JP3236756B2 - 加工性および強度の優れた含ｂ鋼および該含ｂ鋼製鍛造部品の製造方法 - Google Patents
加工性および強度の優れた含ｂ鋼および該含ｂ鋼製鍛造部品の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車や各種産業機械
等に用いられる各種鍛造品の製造方法に関し、詳細に
は、引張強度が７８５Ｎ／ｍｍ2 を超え、オーステナイ
ト結晶粒度番号が５以上である含Ｂ鋼製鍛造部品を効率
よく製造するための方法に関するものである。
等に用いられる各種鍛造品の製造方法に関し、詳細に
は、引張強度が７８５Ｎ／ｍｍ2 を超え、オーステナイ
ト結晶粒度番号が５以上である含Ｂ鋼製鍛造部品を効率
よく製造するための方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、鍛造部品用鋼を冷間鍛造した後、
焼入れ・焼鈍処理を施すことによって引張強度が７８５
Ｎ／ｍｍ2 を超える高強度レベルの鍛造部品を製造する
に当たっては、冷間鍛造前の熱処理として球状化焼鈍処
理を行うことが必要になってくる。しかしながら、球状
化焼鈍処理は長時間の熱処理を必要とするため、コスト
低減および省エネルギー化の観点から、上記熱処理の簡
略化または省略化が切望されている。
焼入れ・焼鈍処理を施すことによって引張強度が７８５
Ｎ／ｍｍ2 を超える高強度レベルの鍛造部品を製造する
に当たっては、冷間鍛造前の熱処理として球状化焼鈍処
理を行うことが必要になってくる。しかしながら、球状
化焼鈍処理は長時間の熱処理を必要とするため、コスト
低減および省エネルギー化の観点から、上記熱処理の簡
略化または省略化が切望されている。
【０００３】そこで、鋼材としてＢ添加鋼を用いること
によって、冷間鍛造性を劣化させることなく焼入性を維
持すると共に、鍛造部品製造時のコスト低減を図ってい
る。しかしながら、このＢ添加鋼は焼入れ加熱時にオー
ステナイトの結晶粒度が粗大化しやすいという問題があ
る。そのため、オーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制
することを目的として、特に焼入れ加熱時における加熱
速度を制御した種々の方法が提案されている。
によって、冷間鍛造性を劣化させることなく焼入性を維
持すると共に、鍛造部品製造時のコスト低減を図ってい
る。しかしながら、このＢ添加鋼は焼入れ加熱時にオー
ステナイトの結晶粒度が粗大化しやすいという問題があ
る。そのため、オーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制
することを目的として、特に焼入れ加熱時における加熱
速度を制御した種々の方法が提案されている。
【０００４】例えば特開平５７−７９１１６号には焼入
れ時の加熱速度を３〜５０℃／秒とする方法であるが、
通常の部品焼入れ時の加熱速度（０．５℃／秒以下）と
は異なって急速加熱処理が必要であり、適用範囲が限定
されてしまうという問題がある。
れ時の加熱速度を３〜５０℃／秒とする方法であるが、
通常の部品焼入れ時の加熱速度（０．５℃／秒以下）と
は異なって急速加熱処理が必要であり、適用範囲が限定
されてしまうという問題がある。
【０００５】また特公昭５６−１３７６８号には、焼入
れ時の加熱速度を３℃／分以下とする方法が示されてい
るが、加熱手段は誘導加熱法を前提としており通常の部
品焼入れ・焼鈍処理で繁用される電気炉加熱は利用しに
くいという不都合がある。更にこの方法によれば、オー
ステナイトの結晶粒度を調整するために、鋼の焼入れ処
理前に熱間加工または９５０℃以上１０００℃以下の加
熱処理を行うことが前提となっており、工程が煩雑とな
りコストの上昇を招く等の問題も伴っている。
れ時の加熱速度を３℃／分以下とする方法が示されてい
るが、加熱手段は誘導加熱法を前提としており通常の部
品焼入れ・焼鈍処理で繁用される電気炉加熱は利用しに
くいという不都合がある。更にこの方法によれば、オー
ステナイトの結晶粒度を調整するために、鋼の焼入れ処
理前に熱間加工または９５０℃以上１０００℃以下の加
熱処理を行うことが前提となっており、工程が煩雑とな
りコストの上昇を招く等の問題も伴っている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこうした事情
に着目してなされたものであって、その目的は、Ｂ添加
鋼の使用による冷間鍛造性および焼入れ性の向上を保持
しながら、焼入れ加熱時におけるオーステナイト結晶粒
度の粗大化を防止することによって加工性や強度等が高
められた含Ｂ鋼、およびこの含Ｂ鋼を用いて加工性等の
機械的特性が良好な鍛造部品を効率よく製造することの
できる方法を提供することにある。
に着目してなされたものであって、その目的は、Ｂ添加
鋼の使用による冷間鍛造性および焼入れ性の向上を保持
しながら、焼入れ加熱時におけるオーステナイト結晶粒
度の粗大化を防止することによって加工性や強度等が高
められた含Ｂ鋼、およびこの含Ｂ鋼を用いて加工性等の
機械的特性が良好な鍛造部品を効率よく製造することの
できる方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明の含Ｂ鋼とは、Ｃ：０．１５〜０．３５％，Ｓｉ：
０．２５％以下（０％を含まない），Ｍｎ：０．３０〜
１．５０％，Ａｌ：０．０２〜０．０４％，Ｔｉ：０．
０１５〜０．０８％，Ｎ：０．００３〜０．０１％，
Ｂ：０．０００５〜０．００４％，Ｃｒ：１．０％以下
（０％を含まない）を夫々含有すると共に、下式（１）
で規定されるＰ値が０．３５〜０．６０％、および下式
（２）で規定されるＧ値が０．０３％以上０．０７％以
下の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる点に要旨を有するものである。 Ｐ値＝［Ｃ］＋０．６０［Ｓｉ］＋０．１５［Ｍｎ］＋０．１５［Ｃｒ］…(１) Ｇ値＝［Ｔｉ］−３．５［Ｎ］…(２) 式中、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｔ
ｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｔｉ
およびＮの含有量（％）を示す。
発明の含Ｂ鋼とは、Ｃ：０．１５〜０．３５％，Ｓｉ：
０．２５％以下（０％を含まない），Ｍｎ：０．３０〜
１．５０％，Ａｌ：０．０２〜０．０４％，Ｔｉ：０．
０１５〜０．０８％，Ｎ：０．００３〜０．０１％，
Ｂ：０．０００５〜０．００４％，Ｃｒ：１．０％以下
（０％を含まない）を夫々含有すると共に、下式（１）
で規定されるＰ値が０．３５〜０．６０％、および下式
（２）で規定されるＧ値が０．０３％以上０．０７％以
下の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる点に要旨を有するものである。 Ｐ値＝［Ｃ］＋０．６０［Ｓｉ］＋０．１５［Ｍｎ］＋０．１５［Ｃｒ］…(１) Ｇ値＝［Ｔｉ］−３．５［Ｎ］…(２) 式中、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｔ
ｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｔｉ
およびＮの含有量（％）を示す。
【０００８】更に他の成分として、Ｍｏ：0.5 ％以下
（０％を含まない）、Ｎｉ：1.0 ％以下（０％を含まな
い）およびＶ：0.2 ％以下（０％を含まない）よりなる
群から選択される少なくとも１種を含有するものは、本
発明の好ましい実施態様である。
（０％を含まない）、Ｎｉ：1.0 ％以下（０％を含まな
い）およびＶ：0.2 ％以下（０％を含まない）よりなる
群から選択される少なくとも１種を含有するものは、本
発明の好ましい実施態様である。
【０００９】そして、上記の本発明鋼を用いて含Ｂ鋼製
鍛造部品を製造する方法とは、この鋼を所定形状に冷間
鍛造した後、Ａｃ3 点以上で（Ａｃ3 ＋５０℃）以下の
温度範囲までを４℃／分を超える加熱速度で加熱・保持
してから焼入れ・焼鈍する点に要旨を有するものであ
る。
鍛造部品を製造する方法とは、この鋼を所定形状に冷間
鍛造した後、Ａｃ3 点以上で（Ａｃ3 ＋５０℃）以下の
温度範囲までを４℃／分を超える加熱速度で加熱・保持
してから焼入れ・焼鈍する点に要旨を有するものであ
る。
【００１０】
【作用】本発明の含Ｂ鋼における各成分組成の限定理由
は次の通りである。 Ｃ：0.15〜0.35％ Ｃは鋼の焼入性と強度確保のために有用な元素である。
本発明の如く焼入れ・焼鈍処理により引張強度が７８５
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度レベルを得ようとする場合に
は、0.15％以上の添加が必要である。好ましい下限値は
0.20％であり、より好ましいのは0.22％である。一方、
Ｃの添加量が増加するにつれて冷間鍛造性が阻害され、
鍛造前熱処理である球状化焼鈍処理を簡略化または省略
化することが困難となるので、その上限を0.35％とし
た。好ましい上限値は0.30％であり、より好ましいのは
0.27％である。
は次の通りである。 Ｃ：0.15〜0.35％ Ｃは鋼の焼入性と強度確保のために有用な元素である。
本発明の如く焼入れ・焼鈍処理により引張強度が７８５
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度レベルを得ようとする場合に
は、0.15％以上の添加が必要である。好ましい下限値は
0.20％であり、より好ましいのは0.22％である。一方、
Ｃの添加量が増加するにつれて冷間鍛造性が阻害され、
鍛造前熱処理である球状化焼鈍処理を簡略化または省略
化することが困難となるので、その上限を0.35％とし
た。好ましい上限値は0.30％であり、より好ましいのは
0.27％である。
【００１１】Ｓｉ：0.25％以下（０％を含まない） Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、好ましい下限値
は0.05％である。しかしながら、その添加量が増大する
につれて冷間鍛造時の変形抵抗が上昇する。従って、そ
の上限を0.25％とした。好ましい上限値は0.09％であ
り、より好ましいのは0.05％である。
は0.05％である。しかしながら、その添加量が増大する
につれて冷間鍛造時の変形抵抗が上昇する。従って、そ
の上限を0.25％とした。好ましい上限値は0.09％であ
り、より好ましいのは0.05％である。
【００１２】Ｍｎ：0.30〜1.50％ Ｍｎは焼入性向上元素として使用され、高強度を付与す
るのに有用であると共に脱酸剤としても作用する。この
様な作用を有効に発揮させるには、0.30％以上の添加が
必要であり、好ましい下限値は0.40％、より好ましいの
は0.50％である。しかしながら、Ｍｎの添加量が多すぎ
ると、圧延後に過冷組織が生成し、冷間鍛造時における
変形抵抗の増大を招き、圧造工具寿命の低下をもたら
す。好ましい上限値は1.20％であり、より好ましいのは
1.00％である。
るのに有用であると共に脱酸剤としても作用する。この
様な作用を有効に発揮させるには、0.30％以上の添加が
必要であり、好ましい下限値は0.40％、より好ましいの
は0.50％である。しかしながら、Ｍｎの添加量が多すぎ
ると、圧延後に過冷組織が生成し、冷間鍛造時における
変形抵抗の増大を招き、圧造工具寿命の低下をもたら
す。好ましい上限値は1.20％であり、より好ましいのは
1.00％である。
【００１３】Ａｌ：0.02〜0.04％ Ａｌは脱酸剤として使用されるが、更に鋼中のＮを固定
してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化することによって
耐遅れ破壊性の向上にも寄与する元素である。この様な
作用を有効に発揮させるには0.02％以上の添加が必要で
ある。好ましい下限値は0.025 ％であり、より好ましい
のは0.027 ％である。しかしながら多過ぎると酸化物系
介在物が生成することによって冷間鍛造時の変形能が低
下するので、その上限を0.04％とした。好ましい上限値
は0.035 ％であり、より好ましいのは0.032 ％である。
してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化することによって
耐遅れ破壊性の向上にも寄与する元素である。この様な
作用を有効に発揮させるには0.02％以上の添加が必要で
ある。好ましい下限値は0.025 ％であり、より好ましい
のは0.027 ％である。しかしながら多過ぎると酸化物系
介在物が生成することによって冷間鍛造時の変形能が低
下するので、その上限を0.04％とした。好ましい上限値
は0.035 ％であり、より好ましいのは0.032 ％である。
【００１４】Ｔｉ：0.015 〜0.08％ Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮの形で固定し、Ｂ添加による作
用を充分発揮させるのに非常に有用である。特に、Ｔｉ
Ｎの形成は結晶粒の微細化に非常に有用であり、これに
よってボルトの要求機能である耐遅れ破壊性の向上を図
ることができる。この様な作用を有効に発揮させるには
0.015 ％以上の添加が必要である。好ましい下限値は0.
03％であり、より好ましいのは0.05％である。しかしな
がら、多過ぎると窒化物の粗大化を招き、オーステナイ
ト結晶粒の粗大化を防止することができない他、冷間鍛
造性、特に変形能の低下を招くことからその上限を0.08
％とした。好ましい上限値は0.07％であり、より好まし
いのは0.06％である。
用を充分発揮させるのに非常に有用である。特に、Ｔｉ
Ｎの形成は結晶粒の微細化に非常に有用であり、これに
よってボルトの要求機能である耐遅れ破壊性の向上を図
ることができる。この様な作用を有効に発揮させるには
0.015 ％以上の添加が必要である。好ましい下限値は0.
03％であり、より好ましいのは0.05％である。しかしな
がら、多過ぎると窒化物の粗大化を招き、オーステナイ
ト結晶粒の粗大化を防止することができない他、冷間鍛
造性、特に変形能の低下を招くことからその上限を0.08
％とした。好ましい上限値は0.07％であり、より好まし
いのは0.06％である。
【００１５】Ｎ：0.003 〜0.01％ Ｎは、ＡｌＮやＴｉＮの形成によって結晶粒を微細化
し、耐遅れ破壊性等の向上に寄与する元素である。この
様な作用を有効に発揮させるには、0.003 ％以上の添加
が必要である。好ましい下限値は0.0035％であり、より
好ましいのは0.004 ％である。しかしながら、あまり多
すぎるとＡｌやＴｉの添加によっても全てを捕捉するこ
とができず、余剰のＮはＢＮを形成し、Ｂによる焼入向
上効果が確保できないと共に、固溶Ｎ量が増大して耐遅
れ破壊性を阻害することになる。好ましい上限値は0.00
6 ％であり、より好ましいのは0.005 ％である。
し、耐遅れ破壊性等の向上に寄与する元素である。この
様な作用を有効に発揮させるには、0.003 ％以上の添加
が必要である。好ましい下限値は0.0035％であり、より
好ましいのは0.004 ％である。しかしながら、あまり多
すぎるとＡｌやＴｉの添加によっても全てを捕捉するこ
とができず、余剰のＮはＢＮを形成し、Ｂによる焼入向
上効果が確保できないと共に、固溶Ｎ量が増大して耐遅
れ破壊性を阻害することになる。好ましい上限値は0.00
6 ％であり、より好ましいのは0.005 ％である。
【００１６】Ｂ：0.0005〜0.004 ％ Ｂは粒界に偏析することにより鋼の焼入性を向上させる
元素である。その効果を発揮させるには0.0005％以上の
添加が必要である。好ましい下限値は0.0012％であり、
より好ましいのは0.0015％である。しかしながら過剰に
添加すると、かえって靭性や耐遅れ破壊性等を阻害する
ので、その上限を0.004 ％とした。好ましい上限値は0.
0025％であり、より好ましいのは0.0020％である。
元素である。その効果を発揮させるには0.0005％以上の
添加が必要である。好ましい下限値は0.0012％であり、
より好ましいのは0.0015％である。しかしながら過剰に
添加すると、かえって靭性や耐遅れ破壊性等を阻害する
ので、その上限を0.004 ％とした。好ましい上限値は0.
0025％であり、より好ましいのは0.0020％である。
【００１７】Ｃｒ：1.0 ％以下（０％を含まない） Ｃｒは焼入性を高めて高強度を確保すると共に、耐食性
向上による耐遅れ破壊性を向上させるのに非常に有用な
元素である。しかしながら、過剰に添加すると冷間鍛造
性に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を1.0 ％と
した。好ましい上限値は0.8 ％であり、より好ましいの
は0.6 ％である。
向上による耐遅れ破壊性を向上させるのに非常に有用な
元素である。しかしながら、過剰に添加すると冷間鍛造
性に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を1.0 ％と
した。好ましい上限値は0.8 ％であり、より好ましいの
は0.6 ％である。
【００１８】Ｐ値：0.35〜0.60％ （但し、Ｐ値＝［Ｃ］＋0.60［Ｓｉ］＋0.15［Ｍｎ］＋
0.15［Ｃｒ］） Ｐ値は、本発明において特に規定されたものであり、優
れた冷間鍛造性を得るための指標として設定されたもの
である。即ち、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの夫々の成分範囲
が上記で規定する範囲を満足する場合であっても、それ
らのトータル量が多くなると冷間鍛造時における変形抵
抗が増大して工具寿命が低下してしまうことから、その
上限を0.60％と規定した。好ましい上限値は0.55％であ
り、より好ましいのは0.50％である。
0.15［Ｃｒ］） Ｐ値は、本発明において特に規定されたものであり、優
れた冷間鍛造性を得るための指標として設定されたもの
である。即ち、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒの夫々の成分範囲
が上記で規定する範囲を満足する場合であっても、それ
らのトータル量が多くなると冷間鍛造時における変形抵
抗が増大して工具寿命が低下してしまうことから、その
上限を0.60％と規定した。好ましい上限値は0.55％であ
り、より好ましいのは0.50％である。
【００１９】一方、Ｐ値の下限が0.35％を下回る場合に
は、鍛造部品成形後の焼入れ・焼鈍処理において、本発
明で所望する引張強度が７８５Ｎ／ｍｍ2 以上を超える
部品が得られない。好ましい下限値は0.40％であり、よ
り好ましいのは0.45％である。
は、鍛造部品成形後の焼入れ・焼鈍処理において、本発
明で所望する引張強度が７８５Ｎ／ｍｍ2 以上を超える
部品が得られない。好ましい下限値は0.40％であり、よ
り好ましいのは0.45％である。
【００２０】Ｇ値：０．０３％以上０．０７％以下 （但し、Ｇ値＝［Ｔｉ］−３．５［Ｎ］） Ｇ値も、Ｐ値と同様、本発明において特に規定されたも
のであり、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止するた
めの指標として設定されたものである。即ち、Ｔｉ化合
物によるオーステナイト結晶粒の粗大化防止のためのピ
ン止め効果を確保する上で、好ましい下限値は０．０３
％であり、より好ましいのは０．０４％である。
のであり、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止するた
めの指標として設定されたものである。即ち、Ｔｉ化合
物によるオーステナイト結晶粒の粗大化防止のためのピ
ン止め効果を確保する上で、好ましい下限値は０．０３
％であり、より好ましいのは０．０４％である。
【００２１】一方、その上限値は本発明において規定さ
れるＴｉ量およびＮ量によって必然的に決定されるもの
であるが、好ましい上限値は0.06％であり、より好まし
いのは0.05％である。上述した元素は本発明に係る含Ｂ
鋼における必須成分であるが、必要に応じて以下の元素
を添加しても良い。
れるＴｉ量およびＮ量によって必然的に決定されるもの
であるが、好ましい上限値は0.06％であり、より好まし
いのは0.05％である。上述した元素は本発明に係る含Ｂ
鋼における必須成分であるが、必要に応じて以下の元素
を添加しても良い。
【００２２】Ｍｏ：0.5 ％以下、Ｎｉ：1.0 ％以下およ
び／またはＶ：0.2 ％以下 （これらの元素は全て０％を含まない） これらはいずれも機械的特性（強度等）の向上に寄与す
る元素である。このうち、Ｍｏは、焼入性を高めて強度
向上に寄与する他、耐食性向上による耐遅れ破壊性の向
上にも有用な元素である。しかしながら、過剰に添加す
ると冷間鍛造性に悪影響を及ぼすので、その上限を0.5
％とした。好ましい上限値は0.3 ％である。
び／またはＶ：0.2 ％以下 （これらの元素は全て０％を含まない） これらはいずれも機械的特性（強度等）の向上に寄与す
る元素である。このうち、Ｍｏは、焼入性を高めて強度
向上に寄与する他、耐食性向上による耐遅れ破壊性の向
上にも有用な元素である。しかしながら、過剰に添加す
ると冷間鍛造性に悪影響を及ぼすので、その上限を0.5
％とした。好ましい上限値は0.3 ％である。
【００２３】Ｎｉ：1.0 ％以下 Ｎｉも、焼入性を高めて高強度付与に寄与すると共に、
切欠靭性の上昇によって耐遅れ破壊性の向上に有用な元
素である。しかしながら過剰に添加すると冷間鍛造性が
阻害されるため、その上限を1.0 ％以下とした。好まし
い上限値は0.8％である。
切欠靭性の上昇によって耐遅れ破壊性の向上に有用な元
素である。しかしながら過剰に添加すると冷間鍛造性が
阻害されるため、その上限を1.0 ％以下とした。好まし
い上限値は0.8％である。
【００２４】Ｖ：0.2 ％以下 Ｖは鋼中で炭・窒化物を形成することにより結晶粒の微
細化を達成し、耐遅れ破壊性の向上に寄与する元素であ
る。この様な作用を有効に発揮させるには、0.05％以上
添加することが好ましい。しかしながら過剰に添加する
と、炭・窒化物が粗大化してオーステナイトの結晶粒の
粗大化を防止できなくなるので、その上限を0.2 ％とし
た。好ましい上限値は0.15％である。
細化を達成し、耐遅れ破壊性の向上に寄与する元素であ
る。この様な作用を有効に発揮させるには、0.05％以上
添加することが好ましい。しかしながら過剰に添加する
と、炭・窒化物が粗大化してオーステナイトの結晶粒の
粗大化を防止できなくなるので、その上限を0.2 ％とし
た。好ましい上限値は0.15％である。
【００２５】以上、本発明の含Ｂ鋼について説明した
が、このＢ鋼を所定形状に冷間鍛造した後に鍛造部品を
製造するには、焼入れ前に、Ａｃ3 点以上で（Ａｃ3 ＋
５０℃）以下の温度範囲までを４℃／分を超える加熱速
度で加熱・保持することが必要である。例えばボルト製
造時における焼入時の保持時間は最大で１時間程度であ
り、この様な加熱・保持を施すことによりボルト芯部ま
で十分に加熱することができる。この様に焼入れ前の或
温度領域における加熱速度を特定することによって、焼
入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止すること
ができる。好ましい加熱速度は８℃／分以上であり、よ
り好ましいのは１５℃／分以上である。本発明の製造方
法では、この様に焼入れ前の熱処理条件を制御する点に
特徴があるのであり、該熱処理前の冷間鍛造条件、およ
び該加熱速度で加熱・保持してから焼入れ・焼鈍する条
件等については特に制御されず、本発明の作用を損なわ
ない範囲で、適宜好ましい条件を選択することができ
る。
が、このＢ鋼を所定形状に冷間鍛造した後に鍛造部品を
製造するには、焼入れ前に、Ａｃ3 点以上で（Ａｃ3 ＋
５０℃）以下の温度範囲までを４℃／分を超える加熱速
度で加熱・保持することが必要である。例えばボルト製
造時における焼入時の保持時間は最大で１時間程度であ
り、この様な加熱・保持を施すことによりボルト芯部ま
で十分に加熱することができる。この様に焼入れ前の或
温度領域における加熱速度を特定することによって、焼
入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止すること
ができる。好ましい加熱速度は８℃／分以上であり、よ
り好ましいのは１５℃／分以上である。本発明の製造方
法では、この様に焼入れ前の熱処理条件を制御する点に
特徴があるのであり、該熱処理前の冷間鍛造条件、およ
び該加熱速度で加熱・保持してから焼入れ・焼鈍する条
件等については特に制御されず、本発明の作用を損なわ
ない範囲で、適宜好ましい条件を選択することができ
る。
【００２６】以下実施例を挙げて本発明をさらに詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を制限するものではな
く、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施するこ
とは全て本発明の技術的範囲に包含される。
説明するが、下記実施例は本発明を制限するものではな
く、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施するこ
とは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００２７】
実施例１ 表１および表２に示す化学成分を有する各種鋼を１５０
ｋｇの真空溶解炉で溶製した後、１０．３ｍｍφの線材
に圧延した。
ｋｇの真空溶解炉で溶製した後、１０．３ｍｍφの線材
に圧延した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】その後、６８０℃で３時間加熱処理してか
ら空冷するという焼鈍処理を行い、９．８５ｍｍφに伸
線加工した。その際、冷間鍛造性を評価するために、冷
間鍛造後の線材を一部用いて、６０％の圧縮加工時にお
ける変形抵抗を端面拘束圧縮試験法で調べた。一方、伸
線加工後の線材を用い、ボルトヘッダーマシンによりＭ
１０ボルトを作製した。その後、表１および表２に示す
加熱速度で９００℃まで加熱して１時間保持した後、Ｊ
ＩＳ Ｇ０５５１の焼入焼戻法に準じてオーステナイト
結晶粒度を測定した。これらの結果を表３および表４に
示す。
ら空冷するという焼鈍処理を行い、９．８５ｍｍφに伸
線加工した。その際、冷間鍛造性を評価するために、冷
間鍛造後の線材を一部用いて、６０％の圧縮加工時にお
ける変形抵抗を端面拘束圧縮試験法で調べた。一方、伸
線加工後の線材を用い、ボルトヘッダーマシンによりＭ
１０ボルトを作製した。その後、表１および表２に示す
加熱速度で９００℃まで加熱して１時間保持した後、Ｊ
ＩＳ Ｇ０５５１の焼入焼戻法に準じてオーステナイト
結晶粒度を測定した。これらの結果を表３および表４に
示す。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】表に示す結果から次の様に考察することが
できる。本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎo.
１〜１２）は、全てオーステナイト結晶粒度が５以上で
あり、冷間鍛造時の変形抵抗も６６５Ｎ／ｍｍ2 以下で
冷間鍛造性に優れると共に、引張強度が７８５ｎ／ｍｍ
2 を超える高強度を有することが分かった。また、参考
例２４〜２６は、選択的許容成分であるＮｉ，Ｍｏおよ
びＶの含有量が好ましい上限値を超えるものであり、強
度およびオーステナイトの結晶粒度は良好であるが変形
抵抗が若干増加した。これに対して、本発明の構成要件
を満足しない比較例（Ｎo.１３〜２３）は以下の様な不
都合を伴っている。
できる。本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎo.
１〜１２）は、全てオーステナイト結晶粒度が５以上で
あり、冷間鍛造時の変形抵抗も６６５Ｎ／ｍｍ2 以下で
冷間鍛造性に優れると共に、引張強度が７８５ｎ／ｍｍ
2 を超える高強度を有することが分かった。また、参考
例２４〜２６は、選択的許容成分であるＮｉ，Ｍｏおよ
びＶの含有量が好ましい上限値を超えるものであり、強
度およびオーステナイトの結晶粒度は良好であるが変形
抵抗が若干増加した。これに対して、本発明の構成要件
を満足しない比較例（Ｎo.１３〜２３）は以下の様な不
都合を伴っている。
【００３４】Ｎo.１３はＣ量が少ないので、引張強度が
低下した。Ｎo.１４はＣ量が多いためＰ値が本発明の上
限を上回り、そのために変形抵抗が増加した。Ｎo.１５
はＳｉ量が多いためＰ値が本発明の上限を上回り、その
ため変形抵抗が増加した。Ｎo.１６はＭｎ量が少ないの
で、引張強度が低下した。Ｎo.１７はＭｎ量が多いので
変形抵抗が増加した。
低下した。Ｎo.１４はＣ量が多いためＰ値が本発明の上
限を上回り、そのために変形抵抗が増加した。Ｎo.１５
はＳｉ量が多いためＰ値が本発明の上限を上回り、その
ため変形抵抗が増加した。Ｎo.１６はＭｎ量が少ないの
で、引張強度が低下した。Ｎo.１７はＭｎ量が多いので
変形抵抗が増加した。
【００３５】Ｎｏ．１８は、Ｃｒ量が多いためＰ値が本
発明の上限を上回り、そのため変形抵抗が増加した。Ｎ
ｏ．１９はＴｉ量が少ないのでＧ値が本発明の下限を下
回り、そのためオーステナイトの結晶粒度が粗大化し
た。Ｎｏ．２０はＴｉ量が多いのでオーステナイトの結
晶粒度が粗大化した。Ｎｏ．２２は、鋼の化学成分は本
発明の要件を満足するがＰ値が本発明の下限を下回るた
め引張強度が低下した。Ｎｏ．２３は、鋼の化学成分は
本発明の要件を満足するがＰ値が本発明の上限を上回る
ため変形抵抗が増加した。
発明の上限を上回り、そのため変形抵抗が増加した。Ｎ
ｏ．１９はＴｉ量が少ないのでＧ値が本発明の下限を下
回り、そのためオーステナイトの結晶粒度が粗大化し
た。Ｎｏ．２０はＴｉ量が多いのでオーステナイトの結
晶粒度が粗大化した。Ｎｏ．２２は、鋼の化学成分は本
発明の要件を満足するがＰ値が本発明の下限を下回るた
め引張強度が低下した。Ｎｏ．２３は、鋼の化学成分は
本発明の要件を満足するがＰ値が本発明の上限を上回る
ため変形抵抗が増加した。
【００３６】
【発明の効果】本発明の含Ｂ鋼は以上の様に構成されて
おり、加工性および強度に優れると共に、熱処理後もオ
ーステナイト結晶粒の粗大化を起こさず、均質で微細な
結晶組織を有するものである。そして、この鋼を用いて
得られる鍛造部品は、加工性、強度および冷間鍛造性の
面で非常に優れたものである。
おり、加工性および強度に優れると共に、熱処理後もオ
ーステナイト結晶粒の粗大化を起こさず、均質で微細な
結晶組織を有するものである。そして、この鋼を用いて
得られる鍛造部品は、加工性、強度および冷間鍛造性の
面で非常に優れたものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 足立 周悟郎 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式 会社神戸製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 山本 義則 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式 会社神戸製鋼所神戸製鉄所内 (56)参考文献 特開 平４−358041（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−100161（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−23929（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/50 C21D 6/00
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１５〜０．３５％（重量％の意
味、以下同じ），Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含まな
い），Ｍｎ：０．３０〜１．５０％，Ａｌ：０．０２〜
０．０４％，Ｔｉ：０．０１５〜０．０８％，Ｎ：０．
００３〜０．０１％，Ｂ：０．０００５〜０．００４
％，Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）を夫々含有
すると共に、下式（１）で規定されるＰ値が０．３５〜
０．６０％、および下式（２）で規定されるＧ値が０．
０３％以上０．０７％以下の範囲を満足し、残部がＦｅ
および不可避不純物からなることを特徴とする加工性お
よび強度の優れた含Ｂ鋼。 Ｐ値＝［Ｃ］＋０．６０［Ｓｉ］＋０．１５［Ｍｎ］＋０．１５［Ｃｒ］…(１) Ｇ値＝［Ｔｉ］−３．５［Ｎ］…(２) 式中、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｔ
ｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｔｉ
およびＮの含有量（％）を示す。 - 【請求項２】 更に他の成分として、Ｍｏ：0.5 ％以下
（０％を含まない）、Ｎｉ：1.0 ％以下（０％を含まな
い）およびＶ：0.2 ％以下（０％を含まない）よりなる
群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に
記載の含Ｂ鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の鋼を所定形状
に冷間鍛造した後、Ａｃ3 点以上で（Ａｃ3 ＋５０℃）
以下の温度範囲までを４℃／分を超える加熱速度で加熱
・保持してから焼入れ・焼鈍することを特徴とする加工
性および強度の優れた含Ｂ鋼製鍛造部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10864195A JP3236756B2 (ja) | 1995-05-02 | 1995-05-02 | 加工性および強度の優れた含ｂ鋼および該含ｂ鋼製鍛造部品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10864195A JP3236756B2 (ja) | 1995-05-02 | 1995-05-02 | 加工性および強度の優れた含ｂ鋼および該含ｂ鋼製鍛造部品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08302445A JPH08302445A (ja) | 1996-11-19 |
| JP3236756B2 true JP3236756B2 (ja) | 2001-12-10 |
Family
ID=14489954
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10864195A Expired - Lifetime JP3236756B2 (ja) | 1995-05-02 | 1995-05-02 | 加工性および強度の優れた含ｂ鋼および該含ｂ鋼製鍛造部品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3236756B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001011575A (ja) * | 1999-06-30 | 2001-01-16 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性に優れた機械構造用棒鋼・鋼線及びその製造方法 |
| JP4801485B2 (ja) * | 2006-04-07 | 2011-10-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間鍛造部品、それを得るための製造方法および鋼材 |
| ES2293837B1 (es) * | 2006-07-31 | 2009-04-01 | Sidenor Industrial, S.L. | Proceso de fabricacion de un acero, y acero obtenido en este proceso. |
-
1995
- 1995-05-02 JP JP10864195A patent/JP3236756B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08302445A (ja) | 1996-11-19 |
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