JPH0696742B2

JPH0696742B2 - 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH0696742B2
Application number: JP62271667A
Authority: JP
Inventors: 和明松本; 伸一鈴木; 寿俊田川
Original assignee: 日本鋼管株式会社
Priority date: 1987-10-29
Filing date: 1987-10-29
Publication date: 1994-11-30
Anticipated expiration: 2009-11-30
Also published as: DE3869320D1; DE3871327D1; EP0314144B1; EP0314144A1; EP0314145A1; US4952250A; US4936926A; EP0314145B1; JPH01116032A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は、自動車部品あるいは機械部品の製造におい
て、熱間鍛造あるいは熱間圧延在後に直接焼入れのまま
で、高強度・高靱性の得られる非調質鋼の製造方法に関
する。

［従来の技術］従来、自動車部品等の機械部品は、棒鋼から熱間鍛造に
より成形され、その後、焼入れ、焼戻し（調質）処理さ
れ切削加工して製造されるものが多い。

このような製造方法において、省エネルギー、コスト低
減を目的として熱処理を省略し、Ｖ、Ti等の微量元素を
活用したフェライト＋パーライト系の非調質鋼や、Cr、
Mnあるいは活用したベイナイト系の非調質鋼が開発され
ている。

フェライト＋パーライト系の非調質鋼については、特開
昭59−100256号公報に記載されている。

ベイナイト系の非調質鋼については、特開昭61−19761
号公報、特開昭60−103161号公報、特開昭61−139646号
公報に記載されている。

即ち、特開昭59−100256号公報には、C:0.02〜0.40％、
V:0.01〜0.20％、N:0.0020〜0.025％、Ti:0.2≦Ti/N≦
2.5からなる熱間鍛造用非調質鋼が開示されている。

特開昭61−19761号公報には、 C:0.05〜0.18％、Cr＋Mn:1.60〜4.20％からなる鋼を熱
間鍛造後放冷却のままで高靱性の得られる熱間鍛造用棒
鋼が開示されている。

特開昭60−103161号公報には、 C:0.05〜0.15％、Mn:0.60〜3.00％、Cr＋Mn:2.20〜5.90
％からなる鋼を熱間鍛造用放冷のままで高靱性の得られ
る熱間鍛造用棒鋼が開示されている。

特開昭61−139646号公報には、 C:0.06〜0.15％、Mn:0.50〜2.00％、Cr＋Mn:2.20〜4.00
％、Ti:0.010〜0.030％からなる鋼を熱間鍛造後湯冷却
することによって、高い靱性の得られる熱間鍛造用非調
質棒鋼が開示されている。

更に、特公昭61−32371号公報では C:0.01〜0.2％、Si:0.1〜0.8％、Mn:0.5〜2.5％からな
る鋼をオーステナイト状態から60℃以上の温水中で冷却
することからなる低炭素ベイナイト強靱鋼の製造法が開
示されている。

［発明が解決しようとする問題点］特開昭59−100256号公報に記載されたものでは、Ｃ量が
0.02〜0.40％と高いために高靱性化には限界があった。

特開昭61−19761号公報、特開昭60−103161号公報、特
開昭61−139646号公報に記載されているものは、高強度
が得られ易い利点があるものの、靱性面ではTiNを活用
したフェライト＋パーライト系と同等かそれ以下のレベ
ルに留まるものであった。

また、特開昭61−139646号公報に記載されているもの
は、Ｃ量が0.06〜0.15％であり、靱性面でやや劣る欠点
がある。

また、特公昭61−32371号公報では、焼戻し処理は省略
できるものの、焼入れ時には再加熱が必要であり、いわ
ゆる直接焼入れでないため焼入れ性が劣り、強度・靱性
の点においても、製造工程上あるいは製造コスト上も、
改善の余地がある技術である。

以上述べたように、従来の非調質鋼あるいは低Ｃ鋼で
は、若干の靱性改善は認められるものの、充分な靱性が
安価に得られるとはいえない。

高靱性が要求される部品にたいしては適用されるまでに
至っていない。

本発明は、以上のような問題点を解消し、高強度・高靱
性が得られる非調質鋼の製造方法を提供するものであ
る。

［問題点を解決するための手段］第１の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、重量％でC:0.02〜0.05％、Si:0.10〜1.00％、Mn:1.
00〜3.50％、Cr＋Mn:2.50〜6.0％、V:0.02〜0.20％、A
l:0.01〜0.05％、N:0.0060％以下を含み、残部は実質的
にFeからなる鋼を熱間加工後にオーステナイトの状態か
ら、2.0〜100℃/secの冷却速度にて少なくとも300℃ま
で冷却することを特徴とするものである。

第２の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、第１の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ti:0.0
05〜0.030％、B:0.0003〜0.0030％を含む鋼を、第１の
発明と同様に処理することを特徴とするものである。

第３の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、第２の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ni:1.0
％以下、Cu:1.0％以下、Mo:0.5％以下、Nb:0.05％以下
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
る鋼を第１の発明と同様に処理することを特徴とするも
のである。

第４の発明に係る高強度・高靱性非調質鋼の製造方法
は、第１の発明に係る鋼の成分に成分に加えて、Ni:1.0
％以下、Cu:1.0％以下、Mo:0.5％以下、Nb:0.05％以下
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
る鋼を第１の発明と同様に処理することを特徴とするも
のである。

［作用］本発明において、鋼の化学成分（％）を限定した理由に
ついて、以下に述べる。

（１）ＣＣは強度・靱性に大きな影響を及ぼす元素であり、0.02
％未満では充分な強度が得られないために、0.02％以上
とした。また、0.05％を超えると高靱性が得られないた
め、0.05％以下とした。

従って、Ｃ含有量は0.02〜0.05％の範囲とした。

（２）Si Siは、脱酸に必要な元素であり、同時に強化元素でもあ
る。0.10％未満では脱酸効果が得られないため、0.01％
以上とした。また、1.00％を超すと靱性に悪影響がある
ので1.00％とした。

従って、Si含有量は0.10〜1.00％の範囲とした。

（３）Mn MnはＣと同様、強度・靱性に大きな影響を与える元素で
ある。本発明では靱性を向上させるため特にＣ量を0.02
〜0.05と低減しており、Mn量が1.00％未満では充分な強
度が得られないため1.00％以上とした。

また、3.50％を超すと靱性に悪影響があるので3.50％以
下とした。従って、Mn含有量は1.00〜3.50％の範囲とし
た。

（４）Cr＋Mn Crは、Mn、Ｃと同様、強度・靱性を確保するのに重要な
元素である。本発明では靱性を向上させるために、特に
Ｃ量を0.02〜0.05％と低減しており、Cr＋Mn量が2.50％
を下回ると強度が不足するので、2.50％以上とした。

また、6.0％を超すと靱性に悪影響があるとともに、コ
スト面で不利となるので、6.0％以下とした。

従って、Cr＋Mn含有量は、2.50〜6.0％の範囲とした。

（５）ＶＶは、強力な強化元素であり、高強度を得る為に重要な
元素である。0.02％未満では充分な強度が得られないた
め、0.02％以上とした。

また、0.20％を超えると靱性に悪影響があるので、0.20
％以下とした。

従って、Ｖ含有量は0.02〜0.20％の範囲とした。

（６）Al Alは強力な脱酸効果を持つため添加する。0.01％未満で
は脱酸効果が認められなくなるので、0.01％以上とし
た。また、0.05％を超えて添加しても効果が飽和するの
で、0.05％以下とした。Al含有量は0.01〜0.05％の範囲
が好ましい。

（７）ＮＮは0.0060％を超すと靱性が低下するのでこれを上限と
した。この場合、必要に応じてTiを添加した場合には、
Ｎは0.0060％を超すとＮを固定させるために必要なTiの
量が多くなり、TiNの量が増える。この大量のTiNの存在
により、一層靱性が低下することになる。

本発明においては上記鋼の化学成分（％）に必要に応じ
てTi、Ｂを含有させ、又はさらにこれらにNi、Cu、Mo、
Nbよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
させることが出来る。

この場合のこれらの化学成分（％）の限定理由は次のよ
うである。

（８）Ti Tiは、鋼中のＮを固定しＢの持つ焼入れ性向上効果を確
保するために添加される。0.005％未満では、Ｎは固定
する効果が充分でないために、0.005％以上とした。

また、0.030％を超えて添加しても効果が飽和してしま
うこと、及び、過剰のTiNが生成することにより靱性を
損なうことがあるために、0.030％とした。

従って、Ti含有量は、0.005〜0.030％の範囲とした。

また、鋼中のＮをTiNとして固定するために、Ｎ量の3.4
倍のTi量を添加することが最も望ましい。

（９）ＢＢは焼入れ性を向上させるために添加する。0.0003％未
満では焼入れ性を向上させる効果が少ないため0.0003％
以上とした。

また、0.0030％を超えて添加しても、効果が飽和するの
で0.0030％以下とした。

従って、Ｂ含有量は0.0003〜0.0030％の範囲とした。

（10）Ni、Cu Ni、Cuは何れも高強度・高靱性を得るのに有効な元素で
あるが、経済的な面を考慮にいれて1.0％以下とした。

（11）Mo Moについても、強度・靱性を向上させるのに有効な元素
であるが、やはり経済的な面を考慮にいれて0.5％以下
とした。

（12）Nb Nbは強化元素であるが、0.05％を超えると、靱性を損な
うため、0.05％以下とした。

以上述べた元素のほかに、被削性を向上させるために、
0.07％までのＳ、あるいは0.4％までのPbを添加しても
有効である。

熱間加工の条件については、通常の加熱条件にて加熱
し、加工を実施した後、直接焼入れすれば良い。

しかし、オーステナイト状態から焼入れしないと充分に
焼が入らないため、オーステナイト状態から焼入れする
ことにした。

冷却条件については、2.0〜100℃/secとする。

2.0℃/sec以下では、焼きが充分に入らず、良好な強度
・靱性バランスが得られない。

100℃/secを超えると、工業的に実現が困難となる。

冷却温度範囲は、焼きを充分に入れるためには、少なく
とも300℃以下までとする。

300℃を超えた停止温度の場合には、良好な強度・靱性
バランスが得られない。

焼入れ後の焼戻し処理は不要であるが、材質の劣化を招
かない範囲で必要に応じて施してもよい。

本発明は前記のような構成によって、Ｃ、Mn、Crの成分
限定による作用効果と、これにＶを加え、更にはTi＋Ｂ
を加え、Ni、Cu、Mo、Nbの群から選ばれる少なくとも１
種の元素をくわえた付加効果と、そして熱間加工後のオ
ーステナストの状態から少なくとも300℃までの冷却温
度の限定により、焼入れ性を確保した作用との相乗効果
によって、高強度・高靱性の非調質鋼を得る。

［発明の実施例］（実施例１）第１表に示される鋼Ａ、Ｂを150kg真空溶解炉にて溶製
し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鍛造した。

この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステナイ
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。

試験結果を第２表に示す。

また、鋼Ａを使用した場合、引っ張り強度、シャルピー
衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第１図に示す。

第２表で、YSは降伏強度、TSは引っ張り強度、E1は伸
び、RAは断面減少率、uE_-40、uE_-25は−40℃、25℃にお
ける衝撃値である。

この結果、第２表および第１図から分かるように、冷却
速度の増加にともない、強度と靱性が共に向上し、冷却
速度を2.0℃/sec以上とすることで焼きの入った低炭素
ベイナイト組織が出現し、良好な強度・靱性バランスが
得られた。

即ち、引っ張り強度（TS）で84kgf/mm²以上、−40℃に
おけるシャルピー衝撃値（uE_-40）で15kgfm/cm²以上が
得られた。

冷却速度が2.0℃/secより遅いと引っ張り強度（TS）及
びシャルピー衝撃値（uE_-40）が低い。

冷却を500℃で停止した試験No.5では引っ張り強度（T
S）及びシャルピー衝撃値（uE_-40）が低い。

（実施例２）第３表に示される鋼Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇを150kg真空溶解炉
にて溶製し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鋳造し
た。

この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステナイ
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。試験結果を第４表に示
す。

また、鋼Ｄ、Ｅを使用した場合の引っ張り強度及びシャ
ルピー衝撃値に及ぼす冷却速度の関係を第２図に示す。

この結果、第４表及び第２図から分かるように、冷却速
度を2.0℃/sec以上とすることで、良好な強度・靱性バ
ランスが得られた。

即ち、引っ張り強度（TS）で85kgf/mm²以上、−40℃に
おけるシャルピー衝撃値（uE_-40）で10kgfm/cm²以上が
得られた。

冷却速度が20℃/secより遅いと引っ張り強度（TS）及び
シャルピー衝撃値（uE_-40）が低い。

冷却を400℃で停止した試験No.15ではシャルピー衝撃値
（uE_-40）が10kgfm/cm²未満と低い。

（実施例３）第５表に示される鋼Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎを150k
g真空溶解炉にて溶製し、鋳塊としたのち、直径90mmの
棒鋼に鋳造した。

この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステナイ
トの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片を採
取して機械的性質を調査した。試験結果を第６表に示
す。

引っ張り強度（TS）で90kgf/mm²以上、−40℃における
シャルピー衝撃値（uE_-40）で13kgfm/cm²以上が得られ
た。

（比較例）表７に示される鋼Ｏ、Ｐ、Ｓ、Ｔを150kg真空溶解炉に
て溶解し、鋳塊としたのち、直径90mmの棒鋼に鋳造し
た。この棒鋼を1250℃に加熱後、熱間鍛造し、オーステ
ナイトの状態から、直ちに各種の条件で冷却し、試験片
を採取して機械的性質を調査した。

試験結果を第８表に示す。

Ｃ量が高いために、引っ張り強度（TS）は90kgf/mm²以
上が得られたが、−40℃におけるシャルピー衝撃値（uE
_-40）で10kgfm/cm²未満しか得られなかった。

［発明の効果］以上のように、本発明によれば、Ｃ量を0.02〜0.05％に
低減した鋼を、熱間加工の後にオーステナイトの状態か
ら直接焼入れしたことで、優れた強度・靱性値が得ら
れ、自動車の足回り用の鋼性能の機械部品が安価に製造
可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る冷却速度と機械的性質との関係を
示す図であり、第２図は本発明に係る他の冷却速度と機
械的性質との関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でC:0.02〜0.05％、Si:0.10〜1.00
％、Mn:1.00〜3.50％、Cr＋Mn:2.50〜6.0％、V:0.02〜
0.20％、Al:0.01〜0.05、N:0.0060％以下を含み、残部
は実質的にFeからなる鋼を熱間加工後にオーステナイト
の状態から、2.0〜100℃/secの冷却速度にて、少なくと
も300℃まで冷却することを特徴とする高強度・高靱性
非調質鋼の製造方法。
【請求項２】重量％でC:0.02〜0.05％、Si:0.10〜1.00
％、Mn:1.00〜3.50％、Cr＋Mn:2.50〜6.0％、V:0.02〜
0.20％、Al:0.01〜0.05％、N:0.0060％以下、Ti:0.005
〜0.030％、B:0.0003〜0.0030％を含み、残部は実質的
にFeからなる鋼を、熱間加工後にオーステナイトの状態
から、2.0〜100℃/secの冷却速度にて、少なくとも300
℃まで冷却することを特徴とする高強度・高靱性非調質
鋼の製造方法。
【請求項３】重量％でC:0.02〜0.05％、Si:0.10〜1.00
％、Mn:1.00〜3.50％、Cr＋Mn:2.50〜6.0％、V:0.02〜
0.20％、Al:0.01〜0.05％、N:0.0060％以下、Ti:0.005
〜0.030％、B:0.0003〜0.0030％を含み、Ni:1.0％以
下、Cu:1.0％以下、Mo:0.5％以下、Nb:0.05％以下より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残
部は実質的にFeからなる鋼を、熱間加工後にオーステナ
イトの状態から、2.0〜100℃/secの冷却速度にて、少な
くとも300℃まで冷却することを特徴とする高強度・高
靱性非調質鋼の製造方法。
【請求項４】重量％でC:0.02〜0.05％、Si:0.10〜1.00
％、Mn:1.00〜3.50％、Cr＋Mn:2.50〜6.0％、V:0.02〜
0.20％、Al:0.01〜0.05％、N:0.0060％以下を含み、Ni:
1.0％以下、Cu:1.0％以下、Mo:0.5％以下、Nb:0.05％以
下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部は実質的にFeからなる鋼を、熱間加工後にオー
ステナイトの状態から、2.0〜100℃/secの冷却速度に
て、少なくとも300℃まで冷却することを特徴とする高
強度・高靱性非調質鋼の製造方法。