JP3490293B2 - 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法 - Google Patents
結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、結晶粒粗大化防止
特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造
方法に関するものである。
特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】冷間鍛造（転造も含む）は製品の表面
肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低
く、歩留まりも良好であるためボルト、ギア部品、シャ
フトをはじめとする多くの分野に適用されている。これ
らの部品の冷間鍛造は、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５１、
ＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ
Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されて
いる中炭素の機械構造用炭素鋼、合金鋼を使用し、例え
ば熱間圧延−焼鈍−冷間鍛造−焼入れ−焼戻しのように
冷間鍛造前に焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を付加する
工程が一般的である。これは上記のような中炭素の炭素
鋼、合金鋼は圧延ままの硬度が高く、ボルト等の部品成
形時の冷間鍛造工具の消耗が著しくコスト高となった
り、素材の延性が不足しているため部品の成形時に割れ
を生じたり、等といった製造上の問題があるためであ
る。
肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低
く、歩留まりも良好であるためボルト、ギア部品、シャ
フトをはじめとする多くの分野に適用されている。これ
らの部品の冷間鍛造は、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５１、
ＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ
Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されて
いる中炭素の機械構造用炭素鋼、合金鋼を使用し、例え
ば熱間圧延−焼鈍−冷間鍛造−焼入れ−焼戻しのように
冷間鍛造前に焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を付加する
工程が一般的である。これは上記のような中炭素の炭素
鋼、合金鋼は圧延ままの硬度が高く、ボルト等の部品成
形時の冷間鍛造工具の消耗が著しくコスト高となった
り、素材の延性が不足しているため部品の成形時に割れ
を生じたり、等といった製造上の問題があるためであ
る。
【０００３】しかし、焼鈍にはエネルギー費、人件費、
設備費など多大なコストがかかるため、この工程を省略
しうる素材およびプロセスが求められてきた。そこで鋼
材のＣ量、合金元素量を低減することによって熱間圧延
ままの硬度を低減し、延性を向上して焼鈍工程を省略
し、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素量の低減による焼入れ性の
低下を微量のＢを添加することによって補う、いわゆる
低炭素ボロン鋼が、例えば特開平５−３３９６７６、特
公平５−６３５２４、特開昭６１−２５３３４７のよう
に数多く提案されている。Ｂは微量の添加で焼入れ性を
向上できるが、鋼中に固溶Ｎが存在するとＢＮが生成
し、Ｂの持つ焼入れ性向上効果は失われてしまうため、
Ｔｉを添加して鋼中ＮをＴｉＮの形で固定し、ＢＮの生
成を抑制することが一般に行われている。
設備費など多大なコストがかかるため、この工程を省略
しうる素材およびプロセスが求められてきた。そこで鋼
材のＣ量、合金元素量を低減することによって熱間圧延
ままの硬度を低減し、延性を向上して焼鈍工程を省略
し、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素量の低減による焼入れ性の
低下を微量のＢを添加することによって補う、いわゆる
低炭素ボロン鋼が、例えば特開平５−３３９６７６、特
公平５−６３５２４、特開昭６１−２５３３４７のよう
に数多く提案されている。Ｂは微量の添加で焼入れ性を
向上できるが、鋼中に固溶Ｎが存在するとＢＮが生成
し、Ｂの持つ焼入れ性向上効果は失われてしまうため、
Ｔｉを添加して鋼中ＮをＴｉＮの形で固定し、ＢＮの生
成を抑制することが一般に行われている。
【０００４】部品の高強度化のニーズが強くなるに従
い、上記のような低炭素ボロン鋼をより高強度の部品に
適用する試みがなされている。しかし低炭素ボロン鋼は
Ｃ量、合金元素量を低減しているため、引張強さが１０
００ＭＰａ以上となるように熱処理を行うと遅れ破壊特
性が低下するという問題がある。高強度を得るために低
温の焼き戻しを行うと遅れ破壊強度が低下することが知
られているが、高温の焼き戻しでも高い強度を得て、遅
れ破壊強度を実用上問題ないレベルとするために、Ｃ量
の添加量を増加したり、ＳＣＲ、ＳＣＭなどの合金鋼を
使用すると、素材の強度が増加し、焼鈍が省略できなく
なる。焼鈍を省略できる低炭素ボロン鋼は経済的だが、
高強度を得るためには焼き戻しの温度を低くせざるを得
ず、その結果遅れ破壊強度が低下し、実用上の問題とな
るため、高強度部品への適用は難しかった。
い、上記のような低炭素ボロン鋼をより高強度の部品に
適用する試みがなされている。しかし低炭素ボロン鋼は
Ｃ量、合金元素量を低減しているため、引張強さが１０
００ＭＰａ以上となるように熱処理を行うと遅れ破壊特
性が低下するという問題がある。高強度を得るために低
温の焼き戻しを行うと遅れ破壊強度が低下することが知
られているが、高温の焼き戻しでも高い強度を得て、遅
れ破壊強度を実用上問題ないレベルとするために、Ｃ量
の添加量を増加したり、ＳＣＲ、ＳＣＭなどの合金鋼を
使用すると、素材の強度が増加し、焼鈍が省略できなく
なる。焼鈍を省略できる低炭素ボロン鋼は経済的だが、
高強度を得るためには焼き戻しの温度を低くせざるを得
ず、その結果遅れ破壊強度が低下し、実用上の問題とな
るため、高強度部品への適用は難しかった。
【０００５】高強度部品へのボロン鋼適用の要求に応え
るため、不純物の量を低減し、遅れ破壊特性を合金鋼と
同等程度とした鋼が、例えば特開平８−６０２４５等の
ように提案されている。しかし上記のようなボロン鋼
は、切削肌の試験片での評価では合金鋼よりも優れた遅
れ破壊特性を示すが、実際の製造ラインで部品を作成
し、熱処理肌の状態で遅れ破壊特性の評価を行うと、ボ
ロン鋼の部品は合金鋼よりも遅れ破壊特性が悪くなると
いう問題が見出されている。したがって、上記のような
技術で部品の高強度化に対応するには限界がある。
るため、不純物の量を低減し、遅れ破壊特性を合金鋼と
同等程度とした鋼が、例えば特開平８−６０２４５等の
ように提案されている。しかし上記のようなボロン鋼
は、切削肌の試験片での評価では合金鋼よりも優れた遅
れ破壊特性を示すが、実際の製造ラインで部品を作成
し、熱処理肌の状態で遅れ破壊特性の評価を行うと、ボ
ロン鋼の部品は合金鋼よりも遅れ破壊特性が悪くなると
いう問題が見出されている。したがって、上記のような
技術で部品の高強度化に対応するには限界がある。
【０００６】また、上記の問題に加え、ボロン鋼は焼鈍
材に比べて焼入れ加熱時に特定のオーステナイト結晶粒
が異常に粗大化しやすくなるという問題がある。結晶粒
の粗大化が発生した部品は、焼入れ歪みによる寸法精度
の劣化、衝撃値、疲労寿命の低下、特に高強度部品にお
いて遅れ破壊特性の低下を招くため、ボロン鋼を高強度
部品に適用するには結晶粒の粗大化を抑制し、かつ結晶
粒を微細化しなければならない。この結晶粒の粗大化を
抑制するには結晶粒界の移動をピン止めする粒子を多
量、微細に分散させることが有効である。
材に比べて焼入れ加熱時に特定のオーステナイト結晶粒
が異常に粗大化しやすくなるという問題がある。結晶粒
の粗大化が発生した部品は、焼入れ歪みによる寸法精度
の劣化、衝撃値、疲労寿命の低下、特に高強度部品にお
いて遅れ破壊特性の低下を招くため、ボロン鋼を高強度
部品に適用するには結晶粒の粗大化を抑制し、かつ結晶
粒を微細化しなければならない。この結晶粒の粗大化を
抑制するには結晶粒界の移動をピン止めする粒子を多
量、微細に分散させることが有効である。
【０００７】上記のようなボロン鋼の結晶粒粗大化を防
止するための技術が提案されている。例えば、特開昭６
１−２１７５５３はＴｉとＮの量を０．０２＜Ｔｉ−
３．４２ＮとすることによってＴｉＣを生成し、結晶粒
界をピン止めすることを目的としている。しかし、成分
を規定しただけではＴｉＣを微細に分散させることはで
きず、結晶粒の粗大化を防止できない。また例えば、特
公昭６３−６４４９５は０．００３５％以下の極低Ｎと
し、Ｔｉ量をＮ量に対して過剰とした成分を低温加熱圧
延を行うことによって結晶粒粗大化を防止することを目
的としている。しかし、焼入れ加熱前のＴｉＣ、Ｔｉ
（ＣＮ）の析出状態を最適化しない限り結晶粒の粗大化
を防止できない。
止するための技術が提案されている。例えば、特開昭６
１−２１７５５３はＴｉとＮの量を０．０２＜Ｔｉ−
３．４２ＮとすることによってＴｉＣを生成し、結晶粒
界をピン止めすることを目的としている。しかし、成分
を規定しただけではＴｉＣを微細に分散させることはで
きず、結晶粒の粗大化を防止できない。また例えば、特
公昭６３−６４４９５は０．００３５％以下の極低Ｎと
し、Ｔｉ量をＮ量に対して過剰とした成分を低温加熱圧
延を行うことによって結晶粒粗大化を防止することを目
的としている。しかし、焼入れ加熱前のＴｉＣ、Ｔｉ
（ＣＮ）の析出状態を最適化しない限り結晶粒の粗大化
を防止できない。
【０００８】また、例えは特開昭５２−１１４５４５は
素材段階でＴｉＣを固溶させ、焼入れ加熱時に初めてＴ
ｉＣを微細析出させることを目的としている。しかし焼
入れ加熱時にピン止め粒子を析出させる場合、ＴｉＣの
析出量は焼入れ加熱、または浸炭加熱時の加熱速度の影
響を受けるためピン止め効果の発現が不安定であり、同
じ素材を用いても部品のサイズや熱処理炉を変えただけ
で粗大化防止特性が劣化する可能性が高いため、実工程
での品質の安定性の点で課題を残している。
素材段階でＴｉＣを固溶させ、焼入れ加熱時に初めてＴ
ｉＣを微細析出させることを目的としている。しかし焼
入れ加熱時にピン止め粒子を析出させる場合、ＴｉＣの
析出量は焼入れ加熱、または浸炭加熱時の加熱速度の影
響を受けるためピン止め効果の発現が不安定であり、同
じ素材を用いても部品のサイズや熱処理炉を変えただけ
で粗大化防止特性が劣化する可能性が高いため、実工程
での品質の安定性の点で課題を残している。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上記のような開示され
た方法では、冷間鍛造前の焼鈍、あるいは球状化焼鈍工
程を省略し、かつ高強度に熱処理を行った際の実部品で
の遅れ破壊特性を合金鋼と同等以上にすることができな
い。本発明はこのような問題を解決して、結晶粒粗大化
防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその
製造方法を提供するものである。
た方法では、冷間鍛造前の焼鈍、あるいは球状化焼鈍工
程を省略し、かつ高強度に熱処理を行った際の実部品で
の遅れ破壊特性を合金鋼と同等以上にすることができな
い。本発明はこのような問題を解決して、結晶粒粗大化
防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその
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】本発明者らは、上記目的
を達成するために実部品の熱処理肌での遅れ破壊特性に
及ぼす諸因子の影響について鋭意調査し、 （ア）実部品での遅れ特性には、表面の性状が大きく影
響していること、すなわち、熱処理スケールが付着した
実ボルト（熱処理肌）と、表面層を切削・研削等によっ
て除去した試験片（切削肌）とでは同一条件で遅れ破壊
試験を行っても特性が大きく異なり、熱処理スケールが
付着した実部品の方が遅れ破壊特性が劣ること。 （イ）熱処理肌での遅れ破壊特性を改善するにはＣｒを
ある最適範囲で添加し、部品の熱処理時に生成されるス
ケールをＣｒの濃化した緻密なスケールとし、耐食性を
増すことでスケールおよびスケールの内側の鋼表面層が
腐食される過程で発生する水素量を低減させ、遅れ破壊
特性を向上することができること。 （ウ）ボロン鋼を引張強さ１０００ＭＰａ以上のボルト
等の高強度部品に適用する場合には、遅れ破壊特性の向
上のためＰ、Ｓ量を一定量以下に制限することが必要な
こと、および結晶粒の粗大化を防止することが必要なこ
と。 （エ）結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子とし
て微細なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）粒子が有効であり、結晶
粒粗大化特性とこれらの析出物のサイズおよび分散状態
（析出粒子数）には極めて密接な関係があること、析出
物のピン止め効果を安定して発揮させるには、焼入れ加
熱前に一定量以上のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎ
ｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の
粒子をあらかじめ微細析出させておくことが必要なこと
を見出し、本発明に至った。
を達成するために実部品の熱処理肌での遅れ破壊特性に
及ぼす諸因子の影響について鋭意調査し、 （ア）実部品での遅れ特性には、表面の性状が大きく影
響していること、すなわち、熱処理スケールが付着した
実ボルト（熱処理肌）と、表面層を切削・研削等によっ
て除去した試験片（切削肌）とでは同一条件で遅れ破壊
試験を行っても特性が大きく異なり、熱処理スケールが
付着した実部品の方が遅れ破壊特性が劣ること。 （イ）熱処理肌での遅れ破壊特性を改善するにはＣｒを
ある最適範囲で添加し、部品の熱処理時に生成されるス
ケールをＣｒの濃化した緻密なスケールとし、耐食性を
増すことでスケールおよびスケールの内側の鋼表面層が
腐食される過程で発生する水素量を低減させ、遅れ破壊
特性を向上することができること。 （ウ）ボロン鋼を引張強さ１０００ＭＰａ以上のボルト
等の高強度部品に適用する場合には、遅れ破壊特性の向
上のためＰ、Ｓ量を一定量以下に制限することが必要な
こと、および結晶粒の粗大化を防止することが必要なこ
と。 （エ）結晶粒の粗大化を防止するにはピン止め粒子とし
て微細なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）粒子が有効であり、結晶
粒粗大化特性とこれらの析出物のサイズおよび分散状態
（析出粒子数）には極めて密接な関係があること、析出
物のピン止め効果を安定して発揮させるには、焼入れ加
熱前に一定量以上のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎ
ｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の
粒子をあらかじめ微細析出させておくことが必要なこと
を見出し、本発明に至った。
【００１１】本発明の特性は、（１）Ｃ：０．１０〜
０．４０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．３０〜
１．００％にすることにより焼入れ、焼戻し後の部品の
強度を確保し、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に制限することに
よって遅れ破壊特性を改善し、Ｂ：０．０００３〜０．
００５０％に制限することによって焼入れ性を確保し、
Ｃｒ：０．５０〜１．２０％にすることによって熱処理
肌での遅れ破壊特性を改善し、実部品になった時の遅れ
破壊特性を顕著に改善することができる。さらに、Ｎ：
０．０１００％以下（０％を含む）に制限し、Ｔｉ：
０．０２０〜０．１００％にすることによってＴｉＣ、
Ｔｉ（ＣＮ）を生成し、結晶粒の粗大化を防止するため
のピン止め粒子として利用することができる。マトリッ
クス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）の
うち１種または２種の粒子の総個数を２０個／１００μ
ｍ2 以上有することによってピン止め効果を最大限に発
揮させ、焼入れ加熱時の結晶粒の粗大化を防止するとと
もに旧オーステナイト結晶粒を微細化することができる
冷間鍛造用鋼である。
０．４０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．３０〜
１．００％にすることにより焼入れ、焼戻し後の部品の
強度を確保し、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に制限することに
よって遅れ破壊特性を改善し、Ｂ：０．０００３〜０．
００５０％に制限することによって焼入れ性を確保し、
Ｃｒ：０．５０〜１．２０％にすることによって熱処理
肌での遅れ破壊特性を改善し、実部品になった時の遅れ
破壊特性を顕著に改善することができる。さらに、Ｎ：
０．０１００％以下（０％を含む）に制限し、Ｔｉ：
０．０２０〜０．１００％にすることによってＴｉＣ、
Ｔｉ（ＣＮ）を生成し、結晶粒の粗大化を防止するため
のピン止め粒子として利用することができる。マトリッ
クス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）の
うち１種または２種の粒子の総個数を２０個／１００μ
ｍ2 以上有することによってピン止め効果を最大限に発
揮させ、焼入れ加熱時の結晶粒の粗大化を防止するとと
もに旧オーステナイト結晶粒を微細化することができる
冷間鍛造用鋼である。
【００１２】（２）また本発明の他の特徴は、上記成分
に加えて、Ｎｂ：０．００３〜０．１００％を含有し、
マトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ
（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ
Ｎ）のうち１種以上の粒子の総個数を２０個／１００μ
ｍ2 以上有することによって結晶粒の粗大化を防止する
ことができる冷間鍛造用鋼である。
に加えて、Ｎｂ：０．００３〜０．１００％を含有し、
マトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ
（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ
Ｎ）のうち１種以上の粒子の総個数を２０個／１００μ
ｍ2 以上有することによって結晶粒の粗大化を防止する
ことができる冷間鍛造用鋼である。
【００１３】（３）また本発明の他の特徴は、上記
（１）または（２）の成分に加えて、Ｖ：０．０５〜
０．３０％、Ｚｒ：０．００３〜０．１００％のうち１
種または２種を含有することによって旧オーステナイト
結晶粒をさらに微細化することができ、マトリックス中
に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、Ｎｂ
Ｃ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種
以上の粒子の総個数を２０個／１００μｍ2 以上有する
ことによって結晶粒の粗大化を防止することができる冷
間鍛造用鋼である。
（１）または（２）の成分に加えて、Ｖ：０．０５〜
０．３０％、Ｚｒ：０．００３〜０．１００％のうち１
種または２種を含有することによって旧オーステナイト
結晶粒をさらに微細化することができ、マトリックス中
に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、Ｎｂ
Ｃ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種
以上の粒子の総個数を２０個／１００μｍ2 以上有する
ことによって結晶粒の粗大化を防止することができる冷
間鍛造用鋼である。
【００１４】（４）また本発明の他の特徴は、上記
（１）、（２）、（３）の成分よりなる鋼を１０５０℃
以上に加熱してＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を一旦マトリックス
中に固溶させ、線材または棒鋼に熱間圧延した後、６０
０℃以下の温度まで冷却するに際して２℃／ｓ以下の冷
却速度で徐冷して軟質化するとともに、マトリックス中
に直径０．２μｍ以下の微細なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、
ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち
１種以上の粒子の総個数を２０個／１００μｍ2 以上分
散した鋼とする冷間鍛造用鋼の製造方法である。
（１）、（２）、（３）の成分よりなる鋼を１０５０℃
以上に加熱してＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を一旦マトリックス
中に固溶させ、線材または棒鋼に熱間圧延した後、６０
０℃以下の温度まで冷却するに際して２℃／ｓ以下の冷
却速度で徐冷して軟質化するとともに、マトリックス中
に直径０．２μｍ以下の微細なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、
ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち
１種以上の粒子の総個数を２０個／１００μｍ2 以上分
散した鋼とする冷間鍛造用鋼の製造方法である。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。まず、成分の限定理由について説明する。Ｃは鋼
に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１
０％未満では必要な引張強さを確保することができず、
０．４０％を超えると冷間鍛造性が低下し、冷間鍛造前
の焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を省略することができ
ない。また、部品の延性、靱性が劣化し、さらには遅れ
破壊特性も劣化する傾向があるので、０．１０〜０．４
０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．２０〜
０．３０％である。
する。まず、成分の限定理由について説明する。Ｃは鋼
に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１
０％未満では必要な引張強さを確保することができず、
０．４０％を超えると冷間鍛造性が低下し、冷間鍛造前
の焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を省略することができ
ない。また、部品の延性、靱性が劣化し、さらには遅れ
破壊特性も劣化する傾向があるので、０．１０〜０．４
０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．２０〜
０．３０％である。
【００１６】Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗
を向上するのに有効な元素であるが、０．１５％を超え
ると靱性、延性が劣化し、硬さの上昇を招き冷間鍛造性
が劣化するので、０．１５％以下の範囲内にする必要が
ある。好適範囲は０．１０％以下である。
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗
を向上するのに有効な元素であるが、０．１５％を超え
ると靱性、延性が劣化し、硬さの上昇を招き冷間鍛造性
が劣化するので、０．１５％以下の範囲内にする必要が
ある。好適範囲は０．１０％以下である。
【００１７】Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素
であるが、０．３０％未満では効果は不十分であり、
１．００％を超えると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣
化するので、０．３０％〜１．００％の範囲にする必要
がある。好適範囲は０．４０〜０．７０％である。
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素
であるが、０．３０％未満では効果は不十分であり、
１．００％を超えると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣
化するので、０．３０％〜１．００％の範囲にする必要
がある。好適範囲は０．４０〜０．７０％である。
【００１８】Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靱性を
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させるこ
とによって遅れ破壊特性を劣化させるのでできるだけ低
減することが望ましい。したがって、その含有量を０．
０１５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０
１０％以下である。
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させるこ
とによって遅れ破壊特性を劣化させるのでできるだけ低
減することが望ましい。したがって、その含有量を０．
０１５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０
１０％以下である。
【００１９】Ｓは冷間鍛造時に割れを生じやすくする元
素であるため、冷間鍛造性が劣化する。また、Ｐと同様
に焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させること
によって遅れ破壊特性を劣化させるのでできるだけ低減
することが望ましい。したがって、その含有量を０．０
１５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１
０％以下である。
素であるため、冷間鍛造性が劣化する。また、Ｐと同様
に焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させること
によって遅れ破壊特性を劣化させるのでできるだけ低減
することが望ましい。したがって、その含有量を０．０
１５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１
０％以下である。
【００２０】Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与え、焼戻し
軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるとともに特に
熱処理肌における遅れ破壊特性を顕著に改善する元素で
ある。Ｃｒは熱処理時に生成されるスケールをＣｒの濃
化した緻密なスケールとし、耐食性を増すことでスケー
ルが腐食される過程で発生する水素量を低減させ、遅れ
破壊特性を向上する効果がある。引張強さ１３５０ＭＰ
ａ近傍に調質したときの遅れ破壊特性に及ぼすＣｒ量の
影響を図１に示す。
軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるとともに特に
熱処理肌における遅れ破壊特性を顕著に改善する元素で
ある。Ｃｒは熱処理時に生成されるスケールをＣｒの濃
化した緻密なスケールとし、耐食性を増すことでスケー
ルが腐食される過程で発生する水素量を低減させ、遅れ
破壊特性を向上する効果がある。引張強さ１３５０ＭＰ
ａ近傍に調質したときの遅れ破壊特性に及ぼすＣｒ量の
影響を図１に示す。
【００２１】図１は０．１Ｎ ＨＣｌ中での試験結果で
あるが、１％Ｈ2 ＳＯ4 中でもほぼ同様の傾向を示す。
図１から明らかなように、熱処理肌における遅れ破壊特
性にはＣｒ量の影響が大きく、０．５０％未満では充分
な遅れ破壊特性の向上効果を得ることができず、１．２
０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が
劣化するだけではなく、熱処理時に発生する表層の粒界
酸化の発生を助長し、遅れ破壊特性がかえって劣化す
る。この傾向は部品強度が高くなるほど顕著に現れる。
したがって、Ｃｒの添加量は、０．５０〜１．２０％の
範囲内にする必要がある。好適範囲は０．６０〜０．９
０％である。
あるが、１％Ｈ2 ＳＯ4 中でもほぼ同様の傾向を示す。
図１から明らかなように、熱処理肌における遅れ破壊特
性にはＣｒ量の影響が大きく、０．５０％未満では充分
な遅れ破壊特性の向上効果を得ることができず、１．２
０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が
劣化するだけではなく、熱処理時に発生する表層の粒界
酸化の発生を助長し、遅れ破壊特性がかえって劣化す
る。この傾向は部品強度が高くなるほど顕著に現れる。
したがって、Ｃｒの添加量は、０．５０〜１．２０％の
範囲内にする必要がある。好適範囲は０．６０〜０．９
０％である。
【００２２】Ｂは微量の添加で鋼に焼入れ性を与えるの
に有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効
果は不十分であり、０．００５０％を超えると効果は飽
和するので、０．０００３〜０．００５０％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３
０％である。
に有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効
果は不十分であり、０．００５０％を超えると効果は飽
和するので、０．０００３〜０．００５０％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３
０％である。
【００２３】ＮはＢと結び付いてＢＮを生成し、Ｂの持
つ焼入れ性向上効果を低下させるため、本発明のような
Ｂ添加鋼では有害である。また、鋼中のＴｉと結び付く
とピン止めにほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成
し、Ｔｉを含有する炭窒化物となりうるＴｉ量が減少
し、微細な析出物の量が減少するため、できるだけ低減
することが望ましい。したがって、その含有量をできる
だけ低く抑えることが結晶粒の粗大化抑制のポイントで
あり、また後述のようにＮ量が少なければＴｉの添加量
も少なくて済む。しかし実際の製造工程でＮを完全に除
くことは難しいため、その範囲を０．０１００％以下と
定めた。好適範囲は０．００５０％以下である。
つ焼入れ性向上効果を低下させるため、本発明のような
Ｂ添加鋼では有害である。また、鋼中のＴｉと結び付く
とピン止めにほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成
し、Ｔｉを含有する炭窒化物となりうるＴｉ量が減少
し、微細な析出物の量が減少するため、できるだけ低減
することが望ましい。したがって、その含有量をできる
だけ低く抑えることが結晶粒の粗大化抑制のポイントで
あり、また後述のようにＮ量が少なければＴｉの添加量
も少なくて済む。しかし実際の製造工程でＮを完全に除
くことは難しいため、その範囲を０．０１００％以下と
定めた。好適範囲は０．００５０％以下である。
【００２４】Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＴｉＣ、
Ｔｉ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の微細化、および結晶粒
の粗大化抑制に有効な元素である。また、Ｂとともに添
加した場合、鋼中の固溶ＮをＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）の形
で固定することによってＢＮの生成を抑制し、Ｂによる
焼入れ性向上効果を得るのに有効な元素であるが、０．
０２０％未満では効果は不十分であり、０．１００％を
超えるとその効果は飽和するのみならず硬さの上昇を招
き冷間鍛造性が劣化するので、０．０２０〜０．１００
％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２５〜
０．５０％である。もちろん、鋼中の固溶Ｎを全てＴｉ
Ｎの形で固定するためには、Ｎ量に応じてＴｉ量も増加
させる必要があるし、結晶粒界のピン止めに有効な微細
なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）を十分な量確保するためにも、
Ｎ量に応じてＴｉ量も増加させる必要がある。少なくと
も、３．４Ｎ％を超えるＴｉの添加が必要である。
Ｔｉ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の微細化、および結晶粒
の粗大化抑制に有効な元素である。また、Ｂとともに添
加した場合、鋼中の固溶ＮをＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）の形
で固定することによってＢＮの生成を抑制し、Ｂによる
焼入れ性向上効果を得るのに有効な元素であるが、０．
０２０％未満では効果は不十分であり、０．１００％を
超えるとその効果は飽和するのみならず硬さの上昇を招
き冷間鍛造性が劣化するので、０．０２０〜０．１００
％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２５〜
０．５０％である。もちろん、鋼中の固溶Ｎを全てＴｉ
Ｎの形で固定するためには、Ｎ量に応じてＴｉ量も増加
させる必要があるし、結晶粒界のピン止めに有効な微細
なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）を十分な量確保するためにも、
Ｎ量に応じてＴｉ量も増加させる必要がある。少なくと
も、３．４Ｎ％を超えるＴｉの添加が必要である。
【００２５】Ｎｂは鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＮｂＣ、
Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、結晶
粒の微細化、および結晶粒の粗大化抑制に有効な元素で
ある。ＮｂはＴｉとともに添加された場合、そのほとん
どが安定な（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、安定した
ピン止め効果を得ることができるが、０．００３％未満
では効果は不十分であり、０．１００％を超えるとその
効果は飽和するのみならず硬さの上昇を招き冷間鍛造性
が劣化するので、０．００３〜０．１００％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０３０％
である。
Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、結晶
粒の微細化、および結晶粒の粗大化抑制に有効な元素で
ある。ＮｂはＴｉとともに添加された場合、そのほとん
どが安定な（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、安定した
ピン止め効果を得ることができるが、０．００３％未満
では効果は不十分であり、０．１００％を超えるとその
効果は飽和するのみならず硬さの上昇を招き冷間鍛造性
が劣化するので、０．００３〜０．１００％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０３０％
である。
【００２６】Ｖは鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＶＣ、ＶＮ
を形成し、結晶粒の微細化に有効な元素であるが、０．
０５％未満では効果は不十分であり、０．３０％を超え
るとその効果は飽和するのみならず硬さの上昇を招き冷
間鍛造性が劣化するので、０．０５〜０．３０％の範囲
内にする必要がある。好適範囲は０．１０〜０．２０％
である。
を形成し、結晶粒の微細化に有効な元素であるが、０．
０５％未満では効果は不十分であり、０．３０％を超え
るとその効果は飽和するのみならず硬さの上昇を招き冷
間鍛造性が劣化するので、０．０５〜０．３０％の範囲
内にする必要がある。好適範囲は０．１０〜０．２０％
である。
【００２７】Ｚｒは鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＺｒＣ、
ＺｒＮを形成し、結晶粒の微細化に有効な元素である
が、０．００３％未満では効果は不十分であり、０．１
００％を超えるとその効果は飽和するのみならず硬さの
上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．００３〜
０．１００％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．００５〜０．０３０％である。
ＺｒＮを形成し、結晶粒の微細化に有効な元素である
が、０．００３％未満では効果は不十分であり、０．１
００％を超えるとその効果は飽和するのみならず硬さの
上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．００３〜
０．１００％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．００５〜０．０３０％である。
【００２８】なお、Ｖ，Ｚｒは本発明において必須の元
素ではないが、結晶粒の微細化の目的のため必要に応じ
添加することができる。
素ではないが、結晶粒の微細化の目的のため必要に応じ
添加することができる。
【００２９】本発明はＡｌ添加量を規定していないが、
鋼の脱酸に有効な元素であるため、通常脱酸に使用され
るＡｌ量を含有してもよい。通常のＡｌ含有量は０．０
１０〜０．０５０％程度である。但し、Ａｌに代わる元
素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ等）を脱酸剤として用いる
場合は必ずしもＡｌを添加しなくとも良い。
鋼の脱酸に有効な元素であるため、通常脱酸に使用され
るＡｌ量を含有してもよい。通常のＡｌ含有量は０．０
１０〜０．０５０％程度である。但し、Ａｌに代わる元
素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ等）を脱酸剤として用いる
場合は必ずしもＡｌを添加しなくとも良い。
【００３０】次にマトリックス中のＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ
Ｎ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）
の分散状態について説明する。結晶粒の粗大化を抑制す
るには結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微細に分散
させることが有効であり、粒子の直径が小さいほど、ま
た量が多いほどピン止め粒子の数が増加するため好まし
い。微細ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）と結晶粒粗大化温度との
関係を図２に示す。なお、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）についても同様の効果があり、図２
の関係に従う。
Ｎ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）
の分散状態について説明する。結晶粒の粗大化を抑制す
るには結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微細に分散
させることが有効であり、粒子の直径が小さいほど、ま
た量が多いほどピン止め粒子の数が増加するため好まし
い。微細ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）と結晶粒粗大化温度との
関係を図２に示す。なお、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）についても同様の効果があり、図２
の関係に従う。
【００３１】図２から明らかなように、結晶粒粗大化特
性と微細な析出粒子数には極めて密接な関連があり、マ
トリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ
Ｎ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）
のうち１種以上の粒子の総個数を２０個／１００μｍ2
以上分散させると実用上の焼入れ加熱、あるいは浸炭加
熱温度域において結晶粒の粗大化が生じず、優れた結晶
粒粗大化防止特性が得られるため、マトリックス中に直
径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎ
ｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の
粒子の総個数が２０個／１００μｍ2 以上分散している
ことが必要である。
性と微細な析出粒子数には極めて密接な関連があり、マ
トリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ
Ｎ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）
のうち１種以上の粒子の総個数を２０個／１００μｍ2
以上分散させると実用上の焼入れ加熱、あるいは浸炭加
熱温度域において結晶粒の粗大化が生じず、優れた結晶
粒粗大化防止特性が得られるため、マトリックス中に直
径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎ
ｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の
粒子の総個数が２０個／１００μｍ2 以上分散している
ことが必要である。
【００３２】次に製造条件について説明する。上記の本
発明成分からなる鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法に
よって溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じ
て分塊圧延工程を経て圧延素材とする。なお、分塊圧延
工程の前に鋳片を１２００〜１３５０℃程度の温度に数
時間保定する均熱拡散処理を行うと、Ｐ等の不純物元素
の偏析が軽減され、実部品での遅れ破壊特性が更に向上
するだけでなく、鋳造工程で析出する粗大な析出物が一
旦溶体化でき、次工程で析出物のマトリックスへの固溶
が容易になるため、この処理を行うとさらに特性が得ら
れる。
発明成分からなる鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法に
よって溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じ
て分塊圧延工程を経て圧延素材とする。なお、分塊圧延
工程の前に鋳片を１２００〜１３５０℃程度の温度に数
時間保定する均熱拡散処理を行うと、Ｐ等の不純物元素
の偏析が軽減され、実部品での遅れ破壊特性が更に向上
するだけでなく、鋳造工程で析出する粗大な析出物が一
旦溶体化でき、次工程で析出物のマトリックスへの固溶
が容易になるため、この処理を行うとさらに特性が得ら
れる。
【００３３】次に、圧延素材を１０５０℃以上の温度で
加熱する。加熱条件は、１０５０℃未満ではＴｉＣ、Ｔ
ｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）
（ＣＮ）を一旦マトリックス中に固溶させることができ
ず、熱間圧延後にＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の粒
子を微細析出した鋼とすることができない。また固溶さ
せることができなかった粗大なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、
ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）は、多
量に存在すると部品の延性を劣化させ、遅れ破壊特性に
も悪影響を及ぼす。更に、粗大な析出物が多く残存して
いると圧延後の冷却時に析出核として働き、さらに粗大
に成長するため、ピン止め粒子をマトリックス中に微細
に分散させることが困難になる。従って、加熱温度はで
きるだけ高温にすることが望ましい。好適範囲は１１５
０℃以上である。
加熱する。加熱条件は、１０５０℃未満ではＴｉＣ、Ｔ
ｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）
（ＣＮ）を一旦マトリックス中に固溶させることができ
ず、熱間圧延後にＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の粒
子を微細析出した鋼とすることができない。また固溶さ
せることができなかった粗大なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、
ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）は、多
量に存在すると部品の延性を劣化させ、遅れ破壊特性に
も悪影響を及ぼす。更に、粗大な析出物が多く残存して
いると圧延後の冷却時に析出核として働き、さらに粗大
に成長するため、ピン止め粒子をマトリックス中に微細
に分散させることが困難になる。従って、加熱温度はで
きるだけ高温にすることが望ましい。好適範囲は１１５
０℃以上である。
【００３４】次に、１０５０℃以上に加熱した圧延素材
を線材または棒鋼形状に熱間圧延した後、６００℃以下
の温度まで冷却するに際して２℃／ｓ以下の冷却速度で
徐冷する。冷却条件は、２℃／ｓを超えるとＴｉＣ、Ｔ
ｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）
（ＣＮ）の析出温度域を短時間しか通過させることがで
きず、析出量が不十分となり、ピン止め粒子として有効
なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を多量・微細析出した鋼とすること
ができない。また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが
上昇し、冷間鍛造性が劣化するため、冷却速度はできる
だけ小さくするのが望ましい。好適範囲は１℃／ｓ以下
である。なお、熱間圧延後にさらに低い温度域（５００
℃以下）まで２℃／ｓの冷却速度で徐冷するのが好まし
い。低い温度域まで徐冷すると圧延材がさらに軟質化
し、冷間鍛造性が向上する。
を線材または棒鋼形状に熱間圧延した後、６００℃以下
の温度まで冷却するに際して２℃／ｓ以下の冷却速度で
徐冷する。冷却条件は、２℃／ｓを超えるとＴｉＣ、Ｔ
ｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）
（ＣＮ）の析出温度域を短時間しか通過させることがで
きず、析出量が不十分となり、ピン止め粒子として有効
なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を多量・微細析出した鋼とすること
ができない。また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが
上昇し、冷間鍛造性が劣化するため、冷却速度はできる
だけ小さくするのが望ましい。好適範囲は１℃／ｓ以下
である。なお、熱間圧延後にさらに低い温度域（５００
℃以下）まで２℃／ｓの冷却速度で徐冷するのが好まし
い。低い温度域まで徐冷すると圧延材がさらに軟質化
し、冷間鍛造性が向上する。
【００３５】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、
必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１
６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて圧延素材を１０５
０℃以上の温度で加熱し、直径５〜５０ｍｍの棒鋼、線
材に熱間圧延した。一部は比較のために加熱温度を１０
５０℃以下とした。次に、圧延ラインの後方に設けた保
温カバーを使用し、徐冷を行った。一部は比較のために
徐冷を行わなかった。
る。表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、
必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１
６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて圧延素材を１０５
０℃以上の温度で加熱し、直径５〜５０ｍｍの棒鋼、線
材に熱間圧延した。一部は比較のために加熱温度を１０
５０℃以下とした。次に、圧延ラインの後方に設けた保
温カバーを使用し、徐冷を行った。一部は比較のために
徐冷を行わなかった。
【００３６】
【表１】
【００３７】ピン止め粒子として有効なＴｉＣ、Ｔｉ
（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ
Ｎ）の分散状態は、棒鋼、線材のマトリックス中に存在
する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電
子顕微鏡で観察することによって測定した。観察方法は
１５０００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径
０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）の総数を数え、１０
０μｍ2 あたりの数に換算した。
（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ
Ｎ）の分散状態は、棒鋼、線材のマトリックス中に存在
する析出物を抽出レプリカ法によって採取し、透過型電
子顕微鏡で観察することによって測定した。観察方法は
１５０００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径
０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）の総数を数え、１０
０μｍ2 あたりの数に換算した。
【００３８】上記の工程で製造した線材または棒鋼の結
晶粒粗大化温度を測定した。圧延材に減面率７０％の冷
間引き抜き加工を行った後、８４０〜１２００℃に３０
分間加熱−水焼入れした。その後、切断面に研磨−腐食
を行い、旧オーステナイト粒径を観察して粗粒発生温度
（結晶粒粗大化温度）を求めた。
晶粒粗大化温度を測定した。圧延材に減面率７０％の冷
間引き抜き加工を行った後、８４０〜１２００℃に３０
分間加熱−水焼入れした。その後、切断面に研磨−腐食
を行い、旧オーステナイト粒径を観察して粗粒発生温度
（結晶粒粗大化温度）を求めた。
【００３９】ボルト等の実部品の焼入れ工程ではＡc3〜
９００℃の温度域で行われることが多いため、粗粒発生
温度が９００℃未満のものは結晶粒粗大化特性に劣ると
判定した。なお、旧オーステナイト粒度の測定はＪＩＳ
Ｇ ０５５１に準じて行い、４００倍で１０視野程度
観察し、粒度番号５番以下の粗粒が１つでも存在すれば
粗粒発生と判定した。
９００℃の温度域で行われることが多いため、粗粒発生
温度が９００℃未満のものは結晶粒粗大化特性に劣ると
判定した。なお、旧オーステナイト粒度の測定はＪＩＳ
Ｇ ０５５１に準じて行い、４００倍で１０視野程度
観察し、粒度番号５番以下の粗粒が１つでも存在すれば
粗粒発生と判定した。
【００４０】次にこれらの材料の遅れ破壊特性を調査す
るため、７０％の冷間引き抜き加工を行った材料を環状
Ｖノッチ付きの遅れ破壊試験片に加工した。その後９０
０℃×３０分−焼入れ、その後焼戻しを行い、引張強さ
１３５０ＭＰａ級に調質し、実部品の表面肌に近い、熱
処理肌の遅れ破壊試験片を製作した。この遅れ破壊試験
片を０．１Ｎ ＨＣｌ中に浸漬し、負荷応力を変化させ
て破断までの時間を測定した。試験時間は最大２００時
間とし、２００時間破断しない最大の負荷応力を測定し
た。２００時間破断しない最大の負荷応力を大気中での
破断応力で割った値を「遅れ破壊強度比」と定義し、遅
れ破壊特性の指標とした。
るため、７０％の冷間引き抜き加工を行った材料を環状
Ｖノッチ付きの遅れ破壊試験片に加工した。その後９０
０℃×３０分−焼入れ、その後焼戻しを行い、引張強さ
１３５０ＭＰａ級に調質し、実部品の表面肌に近い、熱
処理肌の遅れ破壊試験片を製作した。この遅れ破壊試験
片を０．１Ｎ ＨＣｌ中に浸漬し、負荷応力を変化させ
て破断までの時間を測定した。試験時間は最大２００時
間とし、２００時間破断しない最大の負荷応力を測定し
た。２００時間破断しない最大の負荷応力を大気中での
破断応力で割った値を「遅れ破壊強度比」と定義し、遅
れ破壊特性の指標とした。
【００４１】現在、引張強さが１０００〜１４００ＭＰ
ａ級の部品に多く使われているＳＣＭ４３５の遅れ破壊
強度比が０．５程度であることから、遅れ破壊強度比が
０．５未満のものは遅れ破壊特性に劣ると判断した。他
方で、遅れ破壊試験に供した試験片の結晶粒度を調査し
た。整粒の場合はマトリックスの平均粒度を測定し、混
粒の場合、あるいは粗大粒がある場合は観察視野中の最
大粒の粒度番号も測定した。なお、旧オーステナイト粒
度の測定は上記の結晶粒粗大化温度の調査と同じ方法で
行った。
ａ級の部品に多く使われているＳＣＭ４３５の遅れ破壊
強度比が０．５程度であることから、遅れ破壊強度比が
０．５未満のものは遅れ破壊特性に劣ると判断した。他
方で、遅れ破壊試験に供した試験片の結晶粒度を調査し
た。整粒の場合はマトリックスの平均粒度を測定し、混
粒の場合、あるいは粗大粒がある場合は観察視野中の最
大粒の粒度番号も測定した。なお、旧オーステナイト粒
度の測定は上記の結晶粒粗大化温度の調査と同じ方法で
行った。
【００４２】
【表２】
【００４３】これらの各種試験結果を表２、表３、表４
に示す。表２の記号Ｎ、記号ＯはＴｉまたはＮ量が本発
明の範囲から外れているため、微細ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ
Ｎ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）
の析出数が不足し、結晶粒粗大化特性が劣化している。
記号Ｖ、記号Ｘ、記号Ｙは圧延加熱温度が低いためＴｉ
Ｃ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔ
ｉ）（ＣＮ）を一旦マトリックス中に固溶させることが
できず、熱間圧延後の冷却時に析出物を微細析出した鋼
とすることができないため、結晶粒粗大化特性が劣化し
ている。
に示す。表２の記号Ｎ、記号ＯはＴｉまたはＮ量が本発
明の範囲から外れているため、微細ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ
Ｎ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）
の析出数が不足し、結晶粒粗大化特性が劣化している。
記号Ｖ、記号Ｘ、記号Ｙは圧延加熱温度が低いためＴｉ
Ｃ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔ
ｉ）（ＣＮ）を一旦マトリックス中に固溶させることが
できず、熱間圧延後の冷却時に析出物を微細析出した鋼
とすることができないため、結晶粒粗大化特性が劣化し
ている。
【００４４】また、記号Ｗ、記号Ｚは圧延後の冷却速度
が大きすぎるため、微細析出物の析出量が不十分とな
り、結晶粒粗大化特性が劣化している。
が大きすぎるため、微細析出物の析出量が不十分とな
り、結晶粒粗大化特性が劣化している。
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】表３は表２の圧延材を１３５０ＭＰａ程度
に、表４は１２００ＭＰａ程度に調質したときの遅れ破
壊特性を示したものである。表３の記号Ｐ、記号Ｑ、記
号ＴはＣｒ添加量が本発明の範囲から外れているため、
遅れ破壊特性が劣化している。記号Ｒ、記号ＳはＰ量ま
たはＳ量が本発明の範囲から外れているため、遅れ破壊
特性が劣化している。なお、結晶粒粗大化特性に劣るも
の（記号Ｎ、Ｏ、Ｖ、Ｗ、Ｘ、Ｙ、Ｚ）は遅れ破壊試験
片に粗大粒が発生しているため、遅れ破壊特性も劣化し
ている。表４は引張強さが１２００ＭＰａ程度であるた
め、表３よりも遅れ破壊特性が向上している。なお、表
１の成分番号２１、表２、表３の記号Ｕは現在多く使用
されている焼鈍を省略できない合金鋼の例である。これ
らの表から明らかなように、本発明で規定する条件を全
て満たすものは比較例に比べて結晶粒粗大化防止特性お
よび耐遅れ破壊特性ともに優れた特性を示している。
に、表４は１２００ＭＰａ程度に調質したときの遅れ破
壊特性を示したものである。表３の記号Ｐ、記号Ｑ、記
号ＴはＣｒ添加量が本発明の範囲から外れているため、
遅れ破壊特性が劣化している。記号Ｒ、記号ＳはＰ量ま
たはＳ量が本発明の範囲から外れているため、遅れ破壊
特性が劣化している。なお、結晶粒粗大化特性に劣るも
の（記号Ｎ、Ｏ、Ｖ、Ｗ、Ｘ、Ｙ、Ｚ）は遅れ破壊試験
片に粗大粒が発生しているため、遅れ破壊特性も劣化し
ている。表４は引張強さが１２００ＭＰａ程度であるた
め、表３よりも遅れ破壊特性が向上している。なお、表
１の成分番号２１、表２、表３の記号Ｕは現在多く使用
されている焼鈍を省略できない合金鋼の例である。これ
らの表から明らかなように、本発明で規定する条件を全
て満たすものは比較例に比べて結晶粒粗大化防止特性お
よび耐遅れ破壊特性ともに優れた特性を示している。
【００４８】
【発明の効果】本発明の冷間鍛造用鋼およびその製造方
法を用いれば、冷間鍛造前の焼鈍を省略でき、かつ熱処
理時の結晶粒粗大化による焼入れ歪みによる寸法精度の
劣化、衝撃値、疲労強度の低下が従来より少なく、しか
も熱処理肌で使用される実部品での遅れ破壊特性に特に
優れたボルト、ギア部品、シャフト等の素材を提供する
ことができる。
法を用いれば、冷間鍛造前の焼鈍を省略でき、かつ熱処
理時の結晶粒粗大化による焼入れ歪みによる寸法精度の
劣化、衝撃値、疲労強度の低下が従来より少なく、しか
も熱処理肌で使用される実部品での遅れ破壊特性に特に
優れたボルト、ギア部品、シャフト等の素材を提供する
ことができる。
【図１】熱処理肌での遅れ破壊特性に及ぼすＣｒ量の影
響について解析した一例を示す図
響について解析した一例を示す図
【図２】焼入れ加熱前の鋼のマトリックス中の微細Ｔｉ
Ｃ、Ｔｉ（ＣＮ）の総個数と結晶粗大化温度の関係につ
いて解析した一例を示す図
Ｃ、Ｔｉ（ＣＮ）の総個数と結晶粗大化温度の関係につ
いて解析した一例を示す図
フロントページの続き
(72)発明者 蟹澤 秀雄
北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株
式会社 室蘭製鐵所内
(72)発明者 村上 敦
埼玉県和光市中央一丁目４番１号 株式
会社本田技術研究所内
(72)発明者 石田 正雄
埼玉県和光市中央一丁目４番１号 株式
会社本田技術研究所内
(56)参考文献 特開 平10−130777（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−36940（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−268320（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−295979（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−86149（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−59745（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−291360（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−60245（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 8/00
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１０〜０．４０％、 Ｓｉ：０．１５％以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．００％、 Ｃｒ：０．５０〜１．２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％ を含有し、 Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｎ ：０．０１００％以下（０％を含む）、 に各々制限し、残部はＦｅ、および不可避的不純物より
なり、かつ鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下の
ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）のうち１種または２種の粒子の総
個数を２０個／１００μｍ2 以上有することを特徴とす
る結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間
鍛造用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．１０〜０．４０％、 Ｓｉ：０．１５％以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．００％、 Ｃｒ：０．５０％〜１．２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％ を含有し、さらに Ｎｂ：０．００３〜０．１００％、 を含有し、 Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｎ ：０．０１００％以下（０％を含む） に各々制限し、残部はＦｅ、および不可避的不純物より
なり、かつ鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下の
ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の粒子の総個数を２
０個／１００μｍ2以上有することを特徴とする結晶粒
粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用
鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２の鋼成分に加えて、 Ｖ ：０．０５〜０．３０％、 Ｚｒ：０．００３〜０．１００％ のうち１種または２種を含有し、残部はＦｅ、および不
可避的不純物よりなり、かつ鋼のマトリックス中に直径
０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ
（ＣＮ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の粒
子の総個数を２０個／１００μｍ2 以上有することを特
徴とする結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れ
た冷間鍛造用鋼。 - 【請求項４】 請求項１または２または３の鋼成分を１
０５０℃以上に加熱して線材または棒鋼に熱間圧延した
後、６００℃以下の温度まで冷却するに際して、２℃／
ｓ以下の冷却速度で徐冷し、マトリックス中に直径０．
２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）のうち１種以上の粒子の
総個数を２０個／１００μｍ2 以上分散した鋼とするこ
とを特徴とする結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性
に優れた冷間鍛造用鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15367498A JP3490293B2 (ja) | 1997-07-23 | 1998-05-20 | 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法 |
| US09/314,733 US6261388B1 (en) | 1998-05-20 | 1999-05-18 | Cold forging steel having improved resistance to grain coarsening and delayed fracture and process for producing same |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21125197 | 1997-07-23 | ||
| JP9-211251 | 1997-07-23 | ||
| JP15367498A JP3490293B2 (ja) | 1997-07-23 | 1998-05-20 | 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1192868A JPH1192868A (ja) | 1999-04-06 |
| JP3490293B2 true JP3490293B2 (ja) | 2004-01-26 |
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ID=26482226
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15367498A Expired - Fee Related JP3490293B2 (ja) | 1997-07-23 | 1998-05-20 | 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3490293B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013145868A1 (ja) | 2012-03-26 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
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| JP6182489B2 (ja) * | 2014-03-27 | 2017-08-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼 |
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| JP6601284B2 (ja) * | 2016-03-11 | 2019-11-06 | 日本製鉄株式会社 | 高強度ボルト |
| EP3483293A4 (en) * | 2016-07-05 | 2019-12-04 | Nippon Steel Corporation | WIRE ROD |
| CN113667906B (zh) * | 2021-07-22 | 2023-01-31 | 河钢股份有限公司 | 一种直条耐候高强度螺栓用精品钢及其生产方法 |
-
1998
- 1998-05-20 JP JP15367498A patent/JP3490293B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013145868A1 (ja) | 2012-03-26 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| US9845519B2 (en) | 2012-03-26 | 2017-12-19 | Kobe Steel, Ltd. | Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance |
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| JPH1192868A (ja) | 1999-04-06 |
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