JPH10235447A - 高靱性・高耐力フェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 - Google Patents
高靱性・高耐力フェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法Info
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- JPH10235447A JPH10235447A JP5825797A JP5825797A JPH10235447A JP H10235447 A JPH10235447 A JP H10235447A JP 5825797 A JP5825797 A JP 5825797A JP 5825797 A JP5825797 A JP 5825797A JP H10235447 A JPH10235447 A JP H10235447A
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Abstract
ライト+パーライト型非調質鋼を用いて、高靱性且つ高
耐力を有する鍛造品を製造する方法を提供する。 【解決手段】重量%でC:0.20〜0.50%,Si:0.10〜
2.0%,P:≦0.050%,V:0.08〜0.40%であり、且つ
Mneq=Mn+Cr+Mo+Cu+Ni/2+V+10
(Nb−0.02)で表わされるマンガン当量Mneqが、
Mneq:0.8〜2.0%(但しMn:0.2〜2.0%,Cr:
0.1〜1.0%,Mo:≦0.50%,Ni:≦0.50%,Cu:
≦0.50%)であって残部実質的にFeから成る合金を95
0℃以上に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行
って一旦750〜1050℃に降温させてその温度域で鍛造加
工を行い、しかる後冷却を行ってフェライト+パーライ
ト変態させることによって降伏比73以上の鍛造品を得
る。
Description
ッド,ホイールハブ,スピンドル関連部品,サスペンシ
ョン関連部品,アーム類等の自動車等の輸送機器,建設
機器,産業機械等の部品に好適に適用可能な高靱性・高
耐力フェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方
法に関する。
イト+パーライト型非調質鋼は安価であり且つ用途が広
いため、最も多く使用されている鋼種の1つである。し
かしながらこの鋼種は材料特性的には強度と靱性のバラ
ンスは決して高くなく、従来にあっては強度か靱性のど
ちらかのみしか有効に高めることができなかったのが実
情である。
て、強度−靱性だけでなく降伏強度(降伏比)において
も低く、実際の部品ないし構造物等に使用されるときに
は安全率を高く見積もらなければならないなどの問題が
あった。
ス条件とか温度条件,冷却条件等を制御して緻密な組織
を得、高い強度と靱性バランスを得ることは実現されて
いる。
ら棒状或いは板状のものしか生産できず、直接切削用の
非調質鋼或いは冷間加工用鋼としてしか使用することが
できない。また切削或いは冷間加工が目的であるため、
得られる強度は自ずと制限されてしまう。
を鍛造加工して上記自動車部品等の鍛造品を製造する場
合、1100〜1200℃程度の高温で鍛造加工してい
るのが通常である。
ものとなってしまい、靱性や降伏強度(降伏比)は大幅
に低下してしまう。1100〜1200℃程度の高温で
熱間加工したとき、加工後に再結晶が進み、その後の冷
却過程で組織が粗大化してしまう。
合、微細なフェライト+パーライト組織をより得やすく
なるが、鍛造温度の低下に伴いフェライト分率が増大し
硬さの低下を招いてしまう。またVが添加された鋼種で
は鍛造時の変形抵抗増加にもつながるなど様々な問題が
生じる。
鍛造品を高靱性化する手法として、Nb添加によりオー
ステナイト粒の粗大化を防止する方法、或いはMn,C
r等を添加してフェライト+パーライトスタート点の低
下を図り、組織を微細化する方法が知られている。
に、V添加量を0.2〜0.3%に増加した鋼種も見ら
れるが、従来の熱間鍛造加工では組織の粗大化は免れ
ず、本来得られるべき降伏強度は得られていない。
得られる組織や靱性,降伏強度等に限界があり、強靭鋼
レベルの強度,靱性バランスを達成することは困難であ
る。
事情を背景とし、靱性,降伏強度に優れたフェライト+
パーライト型非調質鋼鍛造品を得ることを目的としてな
されたものである。而して請求項1の鍛造品の製造方法
は、重量%で、C:0.20〜0.50%,Si:0.
10〜2.0%,P:≦0.050%,V:0.08〜
0.40%であり、且つMneq=Mn+Cr+Mo+
Cu+Ni/2+V+10(Nb−0.02)で表わさ
れるマンガン当量Mneqが、Mneq:0.8〜2.
0%(但しMn:0.2〜2.0%,Cr:0.1〜
1.0%,Mo:≦0.50%,Ni:≦0.50%,
Cu:≦0.50%)であって残部実質的にFeから成
る合金を950℃以上に加熱してオーステナイト化した
後、冷却を行って一旦750〜1050℃に降温させて
その温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフ
ェライト+パーライト変態させることによって降伏比7
3以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
で、C:0.20〜0.50%,Si:0.10〜2.
0%,P:≦0.050%,V:0.08〜0.40
%,Nb:0.02〜0.1%であり、且つMneq=
Mn+Cr+Mo+Cu+Ni/2+V+10(Nb−
0.02)で表わされるマンガン当量Mneqが、Mn
eq:0.8〜2.0%(但しMn:0.2〜2.0
%,Cr:0.1〜1.0%,Mo:≦0.50%,N
i:≦0.50%,Cu:≦0.50%)であって残部
実質的にFeから成る合金を950℃以上に加熱してオ
ーステナイト化した後、冷却を行って一旦750〜11
00℃に降温させてその温度域で鍛造加工を行い、しか
る後冷却を行ってフェライト+パーライト変態させるこ
とによって降伏比73以上の鍛造品を得ることを特徴と
する。
で、C:0.20〜0.50%,Si:0.10〜2.
0%,P:≦0.050%,V:0.08〜0.40
%,Nb:0.02〜0.1%,Al:0.015〜
0.10%であり、且つMneq=Mn+Cr+Mo+
Cu+Ni/2+V+10(Nb−0.02)で表わさ
れるマンガン当量Mneqが、Mneq:0.8〜2.
0%(但しMn:0.2〜2.0%,Cr:0.1〜
1.0%,Mo:≦0.50%,Ni:≦0.50%,
Cu:≦0.50%)であって残部実質的にFeから成
る合金を950℃以上に加熱してオーステナイト化した
後、冷却を行って一旦750〜1100℃に降温させて
その温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフ
ェライト+パーライト変態させることによって降伏比7
3以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
1,2,3の何れかにおいて、前記合金中に前記合金成
分に加えて更にS,Pb,Bi,Te,Caの何れか1
種若しくは2種以上を、S:0.03〜0.3%,P
b:≦0.3%,Bi:≦0.15%,Te:≦0.0
5%,Ca:≦0.05%の範囲で含有させることを特
徴とする。
法は、焼入れ性を表わすマンガン当量を上記所定の範囲
に規定するとともに、合金成分としてCとともにVを含
有させ、かかる合金を950℃以上の高温に加熱してV
Cを固溶化させた上で、一旦先ず750〜1050℃に
降温させてその温度域で鍛造加工を施し、しかる後再び
冷却してフェライト+パーライト変態させて所定の鍛造
品を得ることを骨子とするもので、これにより高靱性,
高降伏強度の鍛造品を得ることができる。
オーステナイト化した後の冷却手法として空冷,衝風冷
却等の冷却手法を用いることができる。また同様に鍛造
加工後における冷却方法として空冷,衝風冷却等の冷却
手法を用いることができる。
伏強度の鍛造品の得られる理由は以下の点にある。本発
明に従って合金中にCと併せてVを含有させ、これを9
50℃以上の高温に加熱したとき、VCをオーステナイ
ト組織に十分に固溶させることができる。
ないが、含有量を上記範囲としたとき、950℃以上の
加熱によって十分にこれをオーステナイト中に固溶させ
ることができる。
Cはそのまま冷却を行ったときには、通常オーステナイ
トよりも更に固溶度の低いフェライト粒内に変態とほぼ
同時に析出し始める。この場合十分な組織の微細化は得
られない。
テナイト化した上で、一旦フェライト変態の始まる75
0℃以上の温度に降温して再結晶温度以下で塑性加工を
加えると、加工誘起現象によってV炭化物が析出を開始
する。このとき析出したV炭化物は、塑性加工によって
導入させる転位を効果的にピンニングする。この結果フ
ェライト変態まで高い加工歪を保つことができる。
変態−析出するフェライトは極めて微細となり、靱性,
降伏強度(降伏比73以上)の向上に大きく寄与するの
である。
拡散や再結晶により加工による歪が消失し、得られる組
織は極めて粗い組織となる。そしてこれが原因で靱性,
降伏強度(降伏比)は焼準材に対し大幅に低下する。一
方鍛造温度を低下させて行くと靱性,降伏比は増加する
ものの、引張強度の大幅な低下を免れない。
度以上に加熱した後、750〜1050℃で鍛造するこ
とによって、VCの加工誘起析出による効果を狙ったも
のである。
合、鍛造温度は高くても加工誘起析出したVCによるピ
ンニング効果により、導入された多量の歪が熱拡散等に
より消失するのが防がれ、より高い歪を保ちながらフェ
ライト変態できるため、今までのいわゆる亜熱間鍛造で
得られる組織よりも緻密な組織が得られる。
し、従来の熱間鍛造材と比較にならないほどの特性が得
られるのである。但しこの効果を得るためにはVCを一
旦固溶させることが必要であり、その温度の下限値は9
50℃である。尚本発明において、バーニング防止のた
めにオーステナイト化のための加熱温度は1300℃以
下とするのが望ましい。
ン当量を0.8〜2.0%に規定している。これは次の
理由に基づく。フェライト結晶粒を微細化する手法とし
て、Mn,Cr等の焼入れ性向上元素の添加量を増す方
法がある。焼入れ性向上元素の添加量を増加させると、
連続冷却線図におけるフェライト変態曲線はより低温
側、変態開始時間がより長時間側に移動する。そのため
鍛造後のフェライト変態開始温度が低くなり、微細なフ
ェライト粒が得られるようになる。しかしながら焼入れ
性向上元素の添加量を増やし過ぎるとベイナイトが析出
し始める。
定しているのは以上の理由に基づく。而して本発明にお
いて許容できるマンガン当量の上限値は2.0%である
ことを確認した。
上、望ましくは75以上となるように合金の組成及び加
熱・加工条件を制御するもので、かかる本発明によれ
ば、鍛造品を小型化,軽量化することができ、適用可能
な製品の用途が広がる効果が得られる。
えてNbを0.02〜0.1%の範囲で含有させ、オー
ステナイト状態から降温後の鍛造加工を750〜110
0℃の温度領域で行うものである。
場合、Nbが高温で安定な複炭・窒化物を作るため、オ
ーステナイト粒の粗大化を防止し、より微細なフェライ
ト+パーライト組織が得られやすくなる。
℃で鍛造した場合、Vと同様の理由で加工誘起されたN
b(C,N)が析出し、転位の増加を促し、拡散による
消失を防ぐことができる。
化エネルギーの増加や再結晶温度の上昇効果も得られる
ので、微細結晶粒が得られる有効鍛造温度域が拡大す
る。
であっても高温側での鍛造時の組織粗大化を防ぐことが
できるが、低温側での鍛造後の組織はVのみを添加した
場合よりもむしろ粗い。従ってNbの最も有効的な利用
はVとの複合添加である。
に加えて更にAlをAl:0.015〜0.10%の範
囲で含有させるものである。この請求項3に従ってAl
を更に合金中に含有させた場合、Nbに加えてAlが高
温で安定な複炭・窒化物を作るため、オーステナイト粒
の粗大化を更に効果的に防止し、また微細なフェライト
+パーライト組織が得られやすくなる。
加工誘起された(Nb,Al)(C,N)が析出し、転
位の増加を促し、拡散による消失を更に効果的に防ぐこ
とができる。
S,Pb,Bi,Te,Caの何れか1種若しくは2種
以上をS:0.03〜0.3%,Pb:≦0.3%,B
i:≦0.15%,Te:≦0.05%,Ca:≦0.
05%の範囲で含有させることができる(請求項4)。
これら成分を含有させることによって被削性を効果的に
高めることができる。
を以下に詳述する。 C:0.20〜0.50% Cはその添加量によって硬さを決定するものである。本
発明では高強度,高靱性を得るためにその添加量を0.
20〜0.50%とする。
時に鍛造時の変形抵抗をも高めてしまうため0.10〜
2.0%とする。
要がある。故にその添加量を0.050%以下とする。
(Mn+Cr+Mo+Cu+Ni/2+V+10(Nb
−0.02))で0.8〜2.0% これらの元素は連続冷却線図におけるフェライトノーズ
を長時間側或いは低温側に移動させる作用があるため、
フェライト変態開始温度を下げ、フェライト粒の微細化
に効果がある。
ナイトが生成し、様々な弊害が出てしまうため、総添加
量をマンガン当量(Mneq)に換算して0.8%以
上、2.0%以下に規定する。
れ単独については、Mn:0.2〜2.0%,Cr:
0.1〜1.0%,Mo:≦0.50%,Ni:≦0.
50%,Cu:≦0.50%に規定する。
結晶粒を微細化する働きがある。但しVは固溶度が低い
ため0.08〜0.40%の範囲に規定する。
一方Nbを積極的に利用するときは0.02%以上添加
する。
し、結晶粒の粗大化を防止する。しかし添加量が多くな
ると鍛造性を悪化させるため添加量を0.015〜0.
10%とする。
作用があるが、鍛造性を阻害する元素でもある。従って
本発明では添加量をそれぞれ上記のように規定する。
ロセス1,プロセス2に従って処理し、各種試験を行っ
た。尚、鍛造は前方押出法により減面率60%で24m
mφ×48mmLの試験片に加工形成した。
ン当量(Mneq)に換算して、マンガン当量とフェラ
イト粒度番号との関係を、また図3はマンガン当量と冷
却後硬さとの関係をそれぞれ示したものである。尚、こ
れらは何れも図1(A)のプロセス1に従って鍛造した
結果である(加熱温度:1050℃,鍛造温度:900
℃)。これらの結果から、微細なフェライト+パーライ
ト組織を得るためにはマンガン当量を0.8%以上とす
ることが必要であることが分かる。
伴って結晶粒度は高くなっている。但しマンガン当量が
2.0%を超えるとベイナイトの析出により硬さが上昇
し始める(図3参照)。完全にフェライト+パーライト
組織にするためにはマンガン当量の上限を2.0%に規
定しなければならない。
L,M,Nについて、各種鍛造温度で鍛造加工を行った
場合の降伏強度,引張強度,降伏比,衝撃値特性をそれ
ぞれ表わしている。
Vを単独で添加した場合のV添加量及び鍛造温度と降伏
比との関係を表わしている。この結果に示しているよう
に、Vを0.08〜0.40%の範囲で添加したV添加
鋼(表1中D,H,I,J)は本発明の鍛造温度750
〜1050℃の範囲内、具体的には800,900℃,
1000℃において非常に高い降伏比(75%以上)が
得られている。
でそれ以上添加した場合、降伏比は低下傾向となる。ま
た何れの鋼種においても、鍛造温度が1100℃以上に
なると降伏比は極端に低下する。
合(表1中L,M,N)のV添加量及び鍛造温度と降伏
比との関係を表わしている。図5の結果に表われている
ように、NbとVとを複合添加したものは、Vを単独で
添加したものに比べて1100℃の高温で鍛造加工を行
った場合でも高い降伏比が得られている。但し更に降温
の1200℃で鍛造を行った場合、十分な降伏比は得ら
れていない。
単独で添加した場合、鍛造温度の望ましい上限値は10
50℃であり、またNbとVとを複合添加した場合、鍛
造温度の望ましい上限値は1100℃である。
00℃以下の場合には図1(A)のプロセス1に従って
処理を行った。また鍛造温度が1000℃を超える場合
については図1(B)のプロセス2に従って処理を行っ
た。
め、表2に示す化学組成の合金を図1(A)のプロセス
1に従って処理し、引張試験及びシャルピー衝撃試験を
実施した。快削成分の添加量(S+Pb+2×Bi量)
と降伏比の関係が図6に、また快削成分の添加量と衝撃
値との関係が図7にそれぞれ示してある。
で添加しても降伏比及び衝撃値に対してそれほど大きな
影響はなく、従って鋼の特性を特に損なわないで快削成
分の添加により被削性を効果的に高め得ることが分か
る。
で、図8に示す自動車エンジン用コネクティングロッド
10を試作した。尚コネクティングロッド10のI−断
面形状は、引張試験片(3mmφ×30mm(平行部)
つかみ部M5)及び衝撃試験片が取り出せるように、R
部を実際の形状よりも小さくし、厚みが5mm以上とな
るようにした。
10に示している。これらの図の結果から、鋼種Hを鍛
造開始温度900℃で鍛造した水準(1)は、通常の熱
間鍛造を行う他水準のものと比較して明らかに降伏強度
(降伏比),靱性において優れていること、また水準
(1)のものは衝撃値が目標値50以上であるのに対
し、水準(2)及び水準(3)のものは衝撃値が50以
下となっていることが分かる。
も高くなり、コネクティングロッドのみならずその他の
部品の軽量化,小型化に大きく寄与することができる。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
プロセスのパターン例を示す図である。
とフェライト粒度番号との関係を表わす図である。
と硬さとの関係を表わす図である。
鍛造温度と降伏比との関係を表わす図である。
複合添加した場合のV添加量及び鍛造温度と降伏比との
関係を表わす図である。
図である。
である。
ィングロッド(コンロッド)の形状を示す図である。
について引張試験を行った結果を表わす図である。
料について行った衝撃値の結果を表わす図である。
Claims (4)
- 【請求項1】重量%で C :0.20〜0.50% Si:0.10〜2.0% P :≦0.050% V :0.08〜0.40% であり、且つ Mneq=Mn+Cr+Mo+Cu+Ni/2+V+1
0(Nb−0.02)で表わされるマンガン当量Mne
qが Mneq:0.8〜2.0%(但しMn:0.2〜2.
0%,Cr:0.1〜1.0%,Mo:≦0.50%,
Ni:≦0.50%,Cu:≦0.50%) であって残部実質的にFeから成る合金を950℃以上
に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦
750〜1050℃に降温させてその温度域で鍛造加工
を行い、しかる後冷却を行ってフェライト+パーライト
変態させることによって降伏比73以上の鍛造品を得る
ことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト+パーライ
ト型非調質鋼鍛造品の製造方法。 - 【請求項2】重量%で C :0.20〜0.50% Si:0.10〜2.0% P :≦0.050% V :0.08〜0.40% Nb:0.02〜0.1% であり、且つ Mneq=Mn+Cr+Mo+Cu+Ni/2+V+1
0(Nb−0.02)で表わされるマンガン当量Mne
qが Mneq:0.8〜2.0%(但しMn:0.2〜2.
0%,Cr:0.1〜1.0%,Mo:≦0.50%,
Ni:≦0.50%,Cu:≦0.50%) であって残部実質的にFeから成る合金を950℃以上
に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦
750〜1100℃に降温させてその温度域で鍛造加工
を行い、しかる後冷却を行ってフェライト+パーライト
変態させることによって降伏比73以上の鍛造品を得る
ことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト+パーライ
ト型非調質鋼鍛造品の製造方法。 - 【請求項3】重量%で C :0.20〜0.50% Si:0.10〜2.0% P :≦0.050% V :0.08〜0.40% Nb:0.02〜0.1% Al:0.015〜0.10% であり、且つ Mneq=Mn+Cr+Mo+Cu+Ni/2+V+1
0(Nb−0.02)で表わされるマンガン当量Mne
qが Mneq:0.8〜2.0%(但しMn:0.2〜2.
0%,Cr:0.1〜1.0%,Mo:≦0.50%,
Ni:≦0.50%,Cu:≦0.50%) であって残部実質的にFeから成る合金を950℃以上
に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦
750〜1100℃に降温させてその温度域で鍛造加工
を行い、しかる後冷却を行ってフェライト+パーライト
変態させることによって降伏比73以上の鍛造品を得る
ことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト+パーライ
ト型非調質鋼鍛造品の製造方法。 - 【請求項4】 請求項1,2,3の何れかにおいて、前
記合金中に前記合金成分に加えて更にS,Pb,Bi,
Te,Caの何れか1種若しくは2種以上を S :0.03〜0.3% Pb:≦0.3% Bi:≦0.15% Te:≦0.05% Ca:≦0.05% の範囲で含有させることを特徴とする高靱性・高耐力フ
ェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5825797A JPH10235447A (ja) | 1997-02-25 | 1997-02-25 | 高靱性・高耐力フェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5825797A JPH10235447A (ja) | 1997-02-25 | 1997-02-25 | 高靱性・高耐力フェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10235447A true JPH10235447A (ja) | 1998-09-08 |
Family
ID=13079111
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5825797A Pending JPH10235447A (ja) | 1997-02-25 | 1997-02-25 | 高靱性・高耐力フェライト+パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10235447A (ja) |
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