JPH07157824A - 降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法 - Google Patents
降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法Info
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- JPH07157824A JPH07157824A JP30665093A JP30665093A JPH07157824A JP H07157824 A JPH07157824 A JP H07157824A JP 30665093 A JP30665093 A JP 30665093A JP 30665093 A JP30665093 A JP 30665093A JP H07157824 A JPH07157824 A JP H07157824A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車などの機械構造用部品に使用される非
調質鋼を対象とし、従来の非調質鋼では実現が困難であ
った、高い降伏比、耐久比、靭性、切削性を有する亜熱
間鍛造非調質鋼の製造方法を提供する。 【構成】C:0.15〜0.5%、Si:0.005〜
2%、Mn:0.4〜2%、S:0.01〜0.1%、
Al:0.0005〜0.05%、Ti:0.003〜
0.05%、N:0.002〜0.02%、V:0.2
〜0.7%を含有し、さらに又は特定量のCrほかの1
種又は2種以上を含有した鋼に、鍛造仕上げ温度が75
0〜900℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態
が終了した後の金属組織の90%以上がフェライト+パ
ーライト組織であるようにし、これにさらに200〜7
00℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強
度、靭性及び疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼の製
造方法。
調質鋼を対象とし、従来の非調質鋼では実現が困難であ
った、高い降伏比、耐久比、靭性、切削性を有する亜熱
間鍛造非調質鋼の製造方法を提供する。 【構成】C:0.15〜0.5%、Si:0.005〜
2%、Mn:0.4〜2%、S:0.01〜0.1%、
Al:0.0005〜0.05%、Ti:0.003〜
0.05%、N:0.002〜0.02%、V:0.2
〜0.7%を含有し、さらに又は特定量のCrほかの1
種又は2種以上を含有した鋼に、鍛造仕上げ温度が75
0〜900℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態
が終了した後の金属組織の90%以上がフェライト+パ
ーライト組織であるようにし、これにさらに200〜7
00℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強
度、靭性及び疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼の製
造方法。
Description
【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部品の製造方法に関するも
のであり、さらに詳しくは、特定の鋼に亜熱間鍛造後に
時効処理を施すことによって、優れた引張強度、降伏強
度、靭性、疲労特性及び被削性および降伏強度を同時に
持たせることができる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法
に関するものである。
車用を始めとする機械構造用部品の製造方法に関するも
のであり、さらに詳しくは、特定の鋼に亜熱間鍛造後に
時効処理を施すことによって、優れた引張強度、降伏強
度、靭性、疲労特性及び被削性および降伏強度を同時に
持たせることができる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法
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部品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部品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62−205245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部品への適用に際して、
強度の増加に伴う切削性の劣化が大きな障害になってい
る。
るいは硬さ)と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62−205245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部品への適用に際して、
強度の増加に伴う切削性の劣化が大きな障害になってい
る。
【0004】機械部品では優れた被削性が必要である。
一方、機械部品としても最も重要な特性は疲労強度であ
る。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
ことによって切削性は極端に劣化し引張強度が120k
gf/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。そこで切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。
一方、機械部品としても最も重要な特性は疲労強度であ
る。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
ことによって切削性は極端に劣化し引張強度が120k
gf/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。そこで切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、切削性も極
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。またこの型の非調質鋼では降
伏強度が低いことが問題となり、局所的に大きな応力が
かかる部品では使用ができなかった。さらに、調質材に
比べて若干靭性が劣るため、より高い靭性が必要な場合
にも適用できなかった。
ず、耐久比はせいぜい0.55程度であり、切削性も極
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。またこの型の非調質鋼では降
伏強度が低いことが問題となり、局所的に大きな応力が
かかる部品では使用ができなかった。さらに、調質材に
比べて若干靭性が劣るため、より高い靭性が必要な場合
にも適用できなかった。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の熱間
鍛造型非調質鋼すなわち熱間鍛造後自然放冷の製造方法
では実現が困難であった、高い耐久比と切削性に加えさ
らに降伏強度、靭性を同時に有する亜熱間鍛造非調質鋼
材の製造方法を提供するものである。
鍛造型非調質鋼すなわち熱間鍛造後自然放冷の製造方法
では実現が困難であった、高い耐久比と切削性に加えさ
らに降伏強度、靭性を同時に有する亜熱間鍛造非調質鋼
材の製造方法を提供するものである。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明者らはまずパーラ
イト組織に着目しこれが金属組織中に適当量存在すると
切削性が極めて良くなることを見いだした。しかし一般
に、高温変態組織であるパーライト組織率が高くなると
降伏比、耐久比および靭性が劣化する。
イト組織に着目しこれが金属組織中に適当量存在すると
切削性が極めて良くなることを見いだした。しかし一般
に、高温変態組織であるパーライト組織率が高くなると
降伏比、耐久比および靭性が劣化する。
【0009】そこで切削性が極めて良くなるパーライト
混合組織鋼に対して降伏比、耐久比および靭性を高くす
る方策を検討した。その結果、CおよびV添加量を調整
した鋼組成とし、TiNおよびMnS−V(CN)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、鍛造仕上げ温度が750〜900℃の条
件で亜熱間鍛造を施し加工再結晶によりオーステナイト
結晶粒をさらに微細化する、冷却過程で上記のMnS
−V(CN)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
いで鍛造放冷後時効処理を施すことにより、フェライト
およびパーライト中のフェライト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、以上の温間加工と鍛造放
冷後時効処理を施すことにより、降伏強度が顕著に改善
され、同時に靭性も向上し、疲労強度および切削性も優
れていることを見いだした。
混合組織鋼に対して降伏比、耐久比および靭性を高くす
る方策を検討した。その結果、CおよびV添加量を調整
した鋼組成とし、TiNおよびMnS−V(CN)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、鍛造仕上げ温度が750〜900℃の条
件で亜熱間鍛造を施し加工再結晶によりオーステナイト
結晶粒をさらに微細化する、冷却過程で上記のMnS
−V(CN)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
いで鍛造放冷後時効処理を施すことにより、フェライト
およびパーライト中のフェライト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、以上の温間加工と鍛造放
冷後時効処理を施すことにより、降伏強度が顕著に改善
され、同時に靭性も向上し、疲労強度および切削性も優
れていることを見いだした。
【0010】本発明者らはこのような知見に基づいて、
パーライトを含有する亜熱間鍛造用鋼の化学成分および
金属組織の設計を行いさらにこの材料を亜熱間鍛造−時
効処理する条件を検討して本発明を発明するに至った。
パーライトを含有する亜熱間鍛造用鋼の化学成分および
金属組織の設計を行いさらにこの材料を亜熱間鍛造−時
効処理する条件を検討して本発明を発明するに至った。
【0011】すなわち本発明の第1発明は、重量比にし
てC:0.15〜0.50%、Si:0.005〜2.
00%、Mn:0.40〜2.00%、S:0.01〜
0.10%、Al:0.0005〜0.050%、T
i:0.003〜0.050%、N:0.0020〜
0.0200%、V:0.20〜0.70%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を、Ac
3点以上の温度に加熱して、鍛造仕上げ温度が750〜
900℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態が終
了した後の金属組織の90%以上がフェライト+パーラ
イト組織であるようにし、これにさらに200〜700
℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強度、
靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製
造方法であり、第2発明はフェライト+パーライト組織
率の調整のため第1発明の鋼成分にさらにCr:0.0
2〜1.50%、Mo:0.02〜1.00%、の1種
または2種を含有させたものであり、第3発明は結晶粒
微細化のため第1発明または第2発明の鋼成分にさらに
Nb:0.001〜0.20%を含有させたものであ
り、第4発明は切削性のさらなる向上のため第1〜3発
明の鋼成分にさらにPb:0.05〜0.30%、C
a:0.0005〜0.010%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:0.15〜0.50%、Si:0.005〜2.
00%、Mn:0.40〜2.00%、S:0.01〜
0.10%、Al:0.0005〜0.050%、T
i:0.003〜0.050%、N:0.0020〜
0.0200%、V:0.20〜0.70%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を、Ac
3点以上の温度に加熱して、鍛造仕上げ温度が750〜
900℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態が終
了した後の金属組織の90%以上がフェライト+パーラ
イト組織であるようにし、これにさらに200〜700
℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強度、
靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製
造方法であり、第2発明はフェライト+パーライト組織
率の調整のため第1発明の鋼成分にさらにCr:0.0
2〜1.50%、Mo:0.02〜1.00%、の1種
または2種を含有させたものであり、第3発明は結晶粒
微細化のため第1発明または第2発明の鋼成分にさらに
Nb:0.001〜0.20%を含有させたものであ
り、第4発明は切削性のさらなる向上のため第1〜3発
明の鋼成分にさらにPb:0.05〜0.30%、C
a:0.0005〜0.010%の内の1種または2種
以上を含有させたものである。
【0012】次に本発明の亜熱間鍛造部品の製造方法に
おける鋼材化学成分、亜熱間鍛造を施し冷却して変態し
た後の金属組織およびこの材料を亜熱間鍛造−時効処理
する条件の限定理由について以下に説明する。
おける鋼材化学成分、亜熱間鍛造を施し冷却して変態し
た後の金属組織およびこの材料を亜熱間鍛造−時効処理
する条件の限定理由について以下に説明する。
【0013】C:フェライト+パーライト組織率を制御
し、また時効処理中にVとの炭化物あるいは炭窒化物を
形成して、最終製品の引張強度、降伏強度、疲労強度を
増加させるのに重要な元素であり、0.15%未満では
その効果が小さく、逆に0.50%超過では硬さが高く
なりすぎて、靭性、切削性を阻害するので0.15〜
0.50%とする。
し、また時効処理中にVとの炭化物あるいは炭窒化物を
形成して、最終製品の引張強度、降伏強度、疲労強度を
増加させるのに重要な元素であり、0.15%未満では
その効果が小さく、逆に0.50%超過では硬さが高く
なりすぎて、靭性、切削性を阻害するので0.15〜
0.50%とする。
【0014】Si:脱酸およびベイナイトの析出を抑え
フェライト+パーライト組織率を調整する元素で、0.
005%未満ではその効果は小さく、2.00%超過で
は降伏比、靭性、耐久比、切削性のいずれも低下するの
で0.005〜2.00%とする。
フェライト+パーライト組織率を調整する元素で、0.
005%未満ではその効果は小さく、2.00%超過で
は降伏比、靭性、耐久比、切削性のいずれも低下するの
で0.005〜2.00%とする。
【0015】Mn:パーライト量の増加と変態温度の低
下をもたらすとともに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
ではベイナイトが発生して降伏比、耐久比、切削性のい
ずれも低下するので0.40〜2.00%とする。
下をもたらすとともに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
ではベイナイトが発生して降伏比、耐久比、切削性のい
ずれも低下するので0.40〜2.00%とする。
【0016】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、0.01%未満ではその効果が小さ
く、0.10%超過では、靭性、耐久比が低下するので
0.01〜0.10%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、0.01%未満ではその効果が小さ
く、0.10%超過では、靭性、耐久比が低下するので
0.01〜0.10%とする。
【0017】Al:脱酸効果をもつ元素で、0.000
5%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靭性、耐久比、切削性のいずれも低
下するので0.0005〜0.050%とする。
5%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靭性、耐久比、切削性のいずれも低
下するので0.0005〜0.050%とする。
【0018】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靭性、耐久
比、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靭性、耐久
比、切削性のいずれも低下するので0.003〜0.0
50%とする。
【0019】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
が小さく、0.0200%超過では靭性、耐久比、切削
性のいずれも低下するので、0.0020〜0.020
0%とするが、N過多では粗大窒化物の形成、マトリッ
クス硬化等の悪影響が大きく、0.0070%以下が望
ましい。
物を形成する元素で、0.0020%未満ではその効果
が小さく、0.0200%超過では靭性、耐久比、切削
性のいずれも低下するので、0.0020〜0.020
0%とするが、N過多では粗大窒化物の形成、マトリッ
クス硬化等の悪影響が大きく、0.0070%以下が望
ましい。
【0020】V:MnSおよびTiNと複合析出物を形
成するとともにパーライト中のフェライトを析出強化し
さらに時効処理により炭化物あるいは炭窒化物を形成す
る重要な元素で、0.20%未満ではその効果が小さ
く、0.70%超過では靭性、耐久比、切削性および降
伏比のいずれも低下するので、0.20〜0.70%と
する。
成するとともにパーライト中のフェライトを析出強化し
さらに時効処理により炭化物あるいは炭窒化物を形成す
る重要な元素で、0.20%未満ではその効果が小さ
く、0.70%超過では靭性、耐久比、切削性および降
伏比のいずれも低下するので、0.20〜0.70%と
する。
【0021】以上が本願第1発明の鋼の化学成分の限定
理由である。
理由である。
【0022】次に本願第2発明においては、フェライト
+パーライト組織率の調整のため第1発明鋼の鋼成分に
さらにCr,Moの1種または2種を含有させる。これ
らの化学成分の限定理由について以下に述べる。
+パーライト組織率の調整のため第1発明鋼の鋼成分に
さらにCr,Moの1種または2種を含有させる。これ
らの化学成分の限定理由について以下に述べる。
【0023】Cr:Mnとほぼ同様に、パーライト量の
増加と変態温度の低下をもたらす元素で、0.02%未
満ではその効果が小さく、1.50%超過ではベイナイ
トが発生して降伏比、耐久比、切削性のいずれも低下す
るので0.02〜1.50%とする。
増加と変態温度の低下をもたらす元素で、0.02%未
満ではその効果が小さく、1.50%超過ではベイナイ
トが発生して降伏比、耐久比、切削性のいずれも低下す
るので0.02〜1.50%とする。
【0024】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%超過ではベイナイトが発生して降伏比、耐久比、切
削性のいずれも低下するので0.02〜1.00%とす
る。
元素で、0.02%未満ではその効果が小さく、1.0
0%超過ではベイナイトが発生して降伏比、耐久比、切
削性のいずれも低下するので0.02〜1.00%とす
る。
【0025】本願第3発明においては、結晶粒微細化の
ため、第1発明または第2発明鋼の鋼成分にさらにNb
を含有させる。Nbの限定理由は次の通りである。
ため、第1発明または第2発明鋼の鋼成分にさらにNb
を含有させる。Nbの限定理由は次の通りである。
【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、
0.20%超過では靭性、耐久比、切削性のいずれも低
下するので、0.001〜0.20%とする。
つ元素で、0.001%未満ではその効果が小さく、
0.20%超過では靭性、耐久比、切削性のいずれも低
下するので、0.001〜0.20%とする。
【0027】本願第4発明においては、切削性のさらな
る向上のため、第1〜3発明鋼の鋼成分にさらにPb,
Caの1種または2種を含有させる。これらの化学成分
の限定理由について以下に述べる。
る向上のため、第1〜3発明鋼の鋼成分にさらにPb,
Caの1種または2種を含有させる。これらの化学成分
の限定理由について以下に述べる。
【0028】Pb:切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
その効果は飽和し靭性、耐久比が低下するので、0.0
5〜0.30%ととする。
05%未満ではその効果が小さく、0.30%超過では
その効果は飽和し靭性、耐久比が低下するので、0.0
5〜0.30%ととする。
【0029】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
0%超過ではその効果は飽和し靭性、耐久比が低下する
ので0.0005〜0.010%ととする。
で、0.0005%未満ではその効果が小さく0.01
0%超過ではその効果は飽和し靭性、耐久比が低下する
ので0.0005〜0.010%ととする。
【0030】これらの化学成分を有する鋼を亜熱間鍛造
するに当たって、その加熱温度はAc3点以上の温度と
し、オーステナイト単相領域で熱間加工を行うものとす
る。これはオーステナイト単相領域以外では鋼材の変形
抵抗が高くなり鍛造加工に用いる工具の寿命が極端に低
下すると共に変形能も低く鍛造割れ等の問題が生じるた
めである。
するに当たって、その加熱温度はAc3点以上の温度と
し、オーステナイト単相領域で熱間加工を行うものとす
る。これはオーステナイト単相領域以外では鋼材の変形
抵抗が高くなり鍛造加工に用いる工具の寿命が極端に低
下すると共に変形能も低く鍛造割れ等の問題が生じるた
めである。
【0031】次に、本発明において、鍛造仕上げ温度を
750〜900℃に限定した理由について述べる。ま
ず、鍛造仕上げ温度の下限を750℃以上としたのは、
これ750℃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、鍛造仕上げ温度の
上限を900℃以下としたのは、900℃超の鍛造仕上
げ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る。
750〜900℃に限定した理由について述べる。ま
ず、鍛造仕上げ温度の下限を750℃以上としたのは、
これ750℃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、鍛造仕上げ温度の
上限を900℃以下としたのは、900℃超の鍛造仕上
げ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る。
【0032】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、切削性の向
上および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の9
0%以上がフェライト+パーライト組織であることが必
要である。組織率で10%未満のベイナイト等の低温変
態組織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、切削性の向
上および疲労強度の向上を達成するため、金属組織の9
0%以上がフェライト+パーライト組織であることが必
要である。組織率で10%未満のベイナイト等の低温変
態組織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。
【0033】このようなフェライト+パーライト2相組
織を得ることができれば、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。
織を得ることができれば、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。
【0034】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降伏強度、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降伏強度、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。
【0035】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。
【0036】
【実施例】以下に挙げる各表において、区分の欄の括弧
を付けたNo.は本発明を満足する実施例であり、それ
以外は比較例である。
を付けたNo.は本発明を満足する実施例であり、それ
以外は比較例である。
【0037】a.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9
50℃加熱放冷で焼準した後、1050℃に加熱して仕
上げ温度850℃の条件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
JIS4号引張試験片、JIS3号衝撃試験片、JIS
1号回転曲げ試験片を採取し、引張試験、シャルピー衝
撃試験(20℃)および回転曲げ疲労試験を行った。さ
らに同材料より切削試験片を採取し、SKH9製10m
mφ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切削性を評価した。なお、切削速度
は50m/min、送り速度は0.35mm/rev、
切削油3L/minの条件とした。また時効処理前の材
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倍で観察した。
kgの鋼塊としこれから鍛造用材料を切り出し、一旦9
50℃加熱放冷で焼準した後、1050℃に加熱して仕
上げ温度850℃の条件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
JIS4号引張試験片、JIS3号衝撃試験片、JIS
1号回転曲げ試験片を採取し、引張試験、シャルピー衝
撃試験(20℃)および回転曲げ疲労試験を行った。さ
らに同材料より切削試験片を採取し、SKH9製10m
mφ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切削性を評価した。なお、切削速度
は50m/min、送り速度は0.35mm/rev、
切削油3L/minの条件とした。また時効処理前の材
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倍で観察した。
【0038】
【表1】
【0039】
【表2】
【0040】表2に各供試材のパーライト組織率および
性能評価結果を示す。
性能評価結果を示す。
【0041】まず、比較例として挙げた現行調質鋼であ
るNo.41の耐久比0.48、切削性1.00に対し
て、本発明例であるNo.(1)〜(19)はいずれも
耐久比は0.56以上であり、また切削性もNo.41
の2.7倍から4倍近くである。また、本発明例の降伏
比は0.73以上であり、現行調質鋼であるNo.41
の降伏比0.8に近いレベルが得られ、さらに本発明例
の20℃衝撃値も現行調質鋼と同等以上のレベルが得ら
れている。
るNo.41の耐久比0.48、切削性1.00に対し
て、本発明例であるNo.(1)〜(19)はいずれも
耐久比は0.56以上であり、また切削性もNo.41
の2.7倍から4倍近くである。また、本発明例の降伏
比は0.73以上であり、現行調質鋼であるNo.41
の降伏比0.8に近いレベルが得られ、さらに本発明例
の20℃衝撃値も現行調質鋼と同等以上のレベルが得ら
れている。
【0042】比較例のNo.20は、C量が低いため引
張強度が低く、降伏強度、疲労強度も低い。比較例のN
o.21は、C量が高すぎるためにベイナイトが発生
し、本発明のフェライト+パーライト組織率の条件が満
足できず、引張強度は高くなるが、本発明例に比べ降伏
比、靭性、耐久比が低く切削性も不良である。
張強度が低く、降伏強度、疲労強度も低い。比較例のN
o.21は、C量が高すぎるためにベイナイトが発生
し、本発明のフェライト+パーライト組織率の条件が満
足できず、引張強度は高くなるが、本発明例に比べ降伏
比、靭性、耐久比が低く切削性も不良である。
【0043】比較例のNo.22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
No.23はSi量が高いためベイナイトが発生し、本
発明のフェライト+パーライト組織率の条件が満足でき
ず、降伏比、靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
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
No.23はSi量が高いためベイナイトが発生し、本
発明のフェライト+パーライト組織率の条件が満足でき
ず、降伏比、靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。
【0044】比較例のNo.24はMn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.25は、Mn量が高いためベイナイ
トが発生し、本発明のフェライト+パーライト組織率の
条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発明例に
比べ低く切削性も不良である。
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.25は、Mn量が高いためベイナイ
トが発生し、本発明のフェライト+パーライト組織率の
条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発明例に
比べ低く切削性も不良である。
【0045】比較例のNo.26は、S量が低いため複
合析出物の析出が少なく、靭性、耐久比が本発明例に比
べて低く、またMnSの切削性向上効果が得られないの
で切削性も不良である。比較例のNo.27は、S量が
高いためMnSの析出が過多となり、靭性、耐久比が本
発明例に比べて低い。
合析出物の析出が少なく、靭性、耐久比が本発明例に比
べて低く、またMnSの切削性向上効果が得られないの
で切削性も不良である。比較例のNo.27は、S量が
高いためMnSの析出が過多となり、靭性、耐久比が本
発明例に比べて低い。
【0046】比較例のNo.28は、Al量が少ないた
め脱酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が
本発明例に比べて低い。比較例のNo.29はAl量が
高いため硬質介在物が形成され、靭性、耐久比は本発明
例に比べ低く切削性も不良である。
め脱酸程度および結晶粒微細化効果が小さく、耐久比が
本発明例に比べて低い。比較例のNo.29はAl量が
高いため硬質介在物が形成され、靭性、耐久比は本発明
例に比べ低く切削性も不良である。
【0047】比較例のNo.30はTi量が低いため複
合析出物の析出が少なく、靭性、耐久比が本発明例に比
べて低い。比較例のNo.31は、Ti量が高いため硬
質介在物が形成され、靭性、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。
合析出物の析出が少なく、靭性、耐久比が本発明例に比
べて低い。比較例のNo.31は、Ti量が高いため硬
質介在物が形成され、靭性、耐久比は本発明例に比べ低
く切削性も不良である。
【0048】比較例のNo.32はN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.33は、N量が高いためマトリック
スが硬化し、靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。
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.33は、N量が高いためマトリック
スが硬化し、靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性
も不良である。
【0049】比較例のNo.34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
析出硬化により強化する効果が小さいので、降伏比、耐
久比が本発明例に比べて低い。比較例のNo.35は、
V量が高いため、靭性が本発明例に比べ低く切削性も不
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
析出硬化により強化する効果が小さいので、降伏比、耐
久比が本発明例に比べて低い。比較例のNo.35は、
V量が高いため、靭性が本発明例に比べ低く切削性も不
良である。
【0050】比較例のNo.36はCr量が高いためベ
イナイトが発生し、本発明のフェライト+パーライト組
織率の条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発
明例に比べ低く切削性も不良である。
イナイトが発生し、本発明のフェライト+パーライト組
織率の条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発
明例に比べ低く切削性も不良である。
【0051】比較例のNo.37はMo量が高いためベ
イナイトが発生し、本発明のフェライト+パーライト組
織率の条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発
明例に比べ低く切削性も不良である。
イナイトが発生し、本発明のフェライト+パーライト組
織率の条件が満足できず、降伏比、靭性、耐久比は本発
明例に比べ低く切削性も不良である。
【0052】比較例のNo.38はNb量が高いため、
靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良であ
る。
靭性、耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良であ
る。
【0053】比較例のNo.39はPb量が高いため、
切削性は良好であるが、靭性、耐久比が低い。
切削性は良好であるが、靭性、耐久比が低い。
【0054】比較例のNo.40もCa量が高いため、
切削性は良好であるが、靭性、耐久比が低い。
切削性は良好であるが、靭性、耐久比が低い。
【0055】
【表3】
【0056】
【表4】
【0057】b.鍛造仕上げ温度の影響 表1のNo.(14)に示す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、105
0℃に加熱して表3に示した仕上げ温度の条件で亜熱間
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aと同様の方法で、引張試
験、シャルピー衝撃試験(20℃)、疲労試験、切削試
験および金属組織観察を行った。なお、仕上げ温度70
0℃での亜熱間鍛造を試みたが、鍛造負荷が顕著に増大
し、成型が不可能であった。表4に各供試材の性能評価
結果を示す。
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、105
0℃に加熱して表3に示した仕上げ温度の条件で亜熱間
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aと同様の方法で、引張試
験、シャルピー衝撃試験(20℃)、疲労試験、切削試
験および金属組織観察を行った。なお、仕上げ温度70
0℃での亜熱間鍛造を試みたが、鍛造負荷が顕著に増大
し、成型が不可能であった。表4に各供試材の性能評価
結果を示す。
【0058】No.42,43は、本発明の鍛造仕上げ
温度である750〜900℃を満足しており、いずれも
耐久比は0.57以上を確保し、また切削性も現行調質
鋼であるNo.45のほぼ3.5倍以上と良好である。
また、本発明例の降伏比は0.76以上であり、現行調
質鋼であるNo.45の降伏比0.8に近いレベルが得
られ、さらに本発明例の20℃衝撃値も現行調質鋼とほ
ぼ同等のレベルが得られている。
温度である750〜900℃を満足しており、いずれも
耐久比は0.57以上を確保し、また切削性も現行調質
鋼であるNo.45のほぼ3.5倍以上と良好である。
また、本発明例の降伏比は0.76以上であり、現行調
質鋼であるNo.45の降伏比0.8に近いレベルが得
られ、さらに本発明例の20℃衝撃値も現行調質鋼とほ
ぼ同等のレベルが得られている。
【0059】No.44は鍛造仕上げ温度が本発明の範
囲を上回った場合であり、降伏比、靭性が劣る。
囲を上回った場合であり、降伏比、靭性が劣る。
【0060】
【表5】
【0061】
【表6】
【0062】c.熱鍛後の冷却方法による金属組織の変
化の影響 表1のNo.(14)に示す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、105
0℃に加熱して仕上げ温度850℃の条件で亜熱間鍛造
を行い、その後同じく表5に示す方法で冷却した。さら
にこの材料を400℃の温度の加熱炉に1時間装入して
時効処理を行った。これらの材料について実施例aと同
様の方法で、引張試験、シャルピー衝撃試験(20
℃)、疲労試験、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。
化の影響 表1のNo.(14)に示す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、105
0℃に加熱して仕上げ温度850℃の条件で亜熱間鍛造
を行い、その後同じく表5に示す方法で冷却した。さら
にこの材料を400℃の温度の加熱炉に1時間装入して
時効処理を行った。これらの材料について実施例aと同
様の方法で、引張試験、シャルピー衝撃試験(20
℃)、疲労試験、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。
【0063】No.46,47,48は、フェライト+
パーライト組織率が0.9以上と本発明の条件を満足し
ており、いずれも耐久比は0.56以上を確保し、また
切削性も比較例として挙げた現行非調質鋼であるNo.
51の3.5倍以上と良好である。また、本発明例の降
伏比は0.73以上であり、現行調質鋼であるNo.5
1の降伏比0.8に近いレベルが得られ、さらに本発明
例の20℃衝撃値も現行調質鋼と同等以上のレベルが得
られている。
パーライト組織率が0.9以上と本発明の条件を満足し
ており、いずれも耐久比は0.56以上を確保し、また
切削性も比較例として挙げた現行非調質鋼であるNo.
51の3.5倍以上と良好である。また、本発明例の降
伏比は0.73以上であり、現行調質鋼であるNo.5
1の降伏比0.8に近いレベルが得られ、さらに本発明
例の20℃衝撃値も現行調質鋼と同等以上のレベルが得
られている。
【0064】No.49および50は、冷却速度を高め
ることによりベイナイトまたはマルテンサイト等を主と
する低温変態組織としたものであり、引張強度は高くな
るものの降伏比、靭性、耐久比は極めて低く、また切削
性も不良で工具寿命は極めて小さい。
ることによりベイナイトまたはマルテンサイト等を主と
する低温変態組織としたものであり、引張強度は高くな
るものの降伏比、靭性、耐久比は極めて低く、また切削
性も不良で工具寿命は極めて小さい。
【0065】
【表7】
【0066】
【表8】
【0067】d.時効処理温度の変化の影響 表1のNo.(14)に示す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、105
0℃に加熱して仕上げ温度850℃の条件で亜熱間鍛造
を行い、その後冷却した。さらにこの材料を表7に示す
種々の条件で時効処理を行った。これらの材料について
実施例aと同様の方法で、引張試験、シャルピー衝撃試
験(20℃)、疲労試験、切削試験および金属組織観察
を行った。表8に各供試材の性能評価結果を示す。
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、105
0℃に加熱して仕上げ温度850℃の条件で亜熱間鍛造
を行い、その後冷却した。さらにこの材料を表7に示す
種々の条件で時効処理を行った。これらの材料について
実施例aと同様の方法で、引張試験、シャルピー衝撃試
験(20℃)、疲労試験、切削試験および金属組織観察
を行った。表8に各供試材の性能評価結果を示す。
【0068】No.53,54,55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0.56以上を確保し、また切削性も現行
調質鋼であるNo.57のほぼ3.5倍以上と良好であ
る。また、本発明例の降伏比は0.72以上であり、現
行調質鋼であるNo.57の降伏比0.8に近いレベル
が得られ、さらに本発明例の20℃衝撃値も現行調質鋼
とほぼ同等のレベルが得られている。
温度範囲である200〜700℃を満足しており、いず
れも耐久比は0.56以上を確保し、また切削性も現行
調質鋼であるNo.57のほぼ3.5倍以上と良好であ
る。また、本発明例の降伏比は0.72以上であり、現
行調質鋼であるNo.57の降伏比0.8に近いレベル
が得られ、さらに本発明例の20℃衝撃値も現行調質鋼
とほぼ同等のレベルが得られている。
【0069】No.52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.
56は時効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、
やはり降伏比、耐久比が劣る。
回った場合であり、降伏比、耐久比が劣る。またNo.
56は時効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、
やはり降伏比、耐久比が劣る。
【0070】
【表9】
【0071】
【表10】
【0072】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明方法はフェライ
ト−パーライト2相組織とすることにより切削性を確保
し、CおよびV量を調整した上で、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い且つ鍛
造仕上げ温度が750〜900℃の条件で亜熱間鍛造を
施して金属組織を微細化し、時効処理を施すことにより
V炭化物(または炭窒化物)によるパーライト中のフェ
ライトマトリックスの強化を図り、これにより切削性を
損なわずに耐久比すなわち疲労特性を向上させ、降伏比
および靭性も上げることが可能となり、従来から切望さ
れていた疲労特性、切削性、降伏特性および靭性の向上
を同時に満足する亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法を提
供する、産業上極めて効果の大きいものである。
ト−パーライト2相組織とすることにより切削性を確保
し、CおよびV量を調整した上で、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い且つ鍛
造仕上げ温度が750〜900℃の条件で亜熱間鍛造を
施して金属組織を微細化し、時効処理を施すことにより
V炭化物(または炭窒化物)によるパーライト中のフェ
ライトマトリックスの強化を図り、これにより切削性を
損なわずに耐久比すなわち疲労特性を向上させ、降伏比
および靭性も上げることが可能となり、従来から切望さ
れていた疲労特性、切削性、降伏特性および靭性の向上
を同時に満足する亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法を提
供する、産業上極めて効果の大きいものである。
Claims (4)
- 【請求項1】重量比にして C :0.15〜0.50% Si:0.005〜2.00% Mn:0.40〜2.00% S :0.01〜0.10% Al:0.0005〜0.050% Ti:0.003〜0.050% N :0.0020〜0.0200% V :0.20〜0.70%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を、 Ac3点以上の温度に加熱して、鍛造仕上げ温度が75
0〜900℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態
が終了した後の金属組織の90%以上がフェライト+パ
ーライト組織であるようにし、これにさらに200〜7
00℃の温度で時効処理を行うことを特徴とする降伏強
度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材
の製造方法。 - 【請求項2】鋼の成分がさらに Cr:0.02〜1.50% Mo:0.02〜1.00% の内の1種または2種を含有する鋼を用いることを特徴
とする請求項1記載の降伏強度、靭性および疲労特性に
優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法。 - 【請求項3】鋼の成分がさらに Nb:0.001〜0.20%を含有する鋼を用いるこ
とを特徴とする請求項1または請求項2記載の降伏強
度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材
の製造方法。 - 【請求項4】鋼の成分がさらに Pb:0.05〜0.30% Ca:0.0005〜0.010% の内の1種または2種を含有する鋼を用いることを特徴
とする請求項1又は2又は3記載の降伏強度、靭性およ
び疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30665093A JPH07157824A (ja) | 1993-12-07 | 1993-12-07 | 降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30665093A JPH07157824A (ja) | 1993-12-07 | 1993-12-07 | 降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07157824A true JPH07157824A (ja) | 1995-06-20 |
Family
ID=17959666
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP30665093A Withdrawn JPH07157824A (ja) | 1993-12-07 | 1993-12-07 | 降伏強度、靭性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07157824A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998054372A1 (fr) * | 1997-05-26 | 1998-12-03 | Nippon Steel Corporation | Acier non trempe pour structure mecanique |
EP1408131A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-14 | CARL DAN. PEDDINGHAUS GMBH & CO. KG | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte Gesenkschmiedeteile |
JP2008056956A (ja) * | 2006-08-29 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corp | 表層細粒鋼部品とその製造方法 |
WO2011145612A1 (ja) * | 2010-05-18 | 2011-11-24 | 住友金属工業株式会社 | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
-
1993
- 1993-12-07 JP JP30665093A patent/JPH07157824A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998054372A1 (fr) * | 1997-05-26 | 1998-12-03 | Nippon Steel Corporation | Acier non trempe pour structure mecanique |
US6036790A (en) * | 1997-05-26 | 2000-03-14 | Nippon Steel Corporation | Non-tempered steel for mechanical structure |
EP1408131A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-14 | CARL DAN. PEDDINGHAUS GMBH & CO. KG | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte Gesenkschmiedeteile |
WO2004031428A1 (de) * | 2002-09-27 | 2004-04-15 | Cdp Bharat Forge Gmbh | Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte gesenkschmiedeteile |
CN100374602C (zh) * | 2002-09-27 | 2008-03-12 | Cdp;印地冶炼厂有限责任公司 | 钢组合物和用锻模锻造的零件 |
JP2008056956A (ja) * | 2006-08-29 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corp | 表層細粒鋼部品とその製造方法 |
WO2011145612A1 (ja) * | 2010-05-18 | 2011-11-24 | 住友金属工業株式会社 | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
JP2011241441A (ja) * | 2010-05-18 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 |
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