JPS589813B2 - 非調質鍛鋼品の製造方法 - Google Patents
非調質鍛鋼品の製造方法Info
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- JPS589813B2 JPS589813B2 JP53029681A JP2968178A JPS589813B2 JP S589813 B2 JPS589813 B2 JP S589813B2 JP 53029681 A JP53029681 A JP 53029681A JP 2968178 A JP2968178 A JP 2968178A JP S589813 B2 JPS589813 B2 JP S589813B2
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- JP
- Japan
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- less
- sec
- steel
- cooling
- manufacturing
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、非調質で高強度と高靭性を有する鍛鋼品の
製造方法に関する。
製造方法に関する。
鍛鋼品は、一般には熱間でプレス等によって成形加工し
た後、機械加工によって仕上げられるものであり、船舶
、自動車、その他多くの機械部品に広く用いられている
。
た後、機械加工によって仕上げられるものであり、船舶
、自動車、その他多くの機械部品に広く用いられている
。
近年、かかる鍛鋼品に対する品質上の要求も一段ときび
しくなっているが、一方では、製品コストの低減も強く
要望されており、素材および製造工程についての種々の
提案がなされている。
しくなっているが、一方では、製品コストの低減も強く
要望されており、素材および製造工程についての種々の
提案がなされている。
鍛鋼品として代表的な量産品である自動車用クランク軸
について述べると、高強度とともに靭性および延性にす
ぐれていることが要求され、たとえば、降伏点50Kg
/mm以上、引張強さ80Kg/mm2以上、伸び8%
以上、絞り20%以上であり、かつ衝撃性質としてはJ
IS3号シャルビーの室温での値が5Kg・m/cm3
以上で、特殊な場合には3mm深さのUノツチシャルビ
ー値(室温)が2Kg・m/sec以上であることが必
要とされる。
について述べると、高強度とともに靭性および延性にす
ぐれていることが要求され、たとえば、降伏点50Kg
/mm以上、引張強さ80Kg/mm2以上、伸び8%
以上、絞り20%以上であり、かつ衝撃性質としてはJ
IS3号シャルビーの室温での値が5Kg・m/cm3
以上で、特殊な場合には3mm深さのUノツチシャルビ
ー値(室温)が2Kg・m/sec以上であることが必
要とされる。
従来、このような機械的性質を有する鍛鋼品は、中炭素
鋼或いは中炭素一低合金鋼を、熱間鍛造した後、再加熱
して焼入れ一焼もどしの熱処理を施して製造されている
。
鋼或いは中炭素一低合金鋼を、熱間鍛造した後、再加熱
して焼入れ一焼もどしの熱処理を施して製造されている
。
この処理には専用の熱処理ラインが必要であり加熱に要
するエネルギーも膨大なものになるばかりでナく、熱処
理に要する工程の増加、ランニングストツクの増大は必
然的に製品コストの上昇を招く。
するエネルギーも膨大なものになるばかりでナく、熱処
理に要する工程の増加、ランニングストツクの増大は必
然的に製品コストの上昇を招く。
本発明は、鍛鋼品製造の工程の簡略化、特に焼入れ一焼
もどしの熱処理工程を省いて製造コストの低減をはかり
、しかも熱処理品と同等以上の強度を有し、パーライト
組織による良好な切削性と耐摩耗性とを併せ有する鍛鋼
品を製造する方法を提供するものである。
もどしの熱処理工程を省いて製造コストの低減をはかり
、しかも熱処理品と同等以上の強度を有し、パーライト
組織による良好な切削性と耐摩耗性とを併せ有する鍛鋼
品を製造する方法を提供するものである。
熱処理工程を省いて、しかも熱処理品と同等以上の性能
をもつ鍛鋼品を得るには、素材となる鋼の改良とともに
、鍛造後の後処理についても十分な考慮を払わなければ
ならない。
をもつ鍛鋼品を得るには、素材となる鋼の改良とともに
、鍛造後の後処理についても十分な考慮を払わなければ
ならない。
本発明者は、素材鋼としてC0.30〜0.60%,S
iO.50%以下、Mn0.60〜2.00%.V0.
03〜0.20%,Sot.A/S0.020〜0.0
60%,N(窒素)0.00s〜0.020%、必要に
応じてCr0.50%以下、または更に、SO.20%
以下、PbO.25%以下、Bi0.10%以下、Te
0.10%以下、Se0.10%以下、Ce0.20%
以下、Ca0.01%以下のうちの1種以上を含有し、
Mn(%)/C(%)が20以上である鋼を用いること
、およびこれを所定形状に熱間鍛造した後、直ちにA3
点直上まで0.7〜15℃/secの冷却速度で調整冷
却し、更に変態開始から500℃までを0.2〜15℃
/secの冷却速度で調整冷却すること、の組合せを特
徴とする鍛鋼品の製造方法を開発した。
iO.50%以下、Mn0.60〜2.00%.V0.
03〜0.20%,Sot.A/S0.020〜0.0
60%,N(窒素)0.00s〜0.020%、必要に
応じてCr0.50%以下、または更に、SO.20%
以下、PbO.25%以下、Bi0.10%以下、Te
0.10%以下、Se0.10%以下、Ce0.20%
以下、Ca0.01%以下のうちの1種以上を含有し、
Mn(%)/C(%)が20以上である鋼を用いること
、およびこれを所定形状に熱間鍛造した後、直ちにA3
点直上まで0.7〜15℃/secの冷却速度で調整冷
却し、更に変態開始から500℃までを0.2〜15℃
/secの冷却速度で調整冷却すること、の組合せを特
徴とする鍛鋼品の製造方法を開発した。
上記本発明の方法によって製造される鍛鋼品では、鍛造
後の調整冷却によってオーステナイト粒の成長が阻止さ
れ、変態時に■の炭窒化物VN(c)が析出して、フエ
ライト変態の核として働き、微細なフエライト+パーラ
イト組織が得られる。
後の調整冷却によってオーステナイト粒の成長が阻止さ
れ、変態時に■の炭窒化物VN(c)が析出して、フエ
ライト変態の核として働き、微細なフエライト+パーラ
イト組織が得られる。
更に変態後500℃までの冷却速度の調整により、変態
後の結晶粒の成長を抑制し、パーライト層間隔を微細化
することができ、鍛造のまゝ即ち非調質で高い強度と靭
性および延性が確保できる。
後の結晶粒の成長を抑制し、パーライト層間隔を微細化
することができ、鍛造のまゝ即ち非調質で高い強度と靭
性および延性が確保できる。
まず、素材鋼の組成を前記のように定めた理由を説明す
る。
る。
Cは、鍜鋼品の強度を確保する上で欠くことのできない
成分である。
成分である。
フエライト・パーライト組織で、たとえば自動車用クラ
ンク軸に要求される強度を得るには、0.30%以上の
Cが必要である。
ンク軸に要求される強度を得るには、0.30%以上の
Cが必要である。
一方、鍜鋼品の用途の中には、たとえば軸受との摺動面
の如く、部分的に焼入れ(表面硬化)をする必要のある
物があり、この場合C含有量が0.60%をこえている
と焼割れの発生するおそれがある。
の如く、部分的に焼入れ(表面硬化)をする必要のある
物があり、この場合C含有量が0.60%をこえている
と焼割れの発生するおそれがある。
Siは、脱酸効果の外に、フエライト地の強度を向上さ
せる作用がある。
せる作用がある。
しかし、0.50%をこえると、生地の硬さを高めて被
削性に悪影響を及ぼす。
削性に悪影響を及ぼす。
Mnは、強度の向上に必須の成分であり、又、前述した
如き、後に表面硬化処理を施される部品では、その焼入
性を向上させる成分である。
如き、後に表面硬化処理を施される部品では、その焼入
性を向上させる成分である。
このような効果を得るには0.60%以上の含有が必要
であるが、2.00%をこえると延性の低下が甚だしく
なり、また生地の硬さを高めて被削性にも悪影響を与え
る。
であるが、2.00%をこえると延性の低下が甚だしく
なり、また生地の硬さを高めて被削性にも悪影響を与え
る。
このMnはCとの比率、即ちMn(%)/C(%)で、
20以上とすることが重要である。
20以上とすることが重要である。
即ち、強度を上げるために、Cを過度に含有させると、
靭性の低下が甚だしくなるが、Mn こよる強度の向上
にはこのような弊害が少ない。
靭性の低下が甚だしくなるが、Mn こよる強度の向上
にはこのような弊害が少ない。
従って、Cを比較的少ナくシて、Mnを高めることによ
り、高強度と高靭性を兼備させることができる。
り、高強度と高靭性を兼備させることができる。
この点からCおよびMnの総量を前記のとおり規定し、
かつMn(%)/C(%)を20以上とすることが必要
である。
かつMn(%)/C(%)を20以上とすることが必要
である。
Crは、鍜鋼品の表面硬化を行う場合の焼入性を増すた
めに、必要に応じて添加されるが、含有量が0.5%を
こえるとMn量が比較的高いことと相まって、焼割れ発
生の原因となる。
めに、必要に応じて添加されるが、含有量が0.5%を
こえるとMn量が比較的高いことと相まって、焼割れ発
生の原因となる。
■は、靭性を向上させる目的で添加する。
さらに、VN(C)は比較的切削性を害することが少な
いので、機械構造用鋼には有利である。
いので、機械構造用鋼には有利である。
この目的を達する最少量が0.03%であり、一方0.
20%をこえて存在しても、効果の増大は小さく、経済
的にも好ましくない。
20%をこえて存在しても、効果の増大は小さく、経済
的にも好ましくない。
Sot.Alは、脱酸および粒度調整のために0.02
%以上の含有量が必要である。
%以上の含有量が必要である。
しかし0.06%をこえると、被削性(こ対する悪影響
が大きくなる。
が大きくなる。
N(窒素)は、前述した■と結合させて、■Nを析出さ
せるために積極的に添加されるものである。
せるために積極的に添加されるものである。
結晶粒の微細化に寄与するのに十分な析出物を得るには
0.008%以上の含有が必要であり、0.010%程
度含有されることが望ましい。
0.008%以上の含有が必要であり、0.010%程
度含有されることが望ましい。
しかし、0.020%をこえても、効果の増加には期待
できず、他の悪影響が出るおそれがある。
できず、他の悪影響が出るおそれがある。
素材鋼としては、上記成分の外、残部が実質的に鉄から
成るものと、更に、S,Pb,Bi,Te,Se,Ce
,Caの1種以上を含有するものを使用することができ
る。
成るものと、更に、S,Pb,Bi,Te,Se,Ce
,Caの1種以上を含有するものを使用することができ
る。
即ち、鍛鋼品は、鍜造成形の後、機械加工によって仕上
げられることが多いが、この時、特に被剛性のすぐれて
いることが要求される場合には、上記成分を1種又は2
種以上組合せて含有させるのがよい。
げられることが多いが、この時、特に被剛性のすぐれて
いることが要求される場合には、上記成分を1種又は2
種以上組合せて含有させるのがよい。
Sは0.20%以下、Pbは0.25%以下、Bi.T
e,Seはそれぞれ0.1%以下、Ceは0.20%以
下、Caは0.0t%以下で被削性改善の効果があり、
この範囲では鍜鋼品の機械的性質に実質的な悪影響はな
い。
e,Seはそれぞれ0.1%以下、Ceは0.20%以
下、Caは0.0t%以下で被削性改善の効果があり、
この範囲では鍜鋼品の機械的性質に実質的な悪影響はな
い。
上記素材鋼の鍜造後、冷却速度を調整することも重要で
ある。
ある。
鍜造終了直後A3点直上までの冷却速度の調整は、オー
ステナイト結晶粒の成長を抑制して細粒化し靭性を向上
させるため、および変態後のパーライト層間隔を微細化
して強度を向上させるために必要である。
ステナイト結晶粒の成長を抑制して細粒化し靭性を向上
させるため、および変態後のパーライト層間隔を微細化
して強度を向上させるために必要である。
この目的のためには、冷却速度として0.7℃/sec
以上が必要である。
以上が必要である。
しかし、15℃/secをこえる大きな冷却速度では、
冷却終了点を調節することが困難となり、変態点をこえ
て冷却されペイナイト組織を生じるおそれがある。
冷却終了点を調節することが困難となり、変態点をこえ
て冷却されペイナイト組織を生じるおそれがある。
変態開始から500℃までの冷却は、変態終了を早めて
、組織の微細化、細粒化をはかるために、0.2℃/s
ec以上の冷却速度が必要である。
、組織の微細化、細粒化をはかるために、0.2℃/s
ec以上の冷却速度が必要である。
しかし、15℃/sec以上になると、ベイナイト組織
が混入して、靭性および延性の低下をまねく。
が混入して、靭性および延性の低下をまねく。
次に、実施例によって、本発明を具体的に説明する。
第1表に示す11種の鋼を溶製し、中心軸部70φの6
気筒エンジン用クランク軸に熱間鍜造した。
気筒エンジン用クランク軸に熱間鍜造した。
鋼A−Hは本発明で規定する素材鋼の例、■〜Kは比較
のための鋼である。
のための鋼である。
即ち、A.Bは炭素0.35%レベルでSを変化させた
鋼、C−Eは炭素0.451%レベルのS添加鋼におい
て、N量を変化させた鋼、F−Hは炭素0,45%レベ
ルでS以外の被削性改良成分を添加した鋼である。
鋼、C−Eは炭素0.451%レベルのS添加鋼におい
て、N量を変化させた鋼、F−Hは炭素0,45%レベ
ルでS以外の被削性改良成分を添加した鋼である。
比較例のIは、N量が0.060%と低い鋼であり、J
.Kは焼入れ一焼もどしによって強度、靭性を付与する
中炭素鋼である。
.Kは焼入れ一焼もどしによって強度、靭性を付与する
中炭素鋼である。
上記第1表に示す鋼からクランク軸を、熱間鍜造によっ
て製造した後、下記の条件で処理した。
て製造した後、下記の条件で処理した。
■鋼A〜■
鍛造後A3点直上まで1.0℃/secで冷却、次いで
A3点〜500℃を0.25℃/seCで冷却。
A3点〜500℃を0.25℃/seCで冷却。
■鋼J.K
鍛造後室温まで空冷し、その後850℃に再加熱して焼
入れし、次いで530℃で焼もどし空冷。
入れし、次いで530℃で焼もどし空冷。
これらの製法によって得られたクランク軸の引張り試験
およびシャルビー衝撃試験(3mmUノツチ、室温)結
果を第1図に示す。
およびシャルビー衝撃試験(3mmUノツチ、室温)結
果を第1図に示す。
第1図に示されるように、本発明によって製造されたク
ランク軸は、引張り強さ、降伏点において、焼入れ一焼
もどしの調質処理品と十分匹敵する性能をもつ。
ランク軸は、引張り強さ、降伏点において、焼入れ一焼
もどしの調質処理品と十分匹敵する性能をもつ。
延性および靭性においては、調質処理品に比較して劣る
が、このクランク軸の目標性能が降伏点50KgAl,
y,以上、引張り強さ80〜〆d以上、伸び8%以上、
絞り20%以上、シャルピー衝撃値(3MUノツチ、室
温)が2Kg・m/cm2であることを考慮すると、い
ずれにおいてもこの目標値を十分に上回っていることが
明らかである。
が、このクランク軸の目標性能が降伏点50KgAl,
y,以上、引張り強さ80〜〆d以上、伸び8%以上、
絞り20%以上、シャルピー衝撃値(3MUノツチ、室
温)が2Kg・m/cm2であることを考慮すると、い
ずれにおいてもこの目標値を十分に上回っていることが
明らかである。
しかし、N含有量が0.0060%と低い鋼Iでは靭性
が不十分である。
が不十分である。
なお、上記機械的諸性質が、S.Pb,Ca等の被削性
改善成分によって実質的に影響されていないことも明ら
かであり、このような傾向は、上記以外の成分について
も確認されている。
改善成分によって実質的に影響されていないことも明ら
かであり、このような傾向は、上記以外の成分について
も確認されている。
第2図は、第1表の鋼Dを用いて製造した前記と同サイ
ズのクランク軸について、冷却条件を変えた場合の機械
的性質の変化を示す。
ズのクランク軸について、冷却条件を変えた場合の機械
的性質の変化を示す。
即ち鍜造終了後、A3点直上までの冷却速度を1.0〜
l5’C/secの範囲で変化させ、A3点から500
℃までを0.25℃/sec一定で冷却した場合、およ
び鍛造終了後A3点直上までを上記のとおり変化させた
上、A3点から500°までの冷却速度も0.25〜1
5’C/secの範囲で変化させた場合、についての試
験結果である。
l5’C/secの範囲で変化させ、A3点から500
℃までを0.25℃/sec一定で冷却した場合、およ
び鍛造終了後A3点直上までを上記のとおり変化させた
上、A3点から500°までの冷却速度も0.25〜1
5’C/secの範囲で変化させた場合、についての試
験結果である。
第2図から明らかなとおり、鍛造後の冷却速度を大きく
することによって、強度だけでなく延性および靭性の向
上をはかることができ、更に、A3点から500℃まで
の冷却速度の調整と組合せれば、伸びおよび衝撃値にお
いても調質品と十分に対抗できる性能をもつに至る。
することによって、強度だけでなく延性および靭性の向
上をはかることができ、更に、A3点から500℃まで
の冷却速度の調整と組合せれば、伸びおよび衝撃値にお
いても調質品と十分に対抗できる性能をもつに至る。
このような本発明の効果は、鍛造後の調整冷却によって
、オーステナイト粒成長が抑制されること、変態時に析
出するVN(C)によるフエライト粒の微細化、変態後
の冷却速度調整による結晶粒成長の抑制、パーライト層
間隔の微細化が総合された結果であり、このような効果
を得るためには、素材鋼の組成と鍛造後の冷却条件の適
切な組合せが重要であることが分る。
、オーステナイト粒成長が抑制されること、変態時に析
出するVN(C)によるフエライト粒の微細化、変態後
の冷却速度調整による結晶粒成長の抑制、パーライト層
間隔の微細化が総合された結果であり、このような効果
を得るためには、素材鋼の組成と鍛造後の冷却条件の適
切な組合せが重要であることが分る。
以上の説明、特に実施例の結果から明らかなとおり、本
願発明は、冷却後の冷却調整だけで、焼入れ=IAもど
じのような調質処理を行うことなく機械的性質にすぐれ
た鍜鋼品を安価に製造することを可能とするもので、特
に大量生産される自動車用クランク軸の如き鍜鋼品の製
造に大きな利点をもつ。
願発明は、冷却後の冷却調整だけで、焼入れ=IAもど
じのような調質処理を行うことなく機械的性質にすぐれ
た鍜鋼品を安価に製造することを可能とするもので、特
に大量生産される自動車用クランク軸の如き鍜鋼品の製
造に大きな利点をもつ。
【図面の簡単な説明】
第1図は、素材鋼種による機械的性質の相違を示す図。
第2図は、同一鋼種の冷却条件の相違による機械的性質
の相違を示す図、である。
の相違を示す図、である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.30 〜0.60%.Si0.50% 以下
、Mn0.60〜2.001%,V0.03−0.20
%,Sol.Al0.020 〜0.060%.N0.
008〜0.020%必要に応じてCr0.50%以下
、残部実質的にFeからなり,Mn(イ)/C(%)が
2.0以上である鋼を、熱間鍛造後直ちにA3点直上ま
で0.7℃/sec〜15℃/secの冷却速度で調整
冷却し、更に変態開始から500℃までを0.2℃,/
sec〜15℃/secの冷却速度で調整冷却すること
を特徴とする非調質鍛鋼品の製造方法。 2 CO.30〜0.60%.SiO.50%以下、M
n0.60〜2.00%,V0.03〜0.20%.S
ol,Al0.020〜0.060%.NO.OO8〜
0.020%、必要に応じてCr0.50%以下、更に
SO.20%以下、PbO.25%以下、Bi0.10
%以下、TeO.10%以下、Se0.10%以下、C
eO.20%以下、Ca0.01%以下、のうちの1種
以上を含有し残部実質的にFeから成り、Mn(%)/
C(%)が20以上である鋼を、熱間鍛造後直ちにA3
点直上まで0.7℃/SeC〜15℃/secの冷却速
度で調整冷却し、更に変態開始から500℃までを0.
2℃/seC〜l5℃/SeCの冷却速度で調整冷却す
ることを特徴とする非調質鍛鋼品の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP53029681A JPS589813B2 (ja) | 1978-03-14 | 1978-03-14 | 非調質鍛鋼品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP53029681A JPS589813B2 (ja) | 1978-03-14 | 1978-03-14 | 非調質鍛鋼品の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS54121225A JPS54121225A (en) | 1979-09-20 |
JPS589813B2 true JPS589813B2 (ja) | 1983-02-23 |
Family
ID=12282850
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP53029681A Expired JPS589813B2 (ja) | 1978-03-14 | 1978-03-14 | 非調質鍛鋼品の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS589813B2 (ja) |
Families Citing this family (12)
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---|---|---|---|---|
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JPS6045250B2 (ja) * | 1980-05-28 | 1985-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 非調質鍛造部品の製造方法 |
JPS5789431A (en) * | 1980-11-25 | 1982-06-03 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
JPS57120616A (en) * | 1981-01-21 | 1982-07-27 | Daido Steel Co Ltd | Production of parts for mechanical structure |
JPS57123921A (en) * | 1981-01-23 | 1982-08-02 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
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JPS6050148A (ja) * | 1983-08-30 | 1985-03-19 | Aichi Steel Works Ltd | 高靭性調質省略鋼 |
JPS61264162A (ja) * | 1985-05-17 | 1986-11-22 | Kobe Steel Ltd | 温間鍛造用非調質強靭鋼 |
JP2573118B2 (ja) * | 1990-11-21 | 1997-01-22 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性の優れた機械構造用電気抵抗溶接鋼管 |
JP3241897B2 (ja) * | 1993-10-12 | 2001-12-25 | 新日本製鐵株式会社 | 引張強度、疲労強度および被削性に優れる熱間鍛造用非調質鋼 |
KR100610933B1 (ko) * | 2002-06-29 | 2006-08-09 | 현대자동차주식회사 | 단조 분할 커넥팅 로드의 열처리 방법 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52111413A (en) * | 1976-03-16 | 1977-09-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high tensile steel superior in toughness |
-
1978
- 1978-03-14 JP JP53029681A patent/JPS589813B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS54121225A (en) | 1979-09-20 |
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