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
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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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、0.05%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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
て述べる。
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。
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。
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。
述べる。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
靭性が向上しており、本発明は有効である。
歪みと500℃〜Ar3 の温度域の冷速の影響を示す図
である。
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。
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