことは知られてき
た。最終組織を微細化するには、その前組織であるγ
（オーステナイト）に熱間鍛造により歪みを与えて再結
晶により微細化する方法、および、より鍛造温度を低め
て未再結晶温度で鍛造することにより通常再結晶により
減少してしまう転位を変態時まで残留させ核生成速度を
増加させる方法がある。従来は、再結晶温度域での鍛
造、すなわち高温での鍛造の方が反力が少ないこと、お
よび反力が少ない方が鍛造精度を上げやすい等の理由
で、再結晶温度域の鍛造により組織を微細化することが
前提であった。本発明者等は、従来鍛造で用いられなか
った未再結晶温度域での鍛造を行うことにより、飛躍的
に組織が微細化し、材質も向上することを見いだした。
【０００９】一方、鍛造時の加熱は組織微細化の観点か
らは低温加熱の方がγ粒径が小さいため有利である。し
かし、通常の粗大なフェライト＋パーライトの組織を持
つ鍛造用鋼を低温加熱にすると、前組織の影響により、
まずパーライト部がγ化しフェライト部は遅れてγ化す
るために粒径ばらつきが大きく、拡散が充分に行われな
いため濃度偏差も残留したままである。結果として鍛造
後の組織ばらつきが大きく材質もそれほど向上しない。
さらに低温加熱では炭窒化物を形成する元素があまり固
溶せず、本発明のように固溶Ｖ，Ｎｂを用いた未再結晶
温度の拡大効果は期待できない。また同様に加工誘起析
出による強化も期待できない。これを打破する手段とし
て本発明者等は、鍛造前組織をマルテンサイト主体に調
整することにより、低温加熱でも均一かつ微細な組織が
えられることを見いだした。鍛造前組織を濃度偏差の無
い均一組織であるマルテンサイトを主体とする組織にす
ることにより低温加熱でも均一なγが得られ、鍛造後の
最終組織の微細化に有効である。またマルテンサイトで
は、炭窒化物を形成する元素が固溶ままの状態で残留し
ているため、これを低温加熱した場合、γ中の固溶量は
従来のフェライト−パーライト組織の鍛造用鋼を低温加
熱した場合に比べ格段に多い。このため、固溶Ｖ，Ｎｂ
を用いた未再結晶温度の拡大効果および加工誘起析出に
よる強化が可能である。これらの効果は、鍛造後の組織
によらず、鍛造後の組織がフェライト−パーライト、ベ
イナイトないしはマルテンサイトでも有効である。
らは低温加熱の方がγ粒径が小さいため有利である。し
かし、通常の粗大なフェライト＋パーライトの組織を持
つ鍛造用鋼を低温加熱にすると、前組織の影響により、
まずパーライト部がγ化しフェライト部は遅れてγ化す
るために粒径ばらつきが大きく、拡散が充分に行われな
いため濃度偏差も残留したままである。結果として鍛造
後の組織ばらつきが大きく材質もそれほど向上しない。
さらに低温加熱では炭窒化物を形成する元素があまり固
溶せず、本発明のように固溶Ｖ，Ｎｂを用いた未再結晶
温度の拡大効果は期待できない。また同様に加工誘起析
出による強化も期待できない。これを打破する手段とし
て本発明者等は、鍛造前組織をマルテンサイト主体に調
整することにより、低温加熱でも均一かつ微細な組織が
えられることを見いだした。鍛造前組織を濃度偏差の無
い均一組織であるマルテンサイトを主体とする組織にす
ることにより低温加熱でも均一なγが得られ、鍛造後の
最終組織の微細化に有効である。またマルテンサイトで
は、炭窒化物を形成する元素が固溶ままの状態で残留し
ているため、これを低温加熱した場合、γ中の固溶量は
従来のフェライト−パーライト組織の鍛造用鋼を低温加
熱した場合に比べ格段に多い。このため、固溶Ｖ，Ｎｂ
を用いた未再結晶温度の拡大効果および加工誘起析出に
よる強化が可能である。これらの効果は、鍛造後の組織
によらず、鍛造後の組織がフェライト−パーライト、ベ
イナイトないしはマルテンサイトでも有効である。
【００１０】以下に本発明の限定理由を述べる。
【００１１】Ｃは、鋼を強化するのに有効な元素である
が、０．１％未満では充分な強度が得られない。一方、
過多に添加すると靭性が低下するため、添加量の上限を
０．８％とする。
が、０．１％未満では充分な強度が得られない。一方、
過多に添加すると靭性が低下するため、添加量の上限を
０．８％とする。
【００１２】Ｓｉは、鋼の強化元素として有効である
が、０．０５％未満ではその効果がない。一方、過多に
添加すると靭性および被削性が低下するため、添加量の
上限を２．５％とする。
が、０．０５％未満ではその効果がない。一方、過多に
添加すると靭性および被削性が低下するため、添加量の
上限を２．５％とする。
【００１３】Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素であるが、
０．２％未満では充分な効果が得られない。一方、過多
に添加すると靭性および被削性が低下するため、添加量
の上限を３％とする。
０．２％未満では充分な効果が得られない。一方、過多
に添加すると靭性および被削性が低下するため、添加量
の上限を３％とする。
【００１４】Ａｌは、鋼の脱酸および結晶粒の微細化の
ために有効な元素であるが、０．００５％未満ではその
効果がない。一方、過多に添加すると被削性が低下する
ため、添加量の上限を０．１％とする。
ために有効な元素であるが、０．００５％未満ではその
効果がない。一方、過多に添加すると被削性が低下する
ため、添加量の上限を０．１％とする。
【００１５】Ｎは、Ｖ炭窒化物やＮｂ炭窒化物を生成し
析出強化のために必要な元素であるが、０．００１％未
満では充分な効果が得られない。一方、過多に添加する
と靭性が劣化するため、添加量の上限を０．０２％とす
る。
析出強化のために必要な元素であるが、０．００１％未
満では充分な効果が得られない。一方、過多に添加する
と靭性が劣化するため、添加量の上限を０．０２％とす
る。
【００１６】Ｖは、固溶原子が転位の回復および再結晶
を遅らせる効果がある。すなわち未再結晶温度域を高温
側に広げ、未再結晶域鍛造を容易にする元素である。ま
た、未再結晶圧延後、転位のもつれた部分にＶの炭窒化
物が微細に析出し、いわゆる加工誘起析出により、強度
が上昇するため有効な元素である。これらの効果を享受
するためには０．０５％以上の添加が必要である。一
方、過多に添加すると靭性が劣化するため、添加量の上
限を０．５％とする。
を遅らせる効果がある。すなわち未再結晶温度域を高温
側に広げ、未再結晶域鍛造を容易にする元素である。ま
た、未再結晶圧延後、転位のもつれた部分にＶの炭窒化
物が微細に析出し、いわゆる加工誘起析出により、強度
が上昇するため有効な元素である。これらの効果を享受
するためには０．０５％以上の添加が必要である。一
方、過多に添加すると靭性が劣化するため、添加量の上
限を０．５％とする。
【００１７】ＮｂもＶと同様、未再結晶を容易にし、析
出強化のために必要な元素であるが、０．００５％未満
では充分な効果が得られない。一方、過多に添加すると
靭性が劣化するため、添加量の上限を０．１％とする。
出強化のために必要な元素であるが、０．００５％未満
では充分な効果が得られない。一方、過多に添加すると
靭性が劣化するため、添加量の上限を０．１％とする。
【００１８】ＭｇおよびＺｒはともに酸化物や硫化物、
あるいはこれらの複合物を形成し、加熱時のオーステナ
イトの粗大化を抑制する効果を持つ元素であり、またフ
ェライト変態時の成長も抑制するので組織微細化に有効
である。またこれらの酸化物はＭｎＳの析出核になるた
め被削性も向上する。いずれも、０．０００１％未満で
はその効果はなく、０．００５％を越えると、靱性が劣
化するため、添加量の上限を０．００５％とする。
あるいはこれらの複合物を形成し、加熱時のオーステナ
イトの粗大化を抑制する効果を持つ元素であり、またフ
ェライト変態時の成長も抑制するので組織微細化に有効
である。またこれらの酸化物はＭｎＳの析出核になるた
め被削性も向上する。いずれも、０．０００１％未満で
はその効果はなく、０．００５％を越えると、靱性が劣
化するため、添加量の上限を０．００５％とする。
【００１９】Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕはいずれも適量の
添加においては靱性を損なうことなく強度を増大する元
素である。Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏは、いずれも０．０５％未
満ではその効果はなく、３％を越えると靱性が大きく劣
化するため、その添加量の下限をそれぞれ０．０５％、
上限を３％とする。Ｃｕは０．０１％未満ではその効果
はなく、２％を越えると靱性が大きく劣化するため、そ
の添加量の下限をそれぞれ０．０１％、上限を２％とす
る。
添加においては靱性を損なうことなく強度を増大する元
素である。Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏは、いずれも０．０５％未
満ではその効果はなく、３％を越えると靱性が大きく劣
化するため、その添加量の下限をそれぞれ０．０５％、
上限を３％とする。Ｃｕは０．０１％未満ではその効果
はなく、２％を越えると靱性が大きく劣化するため、そ
の添加量の下限をそれぞれ０．０１％、上限を２％とす
る。
【００２０】Ｔｉは，窒化物・炭化物を生成する。窒化
物は高温まで固溶せずに残るため、加熱時のオーステナ
イト粗大化を防止するのに有効である。また炭化物は微
細に分散して析出強化に有効である。０．００３％未満
ではこれらの効果は現れず、０．０５％を越えると靱性
が劣化するため、その添加量の下限を０．００３％、上
限を０．０５％とする。
物は高温まで固溶せずに残るため、加熱時のオーステナ
イト粗大化を防止するのに有効である。また炭化物は微
細に分散して析出強化に有効である。０．００３％未満
ではこれらの効果は現れず、０．０５％を越えると靱性
が劣化するため、その添加量の下限を０．００３％、上
限を０．０５％とする。
【００２１】Ｂは焼き入れ性を増加する元素である。焼
き入れ性を増加することにより強度を増し、さらに粗大
な初析フェライトの生成を防止して組織の微細化を促進
するのに有効な元素である。０．０００５％未満ではこ
れらの効果は現れず、０．００５％を越えると靱性が劣
化するため、その添加量の下限を０．０００５％、上限
を０．００５％とする。
き入れ性を増加することにより強度を増し、さらに粗大
な初析フェライトの生成を防止して組織の微細化を促進
するのに有効な元素である。０．０００５％未満ではこ
れらの効果は現れず、０．００５％を越えると靱性が劣
化するため、その添加量の下限を０．０００５％、上限
を０．００５％とする。
【００２２】Ｓ，Ｐｂ，Ｃａ，Ｂｉは、いずれも被削性
を向上する元素である。いずれも過小の添加はその効果
がなく、過大の添加は靱性を劣化させるため、Ｓは０．
０１％以上０．３％以下に、Ｐｂは０．０３％以上０．
３％以下に、Ｃａは０．００１％以上０．０５％以下
に、Ｂｉは０．０３％以上０．３％以下に添加量を限定
する。
を向上する元素である。いずれも過小の添加はその効果
がなく、過大の添加は靱性を劣化させるため、Ｓは０．
０１％以上０．３％以下に、Ｐｂは０．０３％以上０．
３％以下に、Ｃａは０．００１％以上０．０５％以下
に、Ｂｉは０．０３％以上０．３％以下に添加量を限定
する。
【００２３】マルテンサイトが面積率で９５％より少な
いと、再加熱時の組織均一性および濃度均一性が充分で
なく強度・靭性が低下する。また、再加熱時のＮｂ，Ｖ
の固溶量が減るため本発明の効果を充分享受できない。
以上の理由により、本発明の鍛造用鋼はマルテンサイト
を面積率で９５％以上含有するものとする。その他の組
織として、フェライト、パーライト、ベイナイトの１種
又は２種以上を面積率で５％以下含有しても本発明の効
果を得ることができる。一方、マルテンサイトを面積率
で１００％含有するものは再加熱時の組織および濃度が
均一であり、Ｎｂ，Ｖの固溶量も充分確保できるため、
最も好ましい。
いと、再加熱時の組織均一性および濃度均一性が充分で
なく強度・靭性が低下する。また、再加熱時のＮｂ，Ｖ
の固溶量が減るため本発明の効果を充分享受できない。
以上の理由により、本発明の鍛造用鋼はマルテンサイト
を面積率で９５％以上含有するものとする。その他の組
織として、フェライト、パーライト、ベイナイトの１種
又は２種以上を面積率で５％以下含有しても本発明の効
果を得ることができる。一方、マルテンサイトを面積率
で１００％含有するものは再加熱時の組織および濃度が
均一であり、Ｎｂ，Ｖの固溶量も充分確保できるため、
最も好ましい。
【００２４】次に、本発明の鍛造用鋼の製造方法につい
て述べる。
て述べる。
【００２５】鍛造用素材をマルテンサイト主体の組織と
するためには、高温からの焼入が必要である。焼入開始
前の加熱温度を９００℃以上としたのは９００℃以上に
焼入開始温度を確保するためであり、一方、加熱温度を
１３５０℃以下としたのはそれ以上の加熱が困難だから
である。
するためには、高温からの焼入が必要である。焼入開始
前の加熱温度を９００℃以上としたのは９００℃以上に
焼入開始温度を確保するためであり、一方、加熱温度を
１３５０℃以下としたのはそれ以上の加熱が困難だから
である。
【００２６】また、焼入開始温度を１３５０℃以下とし
たのは、それより高い温度からの焼入が困難だからであ
る。一方、９００℃以上としたのは、それより低い温度
であると充分に焼きが入らず部分的にフェライト、パー
ライト、ベイナイト等が面積率で５％以上生成するから
である。一方、焼入時の冷速下限値を１５℃／ｓｅｃと
したのはそれより遅い冷速であると、部分的にフェライ
ト、パーライト、ベイナイト等が面積率で５％以上生成
するからである。冷速上限値を６０℃／ｓｅｃとしたの
は、それより速い冷速で冷却することが困難だからであ
る。冷却方法は水冷、油冷等考えられるが、限定しな
い。
たのは、それより高い温度からの焼入が困難だからであ
る。一方、９００℃以上としたのは、それより低い温度
であると充分に焼きが入らず部分的にフェライト、パー
ライト、ベイナイト等が面積率で５％以上生成するから
である。一方、焼入時の冷速下限値を１５℃／ｓｅｃと
したのはそれより遅い冷速であると、部分的にフェライ
ト、パーライト、ベイナイト等が面積率で５％以上生成
するからである。冷速上限値を６０℃／ｓｅｃとしたの
は、それより速い冷速で冷却することが困難だからであ
る。冷却方法は水冷、油冷等考えられるが、限定しな
い。
【００２７】冷却停止温度は操業上室温以下とすること
が困難なために室温以上とし、３００℃以下ではマルテ
ンサイト変態が終了しているため３００℃以下とする。
が困難なために室温以上とし、３００℃以下ではマルテ
ンサイト変態が終了しているため３００℃以下とする。
【００２８】次に、本発明鍛造品の組織の形態について
述べる。
述べる。
【００２９】通常、再結晶γでは再結晶により粒内の転
位は整理され転位密度は低い。このため、ほとんどの変
態はγ粒界を基点として始まり、粒内に向かって成長し
ていく。また再結晶γである限り、粒界単位面積当たり
の変態核生成数はほぼ一定の値をとる。このため変態後
の組織の粒数は単位体積当たりのγ粒界の面積にほぼ比
例し、再結晶後のγ粒径が小さいほど、変態後の組織は
細かくなる。一方、未再結晶γでは再結晶による転位の
整理が未だ行われていない状態であるので、粒内の転位
密度は高い。これにより、粒界のみならず粒内からも変
態が開始する。さらに粒界にも加工の影響が残ってお
り、粒界単位面積当たりの変態核生成数も再結晶γと比
べ大きい値をとる。このため粗大なγからでも、微細な
変態組織が得られる。未再結晶γからの変態によって得
られる変態組織は、加工後の冷速によってフェライト＋
パーライト、ベイナイト、マルテンサイトに大別できる
が、いずれも平均結晶粒径が１０μｍ以下となる。ただ
し、冷速によっては、これらの組織の混合組織となり、
靭性が著しく劣化するため、後述の冷速制御によりフェ
ライト＋パーライト鋼とする。尚、ここで述べる平均結
晶粒径とは、破壊の単位となる結晶粒径であり、フェラ
イト＋パーライトの場合はフェライトの平均粒径、ベイ
ナイトおよびマルテンサイトの場合は平均パケット・サ
イズを指す。一方、粒径が微細になると強度、靭性、降
伏比、伸びが向上することは知られているが、平均粒径
が１０μｍ以下であると、これらの効果が顕著に現れて
くる。さらに効果を求めるのであれば、平均粒径が５μ
m 以下であることが望ましい。一方、平均粒径の下限は
特に定めないが、鍛造コストの面から、２μm 以上とす
ることが好ましい。
位は整理され転位密度は低い。このため、ほとんどの変
態はγ粒界を基点として始まり、粒内に向かって成長し
ていく。また再結晶γである限り、粒界単位面積当たり
の変態核生成数はほぼ一定の値をとる。このため変態後
の組織の粒数は単位体積当たりのγ粒界の面積にほぼ比
例し、再結晶後のγ粒径が小さいほど、変態後の組織は
細かくなる。一方、未再結晶γでは再結晶による転位の
整理が未だ行われていない状態であるので、粒内の転位
密度は高い。これにより、粒界のみならず粒内からも変
態が開始する。さらに粒界にも加工の影響が残ってお
り、粒界単位面積当たりの変態核生成数も再結晶γと比
べ大きい値をとる。このため粗大なγからでも、微細な
変態組織が得られる。未再結晶γからの変態によって得
られる変態組織は、加工後の冷速によってフェライト＋
パーライト、ベイナイト、マルテンサイトに大別できる
が、いずれも平均結晶粒径が１０μｍ以下となる。ただ
し、冷速によっては、これらの組織の混合組織となり、
靭性が著しく劣化するため、後述の冷速制御によりフェ
ライト＋パーライト鋼とする。尚、ここで述べる平均結
晶粒径とは、破壊の単位となる結晶粒径であり、フェラ
イト＋パーライトの場合はフェライトの平均粒径、ベイ
ナイトおよびマルテンサイトの場合は平均パケット・サ
イズを指す。一方、粒径が微細になると強度、靭性、降
伏比、伸びが向上することは知られているが、平均粒径
が１０μｍ以下であると、これらの効果が顕著に現れて
くる。さらに効果を求めるのであれば、平均粒径が５μ
m 以下であることが望ましい。一方、平均粒径の下限は
特に定めないが、鍛造コストの面から、２μm 以上とす
ることが好ましい。
【００３０】尚、本発明において、平均粒径は光顕微鏡
により断面厚１／４ｔ位置を２００〜１０００倍で３〜
５視野観察し、切断法により求めた値と定義する。
により断面厚１／４ｔ位置を２００〜１０００倍で３〜
５視野観察し、切断法により求めた値と定義する。
【００３１】引張強さは、鍛造品の軽量化の点で下限を
８００MPa に限定した。一方、１３００MPa を越える
と、靭性が著しく低下し、切削寿命および金型寿命も著
しく低下するため、上限を１３００MPa 以下にした。
８００MPa に限定した。一方、１３００MPa を越える
と、靭性が著しく低下し、切削寿命および金型寿命も著
しく低下するため、上限を１３００MPa 以下にした。
【００３２】また、降伏比は疲労強度向上のため、０．
７に下限を限定した。一方、０．９５以上に降伏比を上
げても疲労強度の向上は飽和するので、上限は０．９５
に限定した。
７に下限を限定した。一方、０．９５以上に降伏比を上
げても疲労強度の向上は飽和するので、上限は０．９５
に限定した。
【００３３】次に、鍛造品の製造方法について述べる。
【００３４】加熱温度は、鍛造時にγ単相である必要性
からＡｃ3 点以上とする。また、過度の加熱はγ粒の粗
大化を促し、ＶないしはＮｂの加熱中の析出を促すた
め、その上限を９５０℃とした。尚、Ａｃ3 点は（２）
式により求めた値と定義する。
からＡｃ3 点以上とする。また、過度の加熱はγ粒の粗
大化を促し、ＶないしはＮｂの加熱中の析出を促すた
め、その上限を９５０℃とした。尚、Ａｃ3 点は（２）
式により求めた値と定義する。
【００３５】
Ａｃ３＝９１０−２０３（Ｃ）1/2 −１５．２（Ｎｉ）＋４４．７（Ｓｉ）
＋１０４（Ｖ）＋３１．５（Ｍｏ）＋１３．１（Ｗ） …（２）
未再結晶上限温度は、（３）式により求めた値と定義す
る。（３）式は、加工フォーマスターを用い、Ｖ、Ｎｂ
含有成分の鋼について加工焼入試験を行い、組織観察を
行った結果得られた回帰式である。尚、（３）式は加工
度の影響を表す項を除いた簡易式である。
る。（３）式は、加工フォーマスターを用い、Ｖ、Ｎｂ
含有成分の鋼について加工焼入試験を行い、組織観察を
行った結果得られた回帰式である。尚、（３）式は加工
度の影響を表す項を除いた簡易式である。
【００３６】
未再結晶上限温度（℃）＝８１９＋６１（（Ｖ）＋１０（Ｎｂ））0.2
…（３）
未再結晶γからの変態による組織微細化の効果は、未再
結晶温度域で与える歪みに依存する。対数歪みで０．３
未満の歪みでは、充分な組織微細化ができないため、そ
の下限を対数歪み０．３とする。でき得れば、０．８以
上の歪みが望ましい。一方、歪みを増加すれば組織は微
細化するが、その効果は飽和する傾向にある。歪みの増
加は鍛造反力の増加および金型寿命の低下によりコスト
上昇を招くため対数歪みは３以下とする。複数回の鍛造
で成形する場合には、再結晶温度域での鍛造と組み合わ
せてもよい。また、７００℃以下の鍛造温度では鍛造前
にフェライトが生成し、鍛造時に加工フェライトとなり
靭性を劣化させるため、鍛造下限温度を７００℃とす
る。
結晶温度域で与える歪みに依存する。対数歪みで０．３
未満の歪みでは、充分な組織微細化ができないため、そ
の下限を対数歪み０．３とする。でき得れば、０．８以
上の歪みが望ましい。一方、歪みを増加すれば組織は微
細化するが、その効果は飽和する傾向にある。歪みの増
加は鍛造反力の増加および金型寿命の低下によりコスト
上昇を招くため対数歪みは３以下とする。複数回の鍛造
で成形する場合には、再結晶温度域での鍛造と組み合わ
せてもよい。また、７００℃以下の鍛造温度では鍛造前
にフェライトが生成し、鍛造時に加工フェライトとなり
靭性を劣化させるため、鍛造下限温度を７００℃とす
る。
【００３７】尚、ここで述べた対数歪みとは、（４）式
で定義した歪みである。元厚高さ平均とは、鍛造前素材
の鍛造方向を高さとしたときの平均値であり、仕上げ厚
高さ平均とは、鍛造後の高さの平均値である。ただし、
押し出し等の加工の場合は、（５）式に従うものとす
る。元断面積平均とは鍛造前素材の鍛造方向に垂直な面
の平均断面積であり、仕上げ断面積平均とは、鍛造後の
断面積平均である。
で定義した歪みである。元厚高さ平均とは、鍛造前素材
の鍛造方向を高さとしたときの平均値であり、仕上げ厚
高さ平均とは、鍛造後の高さの平均値である。ただし、
押し出し等の加工の場合は、（５）式に従うものとす
る。元断面積平均とは鍛造前素材の鍛造方向に垂直な面
の平均断面積であり、仕上げ断面積平均とは、鍛造後の
断面積平均である。
【００３８】
対数歪み＝ｌｎ（元厚高さ平均／仕上げ厚高さ平均） …（４）
対数歪み＝ｌｎ（元断面積平均／仕上げ断面積平均） …（５）
鍛造後の冷速によって組織形態が異なることは前述した
が、以下冷速について述べる。未再結晶γからの変態
は、核生成速度が増大しているため、Ｔ−Ｔ−Ｔノーズ
が短時間側にシフトし、フェライトが生成しやすくなっ
ている。このため、フェライト＋パーライトを生成する
ためには、Ａｒ3 点以下５００℃以上の温度域を（１）
式に示した冷速で冷却すればよい。（１）式は図１の直
線から求めた式である。冷却速度の下限を０．１℃／ｓ
ｅｃとしたのは、それより遅い冷速であると、充分な核
生成速度が得られず、フェライトが粗大化してしまうか
らである。一方、上限を（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃと
したのは、それより速い冷速ではフェライト＋パーライ
トが生成せず、ベイナイトないしはマルテンサイトとの
混合組織となり，靱性が劣化してしまうからである。ま
た、冷却制御温度域をＡｒ３点以下としたのは、変態が
始まる温度だからである。一方、その下限を５００℃と
したのは、この温度ではすでにフェライト＋パーライト
変態が終了しているからである。
が、以下冷速について述べる。未再結晶γからの変態
は、核生成速度が増大しているため、Ｔ−Ｔ−Ｔノーズ
が短時間側にシフトし、フェライトが生成しやすくなっ
ている。このため、フェライト＋パーライトを生成する
ためには、Ａｒ3 点以下５００℃以上の温度域を（１）
式に示した冷速で冷却すればよい。（１）式は図１の直
線から求めた式である。冷却速度の下限を０．１℃／ｓ
ｅｃとしたのは、それより遅い冷速であると、充分な核
生成速度が得られず、フェライトが粗大化してしまうか
らである。一方、上限を（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃと
したのは、それより速い冷速ではフェライト＋パーライ
トが生成せず、ベイナイトないしはマルテンサイトとの
混合組織となり，靱性が劣化してしまうからである。ま
た、冷却制御温度域をＡｒ３点以下としたのは、変態が
始まる温度だからである。一方、その下限を５００℃と
したのは、この温度ではすでにフェライト＋パーライト
変態が終了しているからである。
【００３９】
０．１℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃ …（１）
（ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み）
尚、Ａｒ3 点は（６）式により求めた値と定義する。
【００４０】
Ａｒ3 ＝８６８−３９６（Ｃ）＋２４．６（Ｓｉ）−５８．７（Ｍｎ）
−５０（Ｎｉ）−３５（Ｃｕ）＋１９０（Ｖ） …（６）
【００４１】
【実施例】第１表に示す成分の鋼から、φ５０×ｈ６０
の鍛造用試験片を切り出し、高周波で加熱して、第２表
に示す本発明方法および比較方法を適用して高さ方向の
平板圧縮鍛造を行った。第２表中の歪みは（４）式を適
用して求めた。さらに本発明方法を適用して冷却した場
合、第２表中に示したような粒径、強度、降伏比、靭性
となった。尚、冷却時の温度制御は保熱台車、衝風ない
しは水スプレー冷却で行った。組織は鍛造品の中央から
３０ｍｍ離れた場所の１／４ｔ位置を光顕撮影し、切断
法により平均粒径（平均パケット・サイズ）を求めた。
中央から３０ｍｍ離したのはデッドメタル部を避けるた
めである。機械特性はＪＩＳＡ３号引張試験片およびＪ
ＩＳ３号シャルピー試験片（幅５ｍｍ）を用いて測定し
た。第２表中、比較鋼１，２，１４は本発明必須元素の
Ｎｂ，Ｖを必要量含んでいないため再結晶が生じ、粗大
な組織となっている。このため強度・降伏比・靭性が低
値である。比較鋼１３，１５は、Ｎｂ，Ｖを必要以上含
んでいるため、靭性が低値である。比較鋼３，４，５
は、鍛造前組織がマルテンサイトを含有しないか、その
面積率が低いため、鍛造後の組織が粗大となり、強度・
降伏比・靭性が低値である。比較鋼６は、鍛造時の加熱
温度が高すぎたため、前組織をマルテンサイトにした効
果が薄れ、組織が粗大となったため、強度・降伏比・靭
性が低値である。比較鋼７は、加熱温度が低すぎたため
加熱時にγ単相とならず、γ＋α二相状態で鍛造したた
め、αが加工されて降伏比・靭性が低値である。比較鋼
８は加工温度が高く再結晶が生じたため、粗大な組織と
なり強度・降伏比・靭性が低値である。比較鋼９は加工
度が少ないため、充分な核生成速度が得られず、粗大な
組織となり強度・降伏比・靭性が低値である。比較鋼１
０は加工後の冷速が遅すぎたため、充分な核生成速度が
得られず、粗大な組織となり強度・降伏比・靭性が低値
である。比較鋼１１は、加工後の冷速が早すぎたため一
部ベイナイトが生成し、降伏比・靭性が低値である。比
較鋼１２は加工温度が低すぎ、加工時に一部αが生成し
た状態で加工したため、αが加工されて降伏比・靭性が
低値である。
の鍛造用試験片を切り出し、高周波で加熱して、第２表
に示す本発明方法および比較方法を適用して高さ方向の
平板圧縮鍛造を行った。第２表中の歪みは（４）式を適
用して求めた。さらに本発明方法を適用して冷却した場
合、第２表中に示したような粒径、強度、降伏比、靭性
となった。尚、冷却時の温度制御は保熱台車、衝風ない
しは水スプレー冷却で行った。組織は鍛造品の中央から
３０ｍｍ離れた場所の１／４ｔ位置を光顕撮影し、切断
法により平均粒径（平均パケット・サイズ）を求めた。
中央から３０ｍｍ離したのはデッドメタル部を避けるた
めである。機械特性はＪＩＳＡ３号引張試験片およびＪ
ＩＳ３号シャルピー試験片（幅５ｍｍ）を用いて測定し
た。第２表中、比較鋼１，２，１４は本発明必須元素の
Ｎｂ，Ｖを必要量含んでいないため再結晶が生じ、粗大
な組織となっている。このため強度・降伏比・靭性が低
値である。比較鋼１３，１５は、Ｎｂ，Ｖを必要以上含
んでいるため、靭性が低値である。比較鋼３，４，５
は、鍛造前組織がマルテンサイトを含有しないか、その
面積率が低いため、鍛造後の組織が粗大となり、強度・
降伏比・靭性が低値である。比較鋼６は、鍛造時の加熱
温度が高すぎたため、前組織をマルテンサイトにした効
果が薄れ、組織が粗大となったため、強度・降伏比・靭
性が低値である。比較鋼７は、加熱温度が低すぎたため
加熱時にγ単相とならず、γ＋α二相状態で鍛造したた
め、αが加工されて降伏比・靭性が低値である。比較鋼
８は加工温度が高く再結晶が生じたため、粗大な組織と
なり強度・降伏比・靭性が低値である。比較鋼９は加工
度が少ないため、充分な核生成速度が得られず、粗大な
組織となり強度・降伏比・靭性が低値である。比較鋼１
０は加工後の冷速が遅すぎたため、充分な核生成速度が
得られず、粗大な組織となり強度・降伏比・靭性が低値
である。比較鋼１１は、加工後の冷速が早すぎたため一
部ベイナイトが生成し、降伏比・靭性が低値である。比
較鋼１２は加工温度が低すぎ、加工時に一部αが生成し
た状態で加工したため、αが加工されて降伏比・靭性が
低値である。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】
【発明の効果】本発明により、明らかに強度、降伏比、
靭性が向上しており、本発明は有効である。
靭性が向上しており、本発明は有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 組織生成に及ぼす未再結晶域で付与する対数
歪みと５００℃〜Ａｒ3 の温度域の冷速の影響を示す図
である。
歪みと５００℃〜Ａｒ3 の温度域の冷速の影響を示す図
である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２２Ｃ 38/60
(72)発明者 藤田 崇史
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
(72)発明者 樽井 敏三
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
(72)発明者 大野 尚仁
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動
車株式会社内
(72)発明者 森 元秀
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動
車株式会社内
(72)発明者 廣田 茂夫
愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地 愛知製
鋼株式会社内
(72)発明者 岩間 直樹
愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地 愛知製
鋼株式会社内
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA03 AA08 AA09
AA12 AA14 AA15 AA16 AA17
AA19 AA20 AA21 AA22 AA23
AA24 AA29 AA31 AA32 AA35
AA36 AA39 CF03 CH04 CH05
CJ02
Claims (9)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ ０．１〜０．８％ Ｓｉ ０．０５〜２．５％ Ｍｎ ０．２〜３％ Ａｌ ０．００５〜０．１％ Ｎ ０．００１〜０．０２％ を含有し、更に Ｖ ０．０５〜０．５％ Ｎｂ ０．００５〜０．１％ の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなり、マルテンサイトを面積率で９５〜１０
０％含有することを特徴とする非調質高強度・高靭性鍛
造用鋼。 - 【請求項２】 質量％で Ｍｇ ０．０００１〜０．００５％ Ｚｒ ０．０００１〜０．００５％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
記載の非調質高強度・高靭性鍛造用鋼。 - 【請求項３】 質量％で Ｃｒ ０．０５〜３％ Ｎｉ ０．０５〜３％ Ｍｏ ０．０５〜３％ Ｃｕ ０．０１〜２％ Ｔｉ ０．００３〜０．０５％ Ｂ ０．０００５〜０．００５％ の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又は２記載の非調質高強度・高靭性鍛造用鋼。 - 【請求項４】 質量％で Ｓ ０．０１〜０．３％ Ｐｂ ０．０３〜０．３％ Ｃａ ０．００１〜０．０５％ Ｂｉ ０．０３〜０．３％ の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１〜３の何れか１項に記載の非調質高強度・高靭性鍛
造用鋼。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分
からなる鋼片を、熱間圧延後、直ちに又は９００〜１３
５０℃に再加熱して、９００〜１３５０℃から室温〜３
００℃まで１５〜６０℃／ｓｅｃで冷却し、マルテンサ
イトを面積率で９５〜１００％含有する鋼を得ることを
特徴とする非調質高強度・高靭性鍛造用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１〜４の何れか１項に記載の鍛造
用鋼を熱間鍛造する際に、Ａｃ3 点以上９５０℃以下に
加熱し、対数歪みで０．３〜３の加工を与える熱間鍛造
を未再結晶上限温度以下７００℃以上で少なくとも１回
以上行い、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライトと
パーライトからなる組織を得ることを特徴とする非調質
高強度・高靭性鍛造品の製造方法。 - 【請求項７】 鍛造後、Ａｒ3 点以下５００℃以上の温
度域を下記（１）式で示した冷速（ＣＲ）で冷却するこ
とを特徴とする請求項６記載の非調質高強度・高靭性鍛
造品の製造方法。 ０．１℃／ｓｅｃ≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃ …（１） （ε：未再結晶温度域で与えた対数歪み） - 【請求項８】 引張強さが８００〜１３００MPa である
ことを特徴とする請求項６又は７に記載の非調質高強度
・高靭性鍛造品の製造方法。 - 【請求項９】 降伏比が０．７〜０．９５であることを
特徴とする請求項６〜８の何れか１項に記載の非調質高
強度・高靭性鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001349097A JP3851146B2 (ja) | 2001-11-14 | 2001-11-14 | 非調質高強度・高靭性鍛造用鋼およびその製造方法並びに鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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