JPS61276952A - 強靭鋼 - Google Patents
強靭鋼Info
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- JPS61276952A JPS61276952A JP11919485A JP11919485A JPS61276952A JP S61276952 A JPS61276952 A JP S61276952A JP 11919485 A JP11919485 A JP 11919485A JP 11919485 A JP11919485 A JP 11919485A JP S61276952 A JPS61276952 A JP S61276952A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
本発明は強靭鋼に係り、特に熱間鍛造又はオーステナイ
トとフェライトの二相域鍛造による部品製造が実用−に
容易で、強度、靭性の向１；を図った強靭鋼に関する。 （従来の技術及び問題点） 従来、熱間鍛造によって機械構造用部品を製造するに際
しては、素材を約１２００℃以上の温度に加熱した後、
所定の形状に成形したり、特に部品強度と靭性が要求さ
れる場合には、鍛造後に焼入・焼もどし処理を施し、そ
の後必要に応じて機械加工を施したりして、製造してい
た。 しかし乍ら、近年のエネルギーコス１への高騰を背景と
し、鍛造後の熱処理を省略する方策が種々検討されてき
た。その代表的な方法としては、鍛造後、室温近くまで
冷却することなく、直接焼入れ処理を行い、その後必要
に応じて焼もどし処理を施す、いわゆる鍛造焼入方法が
ある。この方法によれば、鍛造焼入方法まで再加熱する
必要がないため、大幅なエネルギーの節減が可能となる
。 しかし、−Ｊ−記鍛造焼入方法は、通常１２００℃以−
トの高温に加熱後鍛造し、直接焼入れするか、或いは鍛
造後所定温度まで冷却後焼入れするものであるため、鍛
造加熱時及び鍛造後の冷却時に結晶粒が著しく粗大にな
るため、焼入又は焼もどし処理を行った部品の靭性が著
しく劣化するという欠点があった。 そこで、この靭性向−■二の手段として、鍛造温度を下
げ、フェライトとオーステナイト域のいわゆる二相域温
度で鍛造し、直接急冷する方法が試みられているが、こ
の方法で従来の機械構造用鋼をそのま＼用いると、前記
の二相域温度幅が著しく狭く、コントロールが極めて困
難であり、そのため、鍛造後の部品の硬さ、靭性等の品
質のバラツキが大きくなって、実操業−に大きな問題で
あった。 一方、この二相域温度幅を拡張する方法として、Ｃ含有
量の低減やＳｉ含有量の増加が考えられるが、前者のＣ
含有量の低減については、部品強度を著しく低下するた
め、自ずから制限があり、また後者のＳｉ含有量の増加
については、靭性が劣化するという問題がある。 （発明の目的） ４一 本発明は、前述の従来技術の欠点を解消し、種々の態様
の熱間鍛造によっても実用」二容易に部品を製造でき、
強度、靭性等を品質のバラツキを招くことなく向上し得
る強靭鋼を提供することを目的とするものである。 （発明の構成） 上記目的を達成するため、本発明者等は、前述の改善さ
れた熱間鍛造による製造法を適用し得る鋼種を見い出す
ため種々研究を重ねた結果、熱間鍛造後に二相域温度か
らの急冷又は前記温度で鍛造後急冷するに当たり、温度
のコントロール、すなわち得られる相の比率のコントロ
ールが実用的に容易で、かつ、強度と靭性を同時に満足
できる強靭鋼を見い出すに至った◎ すなわち１本発明に係る強靭鋼は、重量％で（以下、同
じ）、ｃ：ｏ、ｏ５〜０．３０％、Ｓｉ：１゜０−３．
０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．４〜１．５
％、Ｓ：０．０２０％以下、ｐ：ｏ、ｏ２０％以下及び
０：０．００１５％以下を基本成分とし、必要に応じて
、Ｎｉ：２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種
又は２種及び／又は、Ａｆｌ：０．１％以下、Ｎｂ：０
．２％以下、’ｒｉ： ０ 、２％以下、Ｖ：０．２％
以下及びＮ：０．０３％以下のうちの１種又は２種以上
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、熱間
鍛造時にオーステナイト温度域で鍛造後、オーステナイ
トとフェライトの二相域から急冷するか、或いは前記二
相域で鍛造後急冷することにより、面積率でフェライト
が３０〜７０％、残部がマルテンサイト又はマルテンサ
イトとベイナイトからなる組織を有することを特徴とす
るものである。 以下に本発明の詳細な説明する。 前述のように、鍛造焼入法は二相域温度幅が著しく狭い
ために実操業上においてコントロールが極めて困難であ
る。例えば、−例として従来の機械構造用鋼（Ｆｅ−０
，２５Ｃ−０，５Ｓｉ−０，７Ｍｎ）について各加熱温
度での変形抵抗を調べたところ、第２図に示すように、
その二相域温度幅（図中、黒丸印のＡｃ工〜Ａｃ３間）
は約５０〜６０℃の如く極めて狭く、しかも比較的低い
ので、これを鍛造した場合には、変形抵抗が比較的大き
く、かつその幅が狭いため、鍛造後の部品の品質（硬さ
、靭性等）にバラツキが生じ、良好でないことが多い。 そこで、本発明者等は、その改善策として単にＣ含有量
を低減したり或いはＳｉ含有量を増加させるのではなく
、同時に他の合金元素（例、Ｃｒ）を添加することによ
り、二相域温度幅を拡大し、かつ′、それを高温側にシ
フトさせ、鍛造−急冷する基礎実験を行ったところ、鍛
造部品の品質がバラツキを生じることなく向上でき、容
易に実施できることがわかった。 これは、例えば第１図に示すようにＦｅ−０，２Ｃ−８
ｊ−１，０Ｍｎ−０，７Ｃｒ鋼についてＳｉ含有量を増
加した場合、従来のようにＳｉ量を低含有量側で増加し
たときに比べ、Ｓｉ量を１．０％以上の高含有量側で増
すことにより、Ｓｉ含有量の増加に伴って二相域温度幅
を大幅に拡張でき、高めることができるので、第２図に
示す如く変形抵抗を著しく小さくすることができるため
である。 なお、第２図の実線は第１図に示した供試鋼でＳｉ景を
１．７０％とした鋼についてのものである。 」二記の基礎実験により得た知見に基づき、各種合金元
素の添加についても研究を重ねたところ、好結果を得る
ことができ、二Ｎに前記の如く本発明の強靭鋼を見い出
したものである。 次に、本発明における各成分含有量並びに組織の限定理
由を示す。 Ｃは強靭鋼としての強度を確保するために必要な成分で
あり、そのためには０．０５％以上を必要とし、これに
より鍛造後の急冷によって一部現出するマルテンサイト
又はマルテンサイトとベイナイトにより所要の硬さを得
ることができる。しかし、Ｃ含有量が多すぎると、二相
温度幅が狭くなり、また靭性が劣化するので、０．３０
％を上限値とする。 Ｓｉは二相温度域を拡張するうえで最も効果的な成分で
あって、多い程よく、１．０％以上含有させるが、３．
Ｑ％を超えて含有せしめると靭性劣化を招き、実用上所
望の靭性確保ができなくなる。 Ｍｎは強度を確保し焼入性を向上させる成分であるので
０．８％以上必要とするが、多く含有させると二相温度
域を狭くすることになるので、２．５％を上限値とする
。 Ｃｒは焼入性を向上させて強度を確保するために０．４
％以上添加するが、１．５％を超えて多く添加すると靭
性劣化を招くので、０．４〜１・５％の範ｉで添加する
。 Ｓ、Ｐ及びＯは、鋼中含有量が低ければ低い程よい・特
にＳ及びＰは、Ｓｉ含有量を二相温度域を拡張するため
に上記の如く増加させる際、これらの含有量をより低く
抑えると靭性確保のうえ特に効果があることが判明した
ので、各々上限値を０・０２０％とする。またＯは酸化
物系介在物を少すくシて靭性劣化を防止するために上限
値を０．００１５％とする。 Ｎｉ及びＭＯは基地に固溶して強度並びに靭性を向上さ
せる成分であり、必要に応じてその１種ｙは２種を添加
することができる。添加するときは、Ｎｉは２％以下、
ＭＯは０．５％以下とし、各々それよりも多く添加する
と靭性劣化を招くので、望ましくない。 また、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＮは、鍛造前、後にお
いて組織を微細化して靭性を向上させる効果を有する成
分であり、必要に応じてその１種又は２種以上を添加す
ることができる。添加するときは、Ａｌは０．１％以下
、Ｎｂ、Ｔｉ及び■は各々０．２％以下とし、各々それ
よりも多く添加すると靭性を劣化させるので、望ましく
ない。またＮは０．０３％を超えて含有せしめるとブロ
ーホールが発生するので、このブローホール発生を防止
し、健全な鋼材を得るうえで、０．０３％以下とするの
が望ましい。 −Ｆ記組成のものをオーステナイト温度域で鍛造後、オ
ーステナイトとフェライトの二相域から急冷し、或いは
前記二相域で鍛造後急冷することにより、フェライトと
マルテンサイト若しくはマルテンサイト及びベイナイト
とからなる組織を得るが、強靭鋼として強度を確保する
ためには、フェライトを面積率で３０〜７０％占めるよ
うにして、所要のマルテンサイト又はマルテンサイトと
ベイナイトを含む組織にする必要がある。なお、フェラ
イトとパーライトからなる組織では所望の強度を確保す
ることが不可能である。 以上の構成の本発明鋼は、強度及び靭性ともに優れた強
靭鋼として、熱間鍛造により製造される各種部品に用い
られるが、特にリヤースピンドル等の自動車用足廻り部
品用の材料として好適である。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例１） 第１表に示す化学成分の供試鋼について、以下に示す実
験方法によって鍛造焼入、焼もどしを行った・ 供試鋼Ｎ（１１，２は市販の従来鋼（ＳＣＲ４３５等）
であり、これらについては、まず１２００℃で３５φ→
２５φに鍛造後、８６０℃まで空冷して水焼入れし、そ
の後焼もどしを行って硬さ調整を図った後、ＪＩＳａ号
シャルピー試験片を作成した。 また、供試鋼Ｎα３〜１１については、各鋼種の二相温
度域で３５φ→２５φに鍛造後、水焼入れを行い、その
後焼もどしを行って硬さ調整を図った後、Ｊ Ｉ Ｓ
３号シャルピー試験片を作成した。 フェライト面積率は、各供試鋼の鍛造温度をコントロー
ルすることにより、いずれも４５〜５５％にした。 なお、各供試鋼Ｎｎ １〜１１についての上記硬さ調整
は、硬さをＨＲＣ１９〜２１のレベル（１）とＨＲ’Ｃ
２９〜３１のレベル（ＩＩ）に区分するべく、焼もどし
条件により行った。硬さ調整の結果は第２表にＩ、Ｈに
て併記した。 次いで、−上記各シャルピー試験片を用いて衝撃試験を
行い、シャルピー衝撃値を求めた。その結果を第２表に
示す。
トとフェライトの二相域鍛造による部品製造が実用−に
容易で、強度、靭性の向１；を図った強靭鋼に関する。 （従来の技術及び問題点） 従来、熱間鍛造によって機械構造用部品を製造するに際
しては、素材を約１２００℃以上の温度に加熱した後、
所定の形状に成形したり、特に部品強度と靭性が要求さ
れる場合には、鍛造後に焼入・焼もどし処理を施し、そ
の後必要に応じて機械加工を施したりして、製造してい
た。 しかし乍ら、近年のエネルギーコス１への高騰を背景と
し、鍛造後の熱処理を省略する方策が種々検討されてき
た。その代表的な方法としては、鍛造後、室温近くまで
冷却することなく、直接焼入れ処理を行い、その後必要
に応じて焼もどし処理を施す、いわゆる鍛造焼入方法が
ある。この方法によれば、鍛造焼入方法まで再加熱する
必要がないため、大幅なエネルギーの節減が可能となる
。 しかし、−Ｊ−記鍛造焼入方法は、通常１２００℃以−
トの高温に加熱後鍛造し、直接焼入れするか、或いは鍛
造後所定温度まで冷却後焼入れするものであるため、鍛
造加熱時及び鍛造後の冷却時に結晶粒が著しく粗大にな
るため、焼入又は焼もどし処理を行った部品の靭性が著
しく劣化するという欠点があった。 そこで、この靭性向−■二の手段として、鍛造温度を下
げ、フェライトとオーステナイト域のいわゆる二相域温
度で鍛造し、直接急冷する方法が試みられているが、こ
の方法で従来の機械構造用鋼をそのま＼用いると、前記
の二相域温度幅が著しく狭く、コントロールが極めて困
難であり、そのため、鍛造後の部品の硬さ、靭性等の品
質のバラツキが大きくなって、実操業−に大きな問題で
あった。 一方、この二相域温度幅を拡張する方法として、Ｃ含有
量の低減やＳｉ含有量の増加が考えられるが、前者のＣ
含有量の低減については、部品強度を著しく低下するた
め、自ずから制限があり、また後者のＳｉ含有量の増加
については、靭性が劣化するという問題がある。 （発明の目的） ４一 本発明は、前述の従来技術の欠点を解消し、種々の態様
の熱間鍛造によっても実用」二容易に部品を製造でき、
強度、靭性等を品質のバラツキを招くことなく向上し得
る強靭鋼を提供することを目的とするものである。 （発明の構成） 上記目的を達成するため、本発明者等は、前述の改善さ
れた熱間鍛造による製造法を適用し得る鋼種を見い出す
ため種々研究を重ねた結果、熱間鍛造後に二相域温度か
らの急冷又は前記温度で鍛造後急冷するに当たり、温度
のコントロール、すなわち得られる相の比率のコントロ
ールが実用的に容易で、かつ、強度と靭性を同時に満足
できる強靭鋼を見い出すに至った◎ すなわち１本発明に係る強靭鋼は、重量％で（以下、同
じ）、ｃ：ｏ、ｏ５〜０．３０％、Ｓｉ：１゜０−３．
０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．４〜１．５
％、Ｓ：０．０２０％以下、ｐ：ｏ、ｏ２０％以下及び
０：０．００１５％以下を基本成分とし、必要に応じて
、Ｎｉ：２％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種
又は２種及び／又は、Ａｆｌ：０．１％以下、Ｎｂ：０
．２％以下、’ｒｉ： ０ 、２％以下、Ｖ：０．２％
以下及びＮ：０．０３％以下のうちの１種又は２種以上
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、熱間
鍛造時にオーステナイト温度域で鍛造後、オーステナイ
トとフェライトの二相域から急冷するか、或いは前記二
相域で鍛造後急冷することにより、面積率でフェライト
が３０〜７０％、残部がマルテンサイト又はマルテンサ
イトとベイナイトからなる組織を有することを特徴とす
るものである。 以下に本発明の詳細な説明する。 前述のように、鍛造焼入法は二相域温度幅が著しく狭い
ために実操業上においてコントロールが極めて困難であ
る。例えば、−例として従来の機械構造用鋼（Ｆｅ−０
，２５Ｃ−０，５Ｓｉ−０，７Ｍｎ）について各加熱温
度での変形抵抗を調べたところ、第２図に示すように、
その二相域温度幅（図中、黒丸印のＡｃ工〜Ａｃ３間）
は約５０〜６０℃の如く極めて狭く、しかも比較的低い
ので、これを鍛造した場合には、変形抵抗が比較的大き
く、かつその幅が狭いため、鍛造後の部品の品質（硬さ
、靭性等）にバラツキが生じ、良好でないことが多い。 そこで、本発明者等は、その改善策として単にＣ含有量
を低減したり或いはＳｉ含有量を増加させるのではなく
、同時に他の合金元素（例、Ｃｒ）を添加することによ
り、二相域温度幅を拡大し、かつ′、それを高温側にシ
フトさせ、鍛造−急冷する基礎実験を行ったところ、鍛
造部品の品質がバラツキを生じることなく向上でき、容
易に実施できることがわかった。 これは、例えば第１図に示すようにＦｅ−０，２Ｃ−８
ｊ−１，０Ｍｎ−０，７Ｃｒ鋼についてＳｉ含有量を増
加した場合、従来のようにＳｉ量を低含有量側で増加し
たときに比べ、Ｓｉ量を１．０％以上の高含有量側で増
すことにより、Ｓｉ含有量の増加に伴って二相域温度幅
を大幅に拡張でき、高めることができるので、第２図に
示す如く変形抵抗を著しく小さくすることができるため
である。 なお、第２図の実線は第１図に示した供試鋼でＳｉ景を
１．７０％とした鋼についてのものである。 」二記の基礎実験により得た知見に基づき、各種合金元
素の添加についても研究を重ねたところ、好結果を得る
ことができ、二Ｎに前記の如く本発明の強靭鋼を見い出
したものである。 次に、本発明における各成分含有量並びに組織の限定理
由を示す。 Ｃは強靭鋼としての強度を確保するために必要な成分で
あり、そのためには０．０５％以上を必要とし、これに
より鍛造後の急冷によって一部現出するマルテンサイト
又はマルテンサイトとベイナイトにより所要の硬さを得
ることができる。しかし、Ｃ含有量が多すぎると、二相
温度幅が狭くなり、また靭性が劣化するので、０．３０
％を上限値とする。 Ｓｉは二相温度域を拡張するうえで最も効果的な成分で
あって、多い程よく、１．０％以上含有させるが、３．
Ｑ％を超えて含有せしめると靭性劣化を招き、実用上所
望の靭性確保ができなくなる。 Ｍｎは強度を確保し焼入性を向上させる成分であるので
０．８％以上必要とするが、多く含有させると二相温度
域を狭くすることになるので、２．５％を上限値とする
。 Ｃｒは焼入性を向上させて強度を確保するために０．４
％以上添加するが、１．５％を超えて多く添加すると靭
性劣化を招くので、０．４〜１・５％の範ｉで添加する
。 Ｓ、Ｐ及びＯは、鋼中含有量が低ければ低い程よい・特
にＳ及びＰは、Ｓｉ含有量を二相温度域を拡張するため
に上記の如く増加させる際、これらの含有量をより低く
抑えると靭性確保のうえ特に効果があることが判明した
ので、各々上限値を０・０２０％とする。またＯは酸化
物系介在物を少すくシて靭性劣化を防止するために上限
値を０．００１５％とする。 Ｎｉ及びＭＯは基地に固溶して強度並びに靭性を向上さ
せる成分であり、必要に応じてその１種ｙは２種を添加
することができる。添加するときは、Ｎｉは２％以下、
ＭＯは０．５％以下とし、各々それよりも多く添加する
と靭性劣化を招くので、望ましくない。 また、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＮは、鍛造前、後にお
いて組織を微細化して靭性を向上させる効果を有する成
分であり、必要に応じてその１種又は２種以上を添加す
ることができる。添加するときは、Ａｌは０．１％以下
、Ｎｂ、Ｔｉ及び■は各々０．２％以下とし、各々それ
よりも多く添加すると靭性を劣化させるので、望ましく
ない。またＮは０．０３％を超えて含有せしめるとブロ
ーホールが発生するので、このブローホール発生を防止
し、健全な鋼材を得るうえで、０．０３％以下とするの
が望ましい。 −Ｆ記組成のものをオーステナイト温度域で鍛造後、オ
ーステナイトとフェライトの二相域から急冷し、或いは
前記二相域で鍛造後急冷することにより、フェライトと
マルテンサイト若しくはマルテンサイト及びベイナイト
とからなる組織を得るが、強靭鋼として強度を確保する
ためには、フェライトを面積率で３０〜７０％占めるよ
うにして、所要のマルテンサイト又はマルテンサイトと
ベイナイトを含む組織にする必要がある。なお、フェラ
イトとパーライトからなる組織では所望の強度を確保す
ることが不可能である。 以上の構成の本発明鋼は、強度及び靭性ともに優れた強
靭鋼として、熱間鍛造により製造される各種部品に用い
られるが、特にリヤースピンドル等の自動車用足廻り部
品用の材料として好適である。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例１） 第１表に示す化学成分の供試鋼について、以下に示す実
験方法によって鍛造焼入、焼もどしを行った・ 供試鋼Ｎ（１１，２は市販の従来鋼（ＳＣＲ４３５等）
であり、これらについては、まず１２００℃で３５φ→
２５φに鍛造後、８６０℃まで空冷して水焼入れし、そ
の後焼もどしを行って硬さ調整を図った後、ＪＩＳａ号
シャルピー試験片を作成した。 また、供試鋼Ｎα３〜１１については、各鋼種の二相温
度域で３５φ→２５φに鍛造後、水焼入れを行い、その
後焼もどしを行って硬さ調整を図った後、Ｊ Ｉ Ｓ
３号シャルピー試験片を作成した。 フェライト面積率は、各供試鋼の鍛造温度をコントロー
ルすることにより、いずれも４５〜５５％にした。 なお、各供試鋼Ｎｎ １〜１１についての上記硬さ調整
は、硬さをＨＲＣ１９〜２１のレベル（１）とＨＲ’Ｃ
２９〜３１のレベル（ＩＩ）に区分するべく、焼もどし
条件により行った。硬さ調整の結果は第２表にＩ、Ｈに
て併記した。 次いで、−上記各シャルピー試験片を用いて衝撃試験を
行い、シャルピー衝撃値を求めた。その結果を第２表に
示す。
＝１４−
第２表
＊ 供試鋼Ｎα２．７はＣ含有量が低いため、同一の硬
さレベルＨに硬さ調整した際、所望レベルの硬さが得ら
れなかったので、衝撃試験を行わなかった。 その結果は、第２表に示すように、比較鋼Ｎα１〜４は
いずれも靭性が劣っているのに対し、本発明鋼Ｎα５〜
１１はいずれも各硬さレベルで高い衝撃値を示し、特に
高硬さレベル■でも優れた靭性が得られている。 （実施例２） 鍛造−急冷により得られた鍛造品におけるフェライト規
制の影響をみるために、以下の実験を行った・ 第１表に示した供試鋼Ｎｎ ５について、１１００℃で
３５φ→１５φに鍛造後、二相域温度まで空冷し、水焼
入れを行った。その後、焼入れまＮ材の硬さとフェライ
ト量を測定すると共に、焼もどしを行い、ＨＲＣ２４〜
２６に硬さ調整し、ＪＩＳＳ号シャルピー試験片を作成
し、衝撃試験を行った。それらの結果を第３表に示す。
さレベルＨに硬さ調整した際、所望レベルの硬さが得ら
れなかったので、衝撃試験を行わなかった。 その結果は、第２表に示すように、比較鋼Ｎα１〜４は
いずれも靭性が劣っているのに対し、本発明鋼Ｎα５〜
１１はいずれも各硬さレベルで高い衝撃値を示し、特に
高硬さレベル■でも優れた靭性が得られている。 （実施例２） 鍛造−急冷により得られた鍛造品におけるフェライト規
制の影響をみるために、以下の実験を行った・ 第１表に示した供試鋼Ｎｎ ５について、１１００℃で
３５φ→１５φに鍛造後、二相域温度まで空冷し、水焼
入れを行った。その後、焼入れまＮ材の硬さとフェライ
ト量を測定すると共に、焼もどしを行い、ＨＲＣ２４〜
２６に硬さ調整し、ＪＩＳＳ号シャルピー試験片を作成
し、衝撃試験を行った。それらの結果を第３表に示す。
第３表
拳 焼入時の硬さが低すぎたので衝撃試験を行わなかっ
た。 第３表より、化学成分が本発明の範囲内の供試鋼であっ
ても、フェライト面積率（％）が低すぎる場合には、焼
入れ時の硬さが十分得られても、靭性が劣り、またフェ
ライト面積率が高すぎると、焼入れ時の硬ささえ確保で
きない。これに対し、フェライト面積率が３０〜７０％
の範囲内にある場合には、硬さ及び靭性ともに満足でき
る。 （発明の効果） 以」二詳述したように、本発明によれば、強度、靭性と
もに優れた高品質の強靭鋼を提供することができ、しか
も省エネルギー化を図った鍛造−急冷法を適用して容易
に鍛造品を製造することができるので、その実用−トの
効果は極めて大きい。
た。 第３表より、化学成分が本発明の範囲内の供試鋼であっ
ても、フェライト面積率（％）が低すぎる場合には、焼
入れ時の硬さが十分得られても、靭性が劣り、またフェ
ライト面積率が高すぎると、焼入れ時の硬ささえ確保で
きない。これに対し、フェライト面積率が３０〜７０％
の範囲内にある場合には、硬さ及び靭性ともに満足でき
る。 （発明の効果） 以」二詳述したように、本発明によれば、強度、靭性と
もに優れた高品質の強靭鋼を提供することができ、しか
も省エネルギー化を図った鍛造−急冷法を適用して容易
に鍛造品を製造することができるので、その実用−トの
効果は極めて大きい。
第１図はＳｉ含有量と変態点温度の関係を示す図、
第２図は鍛造温度と変形抵抗の関係を示す図である。
特許出願人 日産自動車株式会社
同 大同特殊鋼株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．
０〜３．０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．４
〜１．５％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％
以下及びＯ：０．００１５％以下を含み、残部がＦｅ及
び不可避的不純物からなり、熱間鍛造時にオーステナイ
ト温度域で鍛造後、オーステナイトとフェライトの二相
域から急冷し、或いは前記二相域で鍛造後急冷すること
により、面積率でフェライトが３０〜７０％、残部がマ
ルテンサイト又はマルテンサイトとベイナイトからなる
組織を有することを特徴とする強靭鋼。 ２、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．
０〜３．０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．４
〜１．５％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％
以下及びＯ：０．００１５％以下を含み、更にＮｉ：２
％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種又は２種を
含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、熱間鍛
造時にオーステナイト温度域で鍛造後、オーステナイト
とフェライトの二相域から急冷し、或いは前記二相域で
鍛造後急冷することにより、面積率でフェライトが３０
〜７０％、残部がマルテンサイト又はマルテンサイトと
ベイナイトからなる組織を有することを特徴とする強靭
鋼。 ３、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．
０〜３．０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．４
〜１．５％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％
以下及びＯ：０．００１５％以下を含み、更にＡｌ：０
．１％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下
、Ｖ：０．２％以下及びＮ：０．０３％以下のうちの１
種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなり、熱間鍛造時にオーステナイト温度域で鍛造後
、オーステナイトとフェライトの二相域から急冷し、或
いは前記二相域で鍛造後急冷することにより、面積率で
フェライトが３０〜７０％、残部がマルテンサイト又は
マルテンサイトとベイナイトからなる組織を有すること
を特徴とする強靭鋼。 ４、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．
０〜３．０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｃｒ：０．４
〜１．５％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％
以下及びＯ：０．００１５％以下を含み、更にＮｉ：２
％以下及びＭｏ：０．５％以下のうちの１種又は２種を
含み、かつ、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｂ：０．２％以下
、Ｔｉ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下及びＮ：０．
０３％以下のうちの１種又は２種以上を含み、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物よりなり、熱間鍛造時にオーステ
ナイト温度域で鍛造後、オーステナイトとフェライトの
二相域から急冷し、或いは前記二相域で鍛造後急冷する
ことにより、面積率でフェライトが３０〜７０％、残部
がマルテンサイト又はマルテンサイトとベイナイトから
なる組織を有することを特徴とする強靭鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11919485A JPS61276952A (ja) | 1985-06-01 | 1985-06-01 | 強靭鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11919485A JPS61276952A (ja) | 1985-06-01 | 1985-06-01 | 強靭鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61276952A true JPS61276952A (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=14755247
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11919485A Pending JPS61276952A (ja) | 1985-06-01 | 1985-06-01 | 強靭鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61276952A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0543979A (ja) * | 1991-08-08 | 1993-02-23 | Nippon Steel Corp | マルテンサイト型高強度熱鍛非調質鋼機械部品 |
| JPH0657376A (ja) * | 1992-08-11 | 1994-03-01 | Kobe Steel Ltd | 加工性の良好な７３０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
| WO2006017880A1 (en) * | 2004-08-18 | 2006-02-23 | Bishop Innovation Limited | Method of manufacturing a hardened forged steel component |
| AU2005274665B2 (en) * | 2004-08-18 | 2008-03-06 | Bishop Innovation Limited | Method of manufacturing a hardened forged steel component |
| US20170022580A1 (en) * | 2009-12-22 | 2017-01-26 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength spring steel |
-
1985
- 1985-06-01 JP JP11919485A patent/JPS61276952A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0543979A (ja) * | 1991-08-08 | 1993-02-23 | Nippon Steel Corp | マルテンサイト型高強度熱鍛非調質鋼機械部品 |
| JPH0657376A (ja) * | 1992-08-11 | 1994-03-01 | Kobe Steel Ltd | 加工性の良好な７３０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
| WO2006017880A1 (en) * | 2004-08-18 | 2006-02-23 | Bishop Innovation Limited | Method of manufacturing a hardened forged steel component |
| EP1789597A1 (en) * | 2004-08-18 | 2007-05-30 | Bishop Innovation Pty. Limited | Method of manufacturing a hardened forged steel component |
| AU2005274665B2 (en) * | 2004-08-18 | 2008-03-06 | Bishop Innovation Limited | Method of manufacturing a hardened forged steel component |
| EP1789597A4 (en) * | 2004-08-18 | 2009-10-28 | Bishop Innovation Pty Ltd | METHOD FOR MANUFACTURING FORGED STEEL-TREATED COMPONENT |
| US20170022580A1 (en) * | 2009-12-22 | 2017-01-26 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength spring steel |
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