JP3300511B2 - 強靭性、耐久比、降伏比および被削性に優れる亜熱間鍛造用鋼の製造方法 - Google Patents
強靭性、耐久比、降伏比および被削性に優れる亜熱間鍛造用鋼の製造方法Info
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- JP3300511B2 JP3300511B2 JP30921693A JP30921693A JP3300511B2 JP 3300511 B2 JP3300511 B2 JP 3300511B2 JP 30921693 A JP30921693 A JP 30921693A JP 30921693 A JP30921693 A JP 30921693A JP 3300511 B2 JP3300511 B2 JP 3300511B2
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、亜熱間鍛造による自動
車用を始めとする機械構造用鋼の製造方法に関するもの
であり、さらに言えば、特定の化学成分を有する鋼材に
８００〜１０５０℃の温度域で亜熱間鍛造を施し、特定
の金属組織とした後、時効処理を施すことによって、引
張強度９０ｋｇｆ／ｍｍ2 超、２０℃での衝撃値２ｋｇ
ｆ−ｍ／ｃｍ2 以上で、優れた耐久比、降伏比および被
削性を同時に有することを特徴とする亜熱間鍛造用鋼の
製造方法に関するものである。
車用を始めとする機械構造用鋼の製造方法に関するもの
であり、さらに言えば、特定の化学成分を有する鋼材に
８００〜１０５０℃の温度域で亜熱間鍛造を施し、特定
の金属組織とした後、時効処理を施すことによって、引
張強度９０ｋｇｆ／ｍｍ2 超、２０℃での衝撃値２ｋｇ
ｆ−ｍ／ｃｍ2 以上で、優れた耐久比、降伏比および被
削性を同時に有することを特徴とする亜熱間鍛造用鋼の
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】工程省略、製造コストの低減の観点から
自動車を始めとする機械構造用鋼に対して非調質鋼の適
用が普及している。
自動車を始めとする機械構造用鋼に対して非調質鋼の適
用が普及している。
【０００３】これらの非調質鋼は主に高い引張強度（あ
るいは硬さ）と降伏強度および靭性を有することを主眼
に開発が行われてきた。そこで例えば特開昭６２−２０
５２４５号公報などに見られるように、析出強化の代表
的元素であるＶを使った非調質鋼が提案されてきた。と
ころがこの様な高強度高靭性の非調質鋼の機械鋼への適
用において真に障害となるものは疲労強度および被削性
である。
るいは硬さ）と降伏強度および靭性を有することを主眼
に開発が行われてきた。そこで例えば特開昭６２−２０
５２４５号公報などに見られるように、析出強化の代表
的元素であるＶを使った非調質鋼が提案されてきた。と
ころがこの様な高強度高靭性の非調質鋼の機械鋼への適
用において真に障害となるものは疲労強度および被削性
である。
【０００４】疲労強度は一般に引張強度に依存するとさ
れ、引張強度を高くすれば高くなる。しかし引張強度を
上げることによって被削性は極端に劣化し引張強度が１
２０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるともはや通常の生産能率で
は生産ができなくなってしまう。そこで被削性を劣化さ
せずに疲労強度を向上させる非調質鋼の具現化が切望さ
れた。
れ、引張強度を高くすれば高くなる。しかし引張強度を
上げることによって被削性は極端に劣化し引張強度が１
２０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるともはや通常の生産能率で
は生産ができなくなってしまう。そこで被削性を劣化さ
せずに疲労強度を向上させる非調質鋼の具現化が切望さ
れた。
【０００５】これには疲労強度と引張強度の比すなわち
耐久比を向上させることが有効な手段である。そこで例
えば特開平４−１７６８４２号公報などに見られるよう
に、ベイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを低減する方
法などが提案されてきた。
耐久比を向上させることが有効な手段である。そこで例
えば特開平４−１７６８４２号公報などに見られるよう
に、ベイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状
マルテンサイトおよび残留オーステナイトを低減する方
法などが提案されてきた。
【０００６】しかし、このような開発努力にもかかわら
ず、耐久比はせいぜい０．５５程度であり、被削性も極
めて不良である従来型のベイナイト非調質鋼の高々２倍
程度にしか改善されない。
ず、耐久比はせいぜい０．５５程度であり、被削性も極
めて不良である従来型のベイナイト非調質鋼の高々２倍
程度にしか改善されない。
【０００７】本発明者らはフェライト組織に適当量のベ
イナイト組織が混ざる金属組織を持つ数種類の亜熱間鍛
造材について、その疲労特性および被削性について検討
した。その結果、低Ｃおよび低Ｎ化により硬さを制御
したベイナイト組織を適当量含有するフェライト−ベイ
ナイト２相組織とする、ＭｎＳ−ＴｉＮおよびＭｎＳ
−ＶＮ複合析出物によって鍛造加熱時のオーステナイト
結晶粒を微細化する、８００〜１０５０℃の温度にお
いて亜熱間鍛を施し加工再結晶によりオーステナイト結
晶粒を微細化する、冷却過程にて上記ＭｎＳ−Ｔｉ
Ｎ、ＭｎＳ−ＶＮ複合析出物を核発生サイトとしてオー
ステナイト粒の粒内からフェライトを微細析出させる、
ついで析出したフェライトおよびベイナイトのマトリ
ックス地にさらにＶ炭化物またはＶ炭窒化物を極めて微
細に析出させマトリックスを析出強化させる、以上の亜
熱間加工と析出物を活用した手法により、組織全体が極
めて微細でかつ析出強化されたフェライト−ベイナイト
組織が得られ、この様な鋼において疲労亀裂の進展は軟
質なフェライト結晶粒から硬質なベイナイト結晶粒へ移
行するまたはその逆の過程でいずれも進展速度の低下を
もたらし耐久比が向上することを見出した。さらにま
た、このような軟質なフェライト相と硬質なベイナイト
相が共存する２相組織とすることにより被削性も向上す
ることを見いだした。また、通常、高耐久比化を図ると
靭性が低下する傾向を示すが、８００〜１０５０℃の温
度域での亜熱間鍛造により微細フェライト−ベイナイト
組織を実現することにより、高耐久比と靭性の両立が可
能であることを見出した。
イナイト組織が混ざる金属組織を持つ数種類の亜熱間鍛
造材について、その疲労特性および被削性について検討
した。その結果、低Ｃおよび低Ｎ化により硬さを制御
したベイナイト組織を適当量含有するフェライト−ベイ
ナイト２相組織とする、ＭｎＳ−ＴｉＮおよびＭｎＳ
−ＶＮ複合析出物によって鍛造加熱時のオーステナイト
結晶粒を微細化する、８００〜１０５０℃の温度にお
いて亜熱間鍛を施し加工再結晶によりオーステナイト結
晶粒を微細化する、冷却過程にて上記ＭｎＳ−Ｔｉ
Ｎ、ＭｎＳ−ＶＮ複合析出物を核発生サイトとしてオー
ステナイト粒の粒内からフェライトを微細析出させる、
ついで析出したフェライトおよびベイナイトのマトリ
ックス地にさらにＶ炭化物またはＶ炭窒化物を極めて微
細に析出させマトリックスを析出強化させる、以上の亜
熱間加工と析出物を活用した手法により、組織全体が極
めて微細でかつ析出強化されたフェライト−ベイナイト
組織が得られ、この様な鋼において疲労亀裂の進展は軟
質なフェライト結晶粒から硬質なベイナイト結晶粒へ移
行するまたはその逆の過程でいずれも進展速度の低下を
もたらし耐久比が向上することを見出した。さらにま
た、このような軟質なフェライト相と硬質なベイナイト
相が共存する２相組織とすることにより被削性も向上す
ることを見いだした。また、通常、高耐久比化を図ると
靭性が低下する傾向を示すが、８００〜１０５０℃の温
度域での亜熱間鍛造により微細フェライト−ベイナイト
組織を実現することにより、高耐久比と靭性の両立が可
能であることを見出した。
【０００８】しかし変態したままのベイナイト組織を有
する鋼では引張強度および疲労強度は向上するものの、
降伏強度および降伏比が顕著に低下する問題点があっ
た。このような問題点から、特に非定常的に大荷重がか
かる自動車のエンジン部品関係には適用が困難であっ
た。
する鋼では引張強度および疲労強度は向上するものの、
降伏強度および降伏比が顕著に低下する問題点があっ
た。このような問題点から、特に非定常的に大荷重がか
かる自動車のエンジン部品関係には適用が困難であっ
た。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の非調
質鋼では実現が困難であった、引張強度９０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 超、２０℃での衝撃値２ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上
で、優れた耐久比、降伏比および被削性を同時に有する
亜熱間鍛造用鋼の製造方法を提供するものである。
質鋼では実現が困難であった、引張強度９０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 超、２０℃での衝撃値２ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上
で、優れた耐久比、降伏比および被削性を同時に有する
亜熱間鍛造用鋼の製造方法を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】降伏強度は塑性変形を開
始する応力に等しく、例えば硬質相＋軟質相の２相組織
であれば軟質相の降伏強度によって決定される。そこで
フェライト−ベイナイトの２相組織であれば軟質なフェ
ライト相の降伏強度に主に影響を受ける。このフェライ
ト相は比較的高温で変態を終了するので、低温変態相で
あるベイナイト相よりも固溶ＣおよびＮの量が少なく時
効処理による降伏強度の増加は期待できない。
始する応力に等しく、例えば硬質相＋軟質相の２相組織
であれば軟質相の降伏強度によって決定される。そこで
フェライト−ベイナイトの２相組織であれば軟質なフェ
ライト相の降伏強度に主に影響を受ける。このフェライ
ト相は比較的高温で変態を終了するので、低温変態相で
あるベイナイト相よりも固溶ＣおよびＮの量が少なく時
効処理による降伏強度の増加は期待できない。
【００１１】ところがＶをある程度多くしたフェライト
−ベイナイト組織の材料ではフェライト中にも固溶Ｖが
多く存在できる。ＣとＮを比較的低めに制御した鋼材成
分のフェライト−ベイナイト組織の材料に時効処理を行
うと、ベイナイト相のみでなくフェライト中にもフェラ
イトマトリックスと整合な微細Ｖ炭化物が析出し、これ
が変態で導入された可動転位の移動を妨げることにより
降伏強度を高め、しかも特定の温度範囲の時効処理であ
れば引張強度の低下を起こさずかつ疲労強度が向上する
ことがわかった。
−ベイナイト組織の材料ではフェライト中にも固溶Ｖが
多く存在できる。ＣとＮを比較的低めに制御した鋼材成
分のフェライト−ベイナイト組織の材料に時効処理を行
うと、ベイナイト相のみでなくフェライト中にもフェラ
イトマトリックスと整合な微細Ｖ炭化物が析出し、これ
が変態で導入された可動転位の移動を妨げることにより
降伏強度を高め、しかも特定の温度範囲の時効処理であ
れば引張強度の低下を起こさずかつ疲労強度が向上する
ことがわかった。
【００１２】本発明者らはこのような知見に基づいて、
ベイナイトを含有する鋼材の化学成分、鍛造条件および
金属組織の設計を行い、さらに特定の温度範囲の時効処
理を付与することにより、引張強度・靭性が高く、耐久
比・降伏比および被削性も良好である理想的な亜熱間鍛
造用鋼を提供しうる製造方法を発明するに至った。
ベイナイトを含有する鋼材の化学成分、鍛造条件および
金属組織の設計を行い、さらに特定の温度範囲の時効処
理を付与することにより、引張強度・靭性が高く、耐久
比・降伏比および被削性も良好である理想的な亜熱間鍛
造用鋼を提供しうる製造方法を発明するに至った。
【００１３】すなわち本発明の第１発明は、重量比にし
てＣ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１５〜２．０
０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．０３〜
０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．００７０％、Ｖ：０．３０〜０．７０％を含有し、
残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材に、
８００〜１０５０℃の温度域で亜熱間鍛造を施し、その
後冷却させ変態が終了した後の金属組織の８０％以上が
フェライト−ベイライト組織であるようにし、これにさ
らに２００〜７００℃の温度域で時効処理を行うことに
より、引張強度９０ｋｇｆ／ｍｍ2 超、２０℃での衝撃
値２ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上で、優れた耐久比、降伏比
および被削性を同時に有することを特徴とするフェライ
ト−ベイナイト型亜熱間鍛造用鋼の製造方法であり、第
２発明は結晶粒微細化とベイナイト組織率の調整および
被削性のさらなる向上のため、第１発明鋼の成分にさら
にＣｒ：０．０２〜１．５０％、Ｍｏ：０．０２〜１．
００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｐｂ：０．
０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００
％の内の１種または２種以上を含有させたものである。
てＣ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１５〜２．０
０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．０３〜
０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｎ：０．００２０〜
０．００７０％、Ｖ：０．３０〜０．７０％を含有し、
残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材に、
８００〜１０５０℃の温度域で亜熱間鍛造を施し、その
後冷却させ変態が終了した後の金属組織の８０％以上が
フェライト−ベイライト組織であるようにし、これにさ
らに２００〜７００℃の温度域で時効処理を行うことに
より、引張強度９０ｋｇｆ／ｍｍ2 超、２０℃での衝撃
値２ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上で、優れた耐久比、降伏比
および被削性を同時に有することを特徴とするフェライ
ト−ベイナイト型亜熱間鍛造用鋼の製造方法であり、第
２発明は結晶粒微細化とベイナイト組織率の調整および
被削性のさらなる向上のため、第１発明鋼の成分にさら
にＣｒ：０．０２〜１．５０％、Ｍｏ：０．０２〜１．
００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｐｂ：０．
０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００
％の内の１種または２種以上を含有させたものである。
【００１４】次に本発明のフェライト−ベイナイト型亜
熱間鍛造用鋼の製造方法における鋼材化学成分、鍛造条
件、亜熱間鍛造を施し冷却して変態が終了した後の金属
組織およびこの材料を時効処理する条件の限定理由につ
いて以下に説明する。
熱間鍛造用鋼の製造方法における鋼材化学成分、鍛造条
件、亜熱間鍛造を施し冷却して変態が終了した後の金属
組織およびこの材料を時効処理する条件の限定理由につ
いて以下に説明する。
【００１５】Ｃ：ベイナイト組織率を調整し、ひいては
最終製品の引張強度を増加させる重要な元素であるが、
過多であると強度が上がりすぎて衝撃値、被削性が顕著
に劣化する。すなわち、０．１０％未満では低引張強度
および低疲労強度となり、逆に０．３５％超過では高引
張強度となりすぎ衝撃値、被削性が顕著に低下するので
０．１０〜０．３５％とする。
最終製品の引張強度を増加させる重要な元素であるが、
過多であると強度が上がりすぎて衝撃値、被削性が顕著
に劣化する。すなわち、０．１０％未満では低引張強度
および低疲労強度となり、逆に０．３５％超過では高引
張強度となりすぎ衝撃値、被削性が顕著に低下するので
０．１０〜０．３５％とする。
【００１６】Ｓｉ：脱酸およびベイナイト組織率を調整
する元素で、０．１５％未満ではその効果は小さく、
２．００％超過では耐久比、衝撃値、被削性のいずれも
低下するので０．１５〜２．００％とする。
する元素で、０．１５％未満ではその効果は小さく、
２．００％超過では耐久比、衝撃値、被削性のいずれも
低下するので０．１５〜２．００％とする。
【００１７】Ｍｎ：ベイナイト組織率を調整するととも
にＭｎＳとなることによりフェライトの析出サイトであ
る複合析出物の基盤となる元素で、０．４０％未満では
その効果が小さく、２．００％超過ではマルテンサイト
が多量発生して耐久比、衝撃値、被削性のいずれも低下
するので０．４０〜２．００％とする。
にＭｎＳとなることによりフェライトの析出サイトであ
る複合析出物の基盤となる元素で、０．４０％未満では
その効果が小さく、２．００％超過ではマルテンサイト
が多量発生して耐久比、衝撃値、被削性のいずれも低下
するので０．４０〜２．００％とする。
【００１８】Ｓ：ＭｎＳとなることによりフェライトの
析出サイトである複合析出物の基盤となりかつ被削性を
向上させる元素で、０．０３％未満ではその効果が小さ
く、０．１０％超過ではＭｎＳの析出が過多となり耐久
比と衝撃値が低下するので０．０３〜０．１０％とす
る。
析出サイトである複合析出物の基盤となりかつ被削性を
向上させる元素で、０．０３％未満ではその効果が小さ
く、０．１０％超過ではＭｎＳの析出が過多となり耐久
比と衝撃値が低下するので０．０３〜０．１０％とす
る。
【００１９】Ａｌ：脱酸および結晶粒微細化効果をもつ
元素で、０．０００５％未満ではその効果が小さく、
０．０５０％超過では硬質介在物を形成し耐久比、衝撃
値、被削性のいずれも低下するので０．０００５〜０．
０５０％とする。
元素で、０．０００５％未満ではその効果が小さく、
０．０５０％超過では硬質介在物を形成し耐久比、衝撃
値、被削性のいずれも低下するので０．０００５〜０．
０５０％とする。
【００２０】Ｔｉ：ＭｎＳ上に窒化物となって析出しフ
ェライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素
で、０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０５
０％超過では粗大硬質介在物の形成を促し耐久比、衝撃
値、切削性のいずれも低下するので０．００３〜０．０
５０％とする。
ェライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素
で、０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０５
０％超過では粗大硬質介在物の形成を促し耐久比、衝撃
値、切削性のいずれも低下するので０．００３〜０．０
５０％とする。
【００２１】Ｎ：ＴｉおよびＶと窒化物あるいは炭窒化
物を形成する元素で、０．００２０％未満ではその効果
が小さい。一方、０．００７０％超過では亜熱間鍛造時
に多量のＶＮを析出し、固溶Ｖが低減するため、フェラ
イト変態時にＶＣによる析出強化を図ることができず、
耐久比、衝撃値、被削性のいずれも低下するので、０．
００２０〜０．００７０％とする。
物を形成する元素で、０．００２０％未満ではその効果
が小さい。一方、０．００７０％超過では亜熱間鍛造時
に多量のＶＮを析出し、固溶Ｖが低減するため、フェラ
イト変態時にＶＣによる析出強化を図ることができず、
耐久比、衝撃値、被削性のいずれも低下するので、０．
００２０〜０．００７０％とする。
【００２２】Ｖ：ＭｎＳ上に窒化物となって析出しフェ
ライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素で
あるとともに、ベイナイト中のマトリックスフェライト
を析出強化する元素で、０．３０％未満ではその効果が
小さく、０．７０％超過では耐久比、衝撃値、被削性の
いずれも低下するので、０．３０〜０．７０％とする。
ライトの析出サイトとなる複合析出物を形成する元素で
あるとともに、ベイナイト中のマトリックスフェライト
を析出強化する元素で、０．３０％未満ではその効果が
小さく、０．７０％超過では耐久比、衝撃値、被削性の
いずれも低下するので、０．３０〜０．７０％とする。
【００２３】以上が本願第１発明の鋼の化学成分の限定
理由である。本願第２発明においては、結晶粒微細化と
ベイナイト組織率の調整および被削性のさらなる向上の
ため、第１発明鋼の成分にさらにＣｒ，Ｎｂ，Ｐｂ，Ｃ
ａの内の１種または２種以上を含有させる。これらの化
学成分の限定理由について以下に述べる。
理由である。本願第２発明においては、結晶粒微細化と
ベイナイト組織率の調整および被削性のさらなる向上の
ため、第１発明鋼の成分にさらにＣｒ，Ｎｂ，Ｐｂ，Ｃ
ａの内の１種または２種以上を含有させる。これらの化
学成分の限定理由について以下に述べる。
【００２４】Ｃｒ：Ｍｎとほぼ同様に、ベイナイト組織
率を調整する元素で、０．０２％未満ではその効果が小
さく、１．５０％超過ではマルテンサイトが多量発生し
て耐久比、衝撃値、被削性のいずれも低下するので０．
０２〜１．５０％とする。
率を調整する元素で、０．０２％未満ではその効果が小
さく、１．５０％超過ではマルテンサイトが多量発生し
て耐久比、衝撃値、被削性のいずれも低下するので０．
０２〜１．５０％とする。
【００２５】Ｍｏ：Ｍｎ，Ｃｒとほぼ同様の効果をもつ
元素で、０．０２％未満ではその効果が小さく、１．０
０％超過ではマルテンサイトが多量発生して耐久比、衝
撃値、被削性のいずれも低下するので０．０２〜１．０
０％とする。
元素で、０．０２％未満ではその効果が小さく、１．０
０％超過ではマルテンサイトが多量発生して耐久比、衝
撃値、被削性のいずれも低下するので０．０２〜１．０
０％とする。
【００２６】Ｎｂ：ＴｉおよびＶとほぼ同様の効果をも
つ元素で、０．００１％未満ではその効果が小さく、
０．２００％超過では耐久比、衝撃値、被削性のいずれ
も低下するので、０．００１〜０．２００％とする。
つ元素で、０．００１％未満ではその効果が小さく、
０．２００％超過では耐久比、衝撃値、被削性のいずれ
も低下するので、０．００１〜０．２００％とする。
【００２７】Ｐｂ：被削性を向上せしめる元素で、０．
０５％未満ではその効果が小さく、０．３０％超過では
その効果は飽和し疲労強度および耐久比、衝撃値が低下
するので、０．０５〜０．３０％ととする。
０５％未満ではその効果が小さく、０．３０％超過では
その効果は飽和し疲労強度および耐久比、衝撃値が低下
するので、０．０５〜０．３０％ととする。
【００２８】Ｃａ：Ｐｂとほぼ同様な効果をもつ元素
で、０．０００５％未満ではその効果が小さく０．０１
００％超過ではその効果は飽和し疲労強度および耐久
比、衝撃値が低下するので０．０００５〜０．０１００
％とする。
で、０．０００５％未満ではその効果が小さく０．０１
００％超過ではその効果は飽和し疲労強度および耐久
比、衝撃値が低下するので０．０００５〜０．０１００
％とする。
【００２９】以上が本願第２発明の鋼において付加され
た化学成分の限定理由である。次に本発明において、鍛
造温度を限定した理由について述べる。
た化学成分の限定理由である。次に本発明において、鍛
造温度を限定した理由について述べる。
【００３０】まず、鍛造温度の下限を８００℃としたの
は、８００℃未満の温度では鍛造負荷が顕著に増大し、
成型が困難になるためである。また、鍛造温度の上限を
１０５０℃としたのは、１０５０℃超の鍛造温度では加
工再結晶によるオーステナイト結晶粒の微細化効果が不
十分なためであり、更に鋼材表面の脱炭も激しくなり、
鍛造後の機械部品の疲労強度が大幅に低下するためであ
る。
は、８００℃未満の温度では鍛造負荷が顕著に増大し、
成型が困難になるためである。また、鍛造温度の上限を
１０５０℃としたのは、１０５０℃超の鍛造温度では加
工再結晶によるオーステナイト結晶粒の微細化効果が不
十分なためであり、更に鋼材表面の脱炭も激しくなり、
鍛造後の機械部品の疲労強度が大幅に低下するためであ
る。
【００３１】次に本願発明の鋼において亜熱間鍛造後冷
却し変態が終了した際の金属組織であるが、被削性の向
上および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の８
０％以上がフェライト−ベイナイトの２相組織であるこ
とが必要である。組織率で２０％未満のパーライト、マ
ルテンサイト、あるいは残留オーステナイトがあっても
本効果を妨げない。
却し変態が終了した際の金属組織であるが、被削性の向
上および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の８
０％以上がフェライト−ベイナイトの２相組織であるこ
とが必要である。組織率で２０％未満のパーライト、マ
ルテンサイト、あるいは残留オーステナイトがあっても
本効果を妨げない。
【００３２】このようなフェライト−ベイナイト２相組
織を得るためには、亜熱間鍛造後の冷却方法は特に指定
しないが、設備や製造コストの点からは自然放冷が当然
望ましい。なお、金属組織は腐食した試験片を光学顕微
鏡等で観察することおよびマイクロビッカース硬度測定
機でその組織の微小硬度を測定する等の方法で確認す
る。
織を得るためには、亜熱間鍛造後の冷却方法は特に指定
しないが、設備や製造コストの点からは自然放冷が当然
望ましい。なお、金属組織は腐食した試験片を光学顕微
鏡等で観察することおよびマイクロビッカース硬度測定
機でその組織の微小硬度を測定する等の方法で確認す
る。
【００３３】最後にこのような材料を時効処理する条件
の限定理由について述べる。時効処理の加熱温度が２０
０℃未満ではＣの拡散が困難で効果が不十分となる。一
方、７００℃を超えると析出した炭化物が粗大化し、引
張強度が下がるだけでなく疲労強度も低下する。そこで
時効処理の加熱温度は２００〜７００℃とする。加熱時
間はこの温度範囲であれば特に限定する必要はないが、
望ましくは１０分〜２時間程度とすべきである。さらに
時効処理後の冷却方法も空冷、水冷、油冷どのような方
法でも本発明の性能は得ることができる。
の限定理由について述べる。時効処理の加熱温度が２０
０℃未満ではＣの拡散が困難で効果が不十分となる。一
方、７００℃を超えると析出した炭化物が粗大化し、引
張強度が下がるだけでなく疲労強度も低下する。そこで
時効処理の加熱温度は２００〜７００℃とする。加熱時
間はこの温度範囲であれば特に限定する必要はないが、
望ましくは１０分〜２時間程度とすべきである。さらに
時効処理後の冷却方法も空冷、水冷、油冷どのような方
法でも本発明の性能は得ることができる。
【００３４】以下に、本発明の効果を実施例により、さ
らに具体的に示す。
らに具体的に示す。
【００３５】
（１）鋼材化学成分の影響 表１に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、１５０
ｋｇの鋼塊とし、これから鍛造用材料を切り出し、一旦
９５０℃加熱放冷で焼準した後、８５０〜１１００℃に
加熱して８００〜１０５０℃の温度で亜熱間鍛造を行
い、その後放冷した。さらにこの材料を４００℃の加熱
炉に１時間装入して時効処理を行った。
ｋｇの鋼塊とし、これから鍛造用材料を切り出し、一旦
９５０℃加熱放冷で焼準した後、８５０〜１１００℃に
加熱して８００〜１０５０℃の温度で亜熱間鍛造を行
い、その後放冷した。さらにこの材料を４００℃の加熱
炉に１時間装入して時効処理を行った。
【００３６】この材料の中央部よりＪＩＳ４号引張試験
片、ＪＩＳ１号回転曲げ試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片
を採取し、引張試験、回転曲げ疲労試験およびシャルピ
ー衝撃試験を行った。同材料から光学顕微鏡観察試験片
を採取し５％ナイタールで腐食して２００倍で観察しベ
イナイト組織率を求めた。さらに同材料より切削試験片
を採取し、ＳＫＨ９製１０ｍｍφストレートシャンクド
リルを用いて３０ｍｍ深さのブラインドホールを穿孔
し、ドリルが寿命破壊するまでの総穿孔距離により被削
性を評価した。なお、切削速度は５０ｍ／ｍｉｎ、送り
速度は０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、切削油７Ｌ／ｍｉｎの条
件とした。
片、ＪＩＳ１号回転曲げ試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片
を採取し、引張試験、回転曲げ疲労試験およびシャルピ
ー衝撃試験を行った。同材料から光学顕微鏡観察試験片
を採取し５％ナイタールで腐食して２００倍で観察しベ
イナイト組織率を求めた。さらに同材料より切削試験片
を採取し、ＳＫＨ９製１０ｍｍφストレートシャンクド
リルを用いて３０ｍｍ深さのブラインドホールを穿孔
し、ドリルが寿命破壊するまでの総穿孔距離により被削
性を評価した。なお、切削速度は５０ｍ／ｍｉｎ、送り
速度は０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、切削油７Ｌ／ｍｉｎの条
件とした。
【００３７】表２に各供試材のベイナイト組織率および
性能評価結果を示す。
性能評価結果を示す。
【００３８】まず調質鋼であるＮｏ．４２の耐久比０．
４７、被削性１．００に対し、本発明例であるＮｏ．１
〜２０はいずれも耐久比は０．５６以上であり、また被
削性もＮｏ．４２の２〜３倍程度と良好である。
４７、被削性１．００に対し、本発明例であるＮｏ．１
〜２０はいずれも耐久比は０．５６以上であり、また被
削性もＮｏ．４２の２〜３倍程度と良好である。
【００３９】比較例のＮｏ．２１はＣ量が低いため引張
強度が低くかつ耐久比も低いので疲労特性は不良であ
る。比較例のＮｏ．２２はＣ量が高すぎるためマルテン
サイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト組織率
の条件が満足できず、引張強度は高くなるが本発明例に
比べ耐久比が低く、衝撃値、被削性も不良である。
強度が低くかつ耐久比も低いので疲労特性は不良であ
る。比較例のＮｏ．２２はＣ量が高すぎるためマルテン
サイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト組織率
の条件が満足できず、引張強度は高くなるが本発明例に
比べ耐久比が低く、衝撃値、被削性も不良である。
【００４０】比較例のＮｏ．２３はＳｉ量が低いため脱
酸程度が低く耐久比は本発明例に比べ低い。比較例のＮ
ｏ．２４はＳｉ量が高いためマルテンサイトが発生し本
発明のフェライト−ベイナイト組織率の条件が満足でき
ず、耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被削性も不
良である。
酸程度が低く耐久比は本発明例に比べ低い。比較例のＮ
ｏ．２４はＳｉ量が高いためマルテンサイトが発生し本
発明のフェライト−ベイナイト組織率の条件が満足でき
ず、耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被削性も不
良である。
【００４１】比較例のＮｏ．２５はＭｎ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、耐久比、衝撃値が本発明例に
比べ低い。比較例のＮｏ．２６はＭｎ量が高いためマル
テンサイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト組
織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低く
なり、衝撃値、被削性も不良である。
合析出物の析出が少なく、耐久比、衝撃値が本発明例に
比べ低い。比較例のＮｏ．２６はＭｎ量が高いためマル
テンサイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト組
織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低く
なり、衝撃値、被削性も不良である。
【００４２】比較例のＮｏ．２７はＳ量が低いため複合
介在物の析出が少なく、耐久比、衝撃値が本発明例に比
べ低く、またＭｎＳの被削性向上効果を得られないので
被削性も不良である。比較例のＮｏ．２８はＳ量が高い
ためＭｎＳの析出が過多となり、耐久比、衝撃値が本発
明例に比べ低い。
介在物の析出が少なく、耐久比、衝撃値が本発明例に比
べ低く、またＭｎＳの被削性向上効果を得られないので
被削性も不良である。比較例のＮｏ．２８はＳ量が高い
ためＭｎＳの析出が過多となり、耐久比、衝撃値が本発
明例に比べ低い。
【００４３】比較例のＮｏ．２９はＡｌ量が低いため脱
酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が本発
明に比べ低い。比較例のＮｏ．３０はＡｌ量が高いため
硬質介在物が形成され、耐久比は本発明例に比べ低く、
衝撃値、被削性も不良である。
酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が本発
明に比べ低い。比較例のＮｏ．３０はＡｌ量が高いため
硬質介在物が形成され、耐久比は本発明例に比べ低く、
衝撃値、被削性も不良である。
【００４４】比較例のＮｏ．３１はＴｉ量が低いため複
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べて低
い。比較例のＮｏ．３２はＴｉ量が高いため硬質介在物
が形成され、耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被
削性も不良である。
合析出物の析出が少なく、耐久比が本発明例に比べて低
い。比較例のＮｏ．３２はＴｉ量が高いため硬質介在物
が形成され、耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被
削性も不良である。
【００４５】比較例のＮｏ．３３はＮ量が低いため複合
析出物の析出が少なく、耐久比、衝撃値が本発明例に比
べ低い。比較例のＮｏ．３４はＮ量が高いためマトリッ
クスが硬化し、耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、
被削性も不良である。
析出物の析出が少なく、耐久比、衝撃値が本発明例に比
べ低い。比較例のＮｏ．３４はＮ量が高いためマトリッ
クスが硬化し、耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、
被削性も不良である。
【００４６】比較例のＮｏ．３５はＶ量が低いため複合
析出物の析出が少なくかつマトリックスフェライトを析
出強化する効果が小さいので、耐久比、衝撃値が本発明
例に比べ低い。比較例のＮｏ．３６はＶ量が高いため、
耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被削性も不良で
ある。
析出物の析出が少なくかつマトリックスフェライトを析
出強化する効果が小さいので、耐久比、衝撃値が本発明
例に比べ低い。比較例のＮｏ．３６はＶ量が高いため、
耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被削性も不良で
ある。
【００４７】比較例のＮｏ．３７はＣｒ量が高いためマ
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く、衝撃値、被削性も不良である。
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く、衝撃値、被削性も不良である。
【００４８】比較例のＮｏ．３８はＭｏ量が高いためマ
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く、衝撃値、被削性も不良である。
ルテンサイトが発生し本発明のフェライト−ベイナイト
組織率の条件が満足できず、耐久比は本発明例に比べ低
く、衝撃値、被削性も不良である。
【００４９】比較例のＮｏ．３９はＮｂ量が高いため、
耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被削性も不良で
ある。
耐久比は本発明例に比べ低く、衝撃値、被削性も不良で
ある。
【００５０】比較例のＮｏ．４０はＰｂ量が高いため、
被削性は良好なるも耐久比、衝撃値が不良である。
被削性は良好なるも耐久比、衝撃値が不良である。
【００５１】比較例のＮｏ．４１はＣａ量が高いため、
被削性は良好なるも耐久比、衝撃値が不良である。
被削性は良好なるも耐久比、衝撃値が不良である。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【表３】
【００５５】
【表４】
【００５６】（２）熱鍛後の冷却方法によるフェライト
−ベイナイト組織率変化の影響 表１のＮｏ．２０に示す、本発明の化学成分の条件を満
足する鋼を高周波炉にて溶解し、１５０ｋｇの鋼塊とし
これから鍛造用材料を切り出し、一旦９５０℃加熱放冷
で焼準した後、８５０〜１１００℃に加熱して８００〜
１０５０℃の温度で亜熱間鍛造を行い、その後、表３に
示す方法で冷却した。さらにこれらの材料を４００℃の
温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。この
材料の中央部より実施例（１）と同様の方法で、試験片
を採取し、さらに実施例（１）と同様の方法で、引張試
験、疲労試験、衝撃試験、切削試験および金属組織観察
を行った。表４に各供試材のフェライト−ベイナイト組
織率および性能評価結果を示す。
−ベイナイト組織率変化の影響 表１のＮｏ．２０に示す、本発明の化学成分の条件を満
足する鋼を高周波炉にて溶解し、１５０ｋｇの鋼塊とし
これから鍛造用材料を切り出し、一旦９５０℃加熱放冷
で焼準した後、８５０〜１１００℃に加熱して８００〜
１０５０℃の温度で亜熱間鍛造を行い、その後、表３に
示す方法で冷却した。さらにこれらの材料を４００℃の
温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。この
材料の中央部より実施例（１）と同様の方法で、試験片
を採取し、さらに実施例（１）と同様の方法で、引張試
験、疲労試験、衝撃試験、切削試験および金属組織観察
を行った。表４に各供試材のフェライト−ベイナイト組
織率および性能評価結果を示す。
【００５７】Ｎｏ．４３，４４，４５および４６は、フ
ェライト−ベイナイト組織率が割合にして０．８以上と
本発明の条件を満足しており、引張強度９０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2超、２０℃での衝撃値２ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上を
満たし、いずれも耐久比は０．５６以上を確保し、また
被削性も現行非調質鋼であるＮｏ．４８のほぼ２．５倍
程度と良好である。
ェライト−ベイナイト組織率が割合にして０．８以上と
本発明の条件を満足しており、引張強度９０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2超、２０℃での衝撃値２ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上を
満たし、いずれも耐久比は０．５６以上を確保し、また
被削性も現行非調質鋼であるＮｏ．４８のほぼ２．５倍
程度と良好である。
【００５８】Ｎｏ．４７は冷却速度を高めることにより
マルテンサイトを主とする組織としたものであり、引張
強度は高くなるものの耐久比、衝撃値は極めて低く、ま
た被削性も不良で工具寿命は小さい。
マルテンサイトを主とする組織としたものであり、引張
強度は高くなるものの耐久比、衝撃値は極めて低く、ま
た被削性も不良で工具寿命は小さい。
【００５９】
【表５】
【００６０】
【表６】
【００６１】（３）時効処理温度の変化の影響 実施例（２）と同一の化学成分の鋼を高周波炉にて溶解
し、１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出
し、一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、８５０〜１１
００℃に加熱して８００〜１０５０℃の温度で亜熱間鍛
造を行い、その後放冷した。さらにこの材料を表５に示
す温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。こ
れらの材料について実施例（１）と同様の方法で、引張
試験、疲労試験、衝撃試験、切削試験および金属組織観
察を行った。表６に各供試材の性能評価結果を示す。
し、１５０ｋｇの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出
し、一旦９５０℃加熱放冷で焼準した後、８５０〜１１
００℃に加熱して８００〜１０５０℃の温度で亜熱間鍛
造を行い、その後放冷した。さらにこの材料を表５に示
す温度の加熱炉に１時間装入して時効処理を行った。こ
れらの材料について実施例（１）と同様の方法で、引張
試験、疲労試験、衝撃試験、切削試験および金属組織観
察を行った。表６に各供試材の性能評価結果を示す。
【００６２】Ｎｏ．５０，５１および５２は、本発明の
時効温度範囲である２００〜７００℃を満足しており、
いずれも耐久比は０．５８以上を確保しまた被削性も現
行調質鋼であるＮｏ．５４のほぼ２．５倍と良好であ
る。
時効温度範囲である２００〜７００℃を満足しており、
いずれも耐久比は０．５８以上を確保しまた被削性も現
行調質鋼であるＮｏ．５４のほぼ２．５倍と良好であ
る。
【００６３】Ｎｏ．４９は時効温度が本発明の範囲を下
回った場合であり、降伏比、耐久比が劣る。またＮｏ．
５３は時効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、
耐久比が劣っている。
回った場合であり、降伏比、耐久比が劣る。またＮｏ．
５３は時効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、
耐久比が劣っている。
【００６４】
【表７】
【００６５】
【表８】
【００６６】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明鋼はフェライト
−ベイナイト２相組織とすることにより高い引張強度を
得ると共に被削性を確保し、さらにＭｎＳ，Ｔｉ窒化物
およびＶ窒化物から形成される複合析出物を使って金属
組織の微細化とＶ炭化物（または炭窒化物）によるベイ
ナイト中のフェライトマトリックスの強化と同時に行
い、優れた衝撃値と高耐久被を確保し、高Ｖおよび低
Ｃ，Ｎ化して時効処理を施すことによってさらに高い降
伏強度までも獲得することのできる極めて理想的な亜熱
間鍛造用鋼に関する製造方法を提供し、産業上極めて効
果の大きいものである。
−ベイナイト２相組織とすることにより高い引張強度を
得ると共に被削性を確保し、さらにＭｎＳ，Ｔｉ窒化物
およびＶ窒化物から形成される複合析出物を使って金属
組織の微細化とＶ炭化物（または炭窒化物）によるベイ
ナイト中のフェライトマトリックスの強化と同時に行
い、優れた衝撃値と高耐久被を確保し、高Ｖおよび低
Ｃ，Ｎ化して時効処理を施すことによってさらに高い降
伏強度までも獲得することのできる極めて理想的な亜熱
間鍛造用鋼に関する製造方法を提供し、産業上極めて効
果の大きいものである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−156354（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−56821（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−55328（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量比にして Ｃ ：０．１０〜０．３５％ Ｓｉ：０．１５〜２．００％ Ｍｎ：０．４０〜２．００％ Ｓ ：０．０３〜０．１０％ Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００７０％ Ｖ ：０．３０〜０．７０％を含有し 残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材に８
００〜１０５０℃の温度域で鍛造を施し、その後冷却さ
せ変態が終了した後の金属組織の８０％以上がフェライ
ト−ベイナイト組織であるようにし、これにさらに２０
０〜７００℃の温度で時効処理を行うことにより、引張
強度９０ｋｇｆ／ｍｍ2 超、２０℃での衝撃値２ｋｇｆ
−ｍ／ｃｍ2 以上とすることを特徴とする強靭性、耐久
比、降伏比および被削性に優れるフェライト−ベイナイ
ト型亜熱間鍛造用鋼の製造方法。 - 【請求項２】成分がさらに Ｃｒ：０．０２〜１．５０％ Ｍｏ：０．０２〜１．００％ Ｎｂ：０．００１〜０．２００％ Ｐｂ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％ の内の１種または２種以上を含有する鋼材を用いること
を特徴とする請求項１記載の強靭性、耐久比、降伏比お
よび被削性に優れるフェライト−ベイナイト型亜熱間鍛
造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30921693A JP3300511B2 (ja) | 1993-12-09 | 1993-12-09 | 強靭性、耐久比、降伏比および被削性に優れる亜熱間鍛造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30921693A JP3300511B2 (ja) | 1993-12-09 | 1993-12-09 | 強靭性、耐久比、降伏比および被削性に優れる亜熱間鍛造用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07166235A JPH07166235A (ja) | 1995-06-27 |
| JP3300511B2 true JP3300511B2 (ja) | 2002-07-08 |
Family
ID=17990333
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30921693A Expired - Fee Related JP3300511B2 (ja) | 1993-12-09 | 1993-12-09 | 強靭性、耐久比、降伏比および被削性に優れる亜熱間鍛造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3300511B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8916008B2 (en) | 2011-05-26 | 2014-12-23 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| US8926767B2 (en) | 2011-05-26 | 2015-01-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| US9187797B2 (en) | 2011-05-26 | 2015-11-17 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| JP2019076943A (ja) * | 2017-10-26 | 2019-05-23 | ジヤトコ株式会社 | 鍛造用金型 |
| JP2019076942A (ja) * | 2017-10-26 | 2019-05-23 | ジヤトコ株式会社 | ベルト式無段変速機用プーリシャフトの製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5922145A (en) * | 1996-11-25 | 1999-07-13 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel products excellent in machinability and machined steel parts |
| JP5825199B2 (ja) * | 2012-05-24 | 2015-12-02 | 新日鐵住金株式会社 | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
-
1993
- 1993-12-09 JP JP30921693A patent/JP3300511B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8916008B2 (en) | 2011-05-26 | 2014-12-23 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| US8926767B2 (en) | 2011-05-26 | 2015-01-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| US9187797B2 (en) | 2011-05-26 | 2015-11-17 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof |
| JP2019076943A (ja) * | 2017-10-26 | 2019-05-23 | ジヤトコ株式会社 | 鍛造用金型 |
| JP2019076942A (ja) * | 2017-10-26 | 2019-05-23 | ジヤトコ株式会社 | ベルト式無段変速機用プーリシャフトの製造方法 |
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| JPH07166235A (ja) | 1995-06-27 |
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