JPH07316720A - 高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法 - Google Patents
高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法Info
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- JPH07316720A JPH07316720A JP11267994A JP11267994A JPH07316720A JP H07316720 A JPH07316720 A JP H07316720A JP 11267994 A JP11267994 A JP 11267994A JP 11267994 A JP11267994 A JP 11267994A JP H07316720 A JPH07316720 A JP H07316720A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 鍛造ままで、引張強度900N/mm2以上、衝撃値
uE+20 50 J/cm2以上および耐久比 (疲労強度／引張強
度) 0.50以上を有する鋼の開発。 【構成】 Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.05〜1.50％、Mn：
0.50〜2.50％、Cr：0.50〜2.50％、Mo：0.05〜0.50％、
Ｖ：0.005 〜0.200 ％、sol.Al：0.005 〜0.050 ％、さ
らに、必要に応じ、Nb：0.005 〜0.080 ％、Ti：0.005
〜0.050 ％、およびＢ：0.0001〜0.0030％のうち１種ま
たは２種以上、および／または快削成分を含み、初析フ
ェライトの面積率が10％以下であるベイナイト組織とす
る。
uE+20 50 J/cm2以上および耐久比 (疲労強度／引張強
度) 0.50以上を有する鋼の開発。 【構成】 Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.05〜1.50％、Mn：
0.50〜2.50％、Cr：0.50〜2.50％、Mo：0.05〜0.50％、
Ｖ：0.005 〜0.200 ％、sol.Al：0.005 〜0.050 ％、さ
らに、必要に応じ、Nb：0.005 〜0.080 ％、Ti：0.005
〜0.050 ％、およびＢ：0.0001〜0.0030％のうち１種ま
たは２種以上、および／または快削成分を含み、初析フ
ェライトの面積率が10％以下であるベイナイト組織とす
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、非調質のままで高い引
張強度、高い衝撃値を有し、かつ優れた疲労強度を有す
る高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法に関する。
張強度、高い衝撃値を有し、かつ優れた疲労強度を有す
る高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、コネクティングロッド、クランク
軸、ナックル等の自動車用鍛造部品には、機械構造用炭
素鋼あるいは合金鋼を用い、熱間鍛造により部品形状に
成形後、高い疲労強度を付与するため調質処理 (焼入焼
戻し処理) が行われていた。しかしながら、コスト、省
力化、熱処理変形等の問題から調質処理を省略し、鍛造
まま (非調質) で高い疲労強度が得られる鋼の開発が望
まれている。
軸、ナックル等の自動車用鍛造部品には、機械構造用炭
素鋼あるいは合金鋼を用い、熱間鍛造により部品形状に
成形後、高い疲労強度を付与するため調質処理 (焼入焼
戻し処理) が行われていた。しかしながら、コスト、省
力化、熱処理変形等の問題から調質処理を省略し、鍛造
まま (非調質) で高い疲労強度が得られる鋼の開発が望
まれている。
【０００３】このような背景から、特開平４−202741号
公報、特開平４−199931号公報では「疲労強度の優れた
熱間鍛造品」と題する発明が提案されている。これら
は、非調質のままで優れた疲労強度を有する熱間鍛造品
の化学成分および熱処理条件を規定することで、フェラ
イト・パーライト組織の非調質鋼での疲労強度の改善を
図ろうとするものである。
公報、特開平４−199931号公報では「疲労強度の優れた
熱間鍛造品」と題する発明が提案されている。これら
は、非調質のままで優れた疲労強度を有する熱間鍛造品
の化学成分および熱処理条件を規定することで、フェラ
イト・パーライト組織の非調質鋼での疲労強度の改善を
図ろうとするものである。
【０００４】しかし、フェライト・パーライト組織では
安定した高強度、高靱性を得ることができない。そこ
で、安定した高強度、高靱性を有し、高い疲労強度が得
られる鋼が望まれている。
安定した高強度、高靱性を得ることができない。そこ
で、安定した高強度、高靱性を有し、高い疲労強度が得
られる鋼が望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の目的
は、化学成分を最適化することにより鍛造ままで、より
高い引張強度、高い衝撃値および高い耐久比 (疲労強度
／引張強度) を有する鋼およびその製造方法を提供する
ことである。
は、化学成分を最適化することにより鍛造ままで、より
高い引張強度、高い衝撃値および高い耐久比 (疲労強度
／引張強度) を有する鋼およびその製造方法を提供する
ことである。
【０００６】本発明の具体的な目的は、化学成分を最適
化することにより鍛造ままで、900N/mm2以上の引張強
度、uE+20 50 J/cm2以上の高い衝撃値および0.50以上の
高い耐久比 (疲労強度／引張強度) を有する鋼およびそ
の製造方法を提供することである。
化することにより鍛造ままで、900N/mm2以上の引張強
度、uE+20 50 J/cm2以上の高い衝撃値および0.50以上の
高い耐久比 (疲労強度／引張強度) を有する鋼およびそ
の製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】一般に、自動車用鍛造部
品には、疲労強度のみならず、被削性も要求される。被
削性は強度に依存するものの金属組織に強く依存し、フ
ェライト・パーライト組織では被削性がよく、フェライ
ト・パーライト組織の非調質鋼での疲労強度の改善が試
みられている。しかし、非調質鋼において、さらなる高
強度・高靱性を得るためには組織をベイナイト組織にし
なければならない。そこで、ベイナイト組織の非調質鋼
にて疲労強度の改善を試みた。
品には、疲労強度のみならず、被削性も要求される。被
削性は強度に依存するものの金属組織に強く依存し、フ
ェライト・パーライト組織では被削性がよく、フェライ
ト・パーライト組織の非調質鋼での疲労強度の改善が試
みられている。しかし、非調質鋼において、さらなる高
強度・高靱性を得るためには組織をベイナイト組織にし
なければならない。そこで、ベイナイト組織の非調質鋼
にて疲労強度の改善を試みた。
【０００８】ベイナイト組織の疲労強度を高めるにはマ
イクロアロイの添加により、炭窒化物を析出させ強化す
る必要がある。そこで、本発明の完成に先立ち、疲労強
度に及ぼす添加元素の影響を調査し、化学成分の最適化
をはかった。
イクロアロイの添加により、炭窒化物を析出させ強化す
る必要がある。そこで、本発明の完成に先立ち、疲労強
度に及ぼす添加元素の影響を調査し、化学成分の最適化
をはかった。
【０００９】よって、本発明は、重量％で、Ｃ：0.10〜
0.20％、 Si：0.05〜1.50％、 Mn：0.50〜2.50
％、Cr：0.50〜2.50％、 Mo：0.05〜0.50％、
Ｖ：0.005 〜0.200 ％、sol.Al：0.005 〜0.050 ％、さ
らに、必要に応じて、Nb：0.005 〜0.080 ％、Ti：0.00
5 〜0.050 ％、およびＢ：0.0001〜0.0030％のうち１種
または２種以上、および／または、Pb：0.005 〜0.50
％、Ca：0.0001〜0.0500％、Se：0.001 〜0.500 ％、T
e：0.005 〜0.050 ％、Bi：0.40％以下、およびＳ：0.0
05 〜0.150 ％のうち１種または２種以上を含み、残部F
eおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、初析フェ
ライトの面積率が10％以下であるベイナイト組織から成
ることを特徴とする高耐久比高強度非調質鋼である。
0.20％、 Si：0.05〜1.50％、 Mn：0.50〜2.50
％、Cr：0.50〜2.50％、 Mo：0.05〜0.50％、
Ｖ：0.005 〜0.200 ％、sol.Al：0.005 〜0.050 ％、さ
らに、必要に応じて、Nb：0.005 〜0.080 ％、Ti：0.00
5 〜0.050 ％、およびＢ：0.0001〜0.0030％のうち１種
または２種以上、および／または、Pb：0.005 〜0.50
％、Ca：0.0001〜0.0500％、Se：0.001 〜0.500 ％、T
e：0.005 〜0.050 ％、Bi：0.40％以下、およびＳ：0.0
05 〜0.150 ％のうち１種または２種以上を含み、残部F
eおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、初析フェ
ライトの面積率が10％以下であるベイナイト組織から成
ることを特徴とする高耐久比高強度非調質鋼である。
【００１０】別の面からは、本発明は、上記鋼組成を有
する鋼材を、950 ℃以上1250℃以下に加熱した後、熱間
鍛造により750 ℃以上の仕上温度で所定形状に成形する
ことを特徴とする高耐久比高強度非調質鋼の製造方法で
ある。
する鋼材を、950 ℃以上1250℃以下に加熱した後、熱間
鍛造により750 ℃以上の仕上温度で所定形状に成形する
ことを特徴とする高耐久比高強度非調質鋼の製造方法で
ある。
【００１１】
【作用】本発明において、鋼組成および加工処理条件を
規定した理由について説明する。 Ｃ：0.10〜0.20％ Ｃは強度を高めるのに必要な元素であり、0.10％以上含
有しないと所定の強度を満足させることはできない。一
方、Ｃを0.20％超含有させると、強度上昇効果は得られ
るが、逆に著しい靱性の劣化を招くので、0.10〜0.20％
とした。
規定した理由について説明する。 Ｃ：0.10〜0.20％ Ｃは強度を高めるのに必要な元素であり、0.10％以上含
有しないと所定の強度を満足させることはできない。一
方、Ｃを0.20％超含有させると、強度上昇効果は得られ
るが、逆に著しい靱性の劣化を招くので、0.10〜0.20％
とした。
【００１２】Si：0.05〜1.50％ Siは固溶強化元素であり、耐久比を向上するのに効果的
な合金元素である。かかる効果を得るためには少なくと
も0.05％を添加する。しかしながら、過剰な添加はその
効果が飽和するとともに鍛造時に表面の脱炭を促すた
め、1.50％以下とする。好ましくは、0.25〜1.25％であ
る。下限としては0.30％がより好ましい。
な合金元素である。かかる効果を得るためには少なくと
も0.05％を添加する。しかしながら、過剰な添加はその
効果が飽和するとともに鍛造時に表面の脱炭を促すた
め、1.50％以下とする。好ましくは、0.25〜1.25％であ
る。下限としては0.30％がより好ましい。
【００１３】Mn：0.50〜2.50％ Mnは焼入性を向上させて、熱間鍛造後の鋼材の金属組織
をベイナイト組織とするのに効果を発揮させる元素であ
るが、そのためには0.50％以上を含有させる。一方、2.
50％を越えて含有させても、その効果は飽和するばかり
か、製造コストを上昇させるため、0.50〜2.50％、好ま
しくは1.50〜2.20％とした。
をベイナイト組織とするのに効果を発揮させる元素であ
るが、そのためには0.50％以上を含有させる。一方、2.
50％を越えて含有させても、その効果は飽和するばかり
か、製造コストを上昇させるため、0.50〜2.50％、好ま
しくは1.50〜2.20％とした。
【００１４】Cr：0.50〜2.50％ Crは固溶強化元素であり、耐久比を向上するのに効果的
な合金元素である。その効果を十分に発揮させるために
は0.50％以上を含有させる。一方、2.50％を越えて含有
すると靱性は低下させる。従って、0.50〜2.50％をCrの
成分範囲とした。好ましくは1.0 〜2.0 ％である。
な合金元素である。その効果を十分に発揮させるために
は0.50％以上を含有させる。一方、2.50％を越えて含有
すると靱性は低下させる。従って、0.50〜2.50％をCrの
成分範囲とした。好ましくは1.0 〜2.0 ％である。
【００１５】Mo：0.05〜0.50％ Moは鋼に所定の焼入性を付与し、静的強度、靱性を向上
させるのに有効な元素である。その効果を十分に発揮さ
せるためには0.05％以上の含有が必要である。一方、0.
50％を越えて含有しても、その効果は飽和し、経済性を
損なうので0.05〜0.50％とした。好ましくは、0.10〜0.
40％である。
させるのに有効な元素である。その効果を十分に発揮さ
せるためには0.05％以上の含有が必要である。一方、0.
50％を越えて含有しても、その効果は飽和し、経済性を
損なうので0.05〜0.50％とした。好ましくは、0.10〜0.
40％である。
【００１６】Ｖ：0.005 〜0.200 ％ Ｖは析出強化元素であり、耐久比を向上するのに効果的
な合金元素である。その効果を十分に発揮させるために
は0.005 ％以上を含有させる。一方、0.200 ％を越えて
含有させても、析出強化量は飽和するので、0.005 〜0.
200 ％とする。好ましくは、0.05〜0.20％である。
な合金元素である。その効果を十分に発揮させるために
は0.005 ％以上を含有させる。一方、0.200 ％を越えて
含有させても、析出強化量は飽和するので、0.005 〜0.
200 ％とする。好ましくは、0.05〜0.20％である。
【００１７】sol.Al：0.005 〜0.050 ％ sol.AlはSi、Mn同様、鋼の脱酸に必要な元素である。ま
た、Al窒化物を生成し、結晶粒を微細化する効果があ
る。しかし、同時に、Ｂ添加による強度および靱性の向
上を図るためには、Tiに加え、sol.Alを添加し、Ｎを固
定する必要がある。それに必要な最低限の含有量は0.00
5 ％である。しかし、sol.Alは0.050 ％を越えて含有す
ると巨大なAl酸化物が生成し、疲労強度を低下させる。
さらに、結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。従って、
0.005 〜0.050 ％とした。好ましくは、0.02〜0.04％で
ある。本発明の対象となる鋼組成には、必要に応じさら
に強度・靱性を改善するために、Nb、Ti、Ｂの少なくと
も１種を追加配合する。
た、Al窒化物を生成し、結晶粒を微細化する効果があ
る。しかし、同時に、Ｂ添加による強度および靱性の向
上を図るためには、Tiに加え、sol.Alを添加し、Ｎを固
定する必要がある。それに必要な最低限の含有量は0.00
5 ％である。しかし、sol.Alは0.050 ％を越えて含有す
ると巨大なAl酸化物が生成し、疲労強度を低下させる。
さらに、結晶粒が粗大化し、靱性が低下する。従って、
0.005 〜0.050 ％とした。好ましくは、0.02〜0.04％で
ある。本発明の対象となる鋼組成には、必要に応じさら
に強度・靱性を改善するために、Nb、Ti、Ｂの少なくと
も１種を追加配合する。
【００１８】Nb：0.005 〜0.080 ％ Nbは熱間鍛造後の組織を均一微細なベイナイト組織に
し、ベイナイトの強度、靱性を向上させる。その効果を
十分に発揮させるためには0.005 ％以上の含有が必要で
ある。一方、0.080 ％を越えて含有しても、その効果は
飽和し、経済性を損なうので、0.005 〜0.080 ％とす
る。
し、ベイナイトの強度、靱性を向上させる。その効果を
十分に発揮させるためには0.005 ％以上の含有が必要で
ある。一方、0.080 ％を越えて含有しても、その効果は
飽和し、経済性を損なうので、0.005 〜0.080 ％とす
る。
【００１９】Ti：0.005 〜0.050 ％ TiはTiＮとして窒化物を生成させ、結晶粒を微細化する
効果がある。また、Ｂ添加による強度・靱性の向上を図
るためにはTiを添加し、窒化物を生成させＮを固定する
必要がある。それに必要な最低限のTi含有量は0.005 ％
である。一方、0.050 ％を越えて含有させると巨大なTi
窒化物が生成し、靱性を低下させるので0.005 〜0.050
％とした。
効果がある。また、Ｂ添加による強度・靱性の向上を図
るためにはTiを添加し、窒化物を生成させＮを固定する
必要がある。それに必要な最低限のTi含有量は0.005 ％
である。一方、0.050 ％を越えて含有させると巨大なTi
窒化物が生成し、靱性を低下させるので0.005 〜0.050
％とした。
【００２０】Ｂ：0.0001〜0.0030％ Ｂは焼入性を向上させると同時に靱性を向上させる効果
がある。その効果を十分に発揮させるためには0.0001％
以上含有する必要がある。一方、0.0030％を越えて含有
すると、結晶粒が粗大化し、靱性が低下するので0.0001
〜0.0030％を成分範囲とした。かかる追加成分のうち、
Nb単独添加、またはTi＋Ｂの同時添加がさらに好まし
い。
がある。その効果を十分に発揮させるためには0.0001％
以上含有する必要がある。一方、0.0030％を越えて含有
すると、結晶粒が粗大化し、靱性が低下するので0.0001
〜0.0030％を成分範囲とした。かかる追加成分のうち、
Nb単独添加、またはTi＋Ｂの同時添加がさらに好まし
い。
【００２１】次に、本発明の対象となる鋼組成として
は、必要に応じさらに切削性を改善するために、Pb、C
a、Se、Te、BiおよびＳから成る群から選んだ少なくと
も１種をさらに配合してもよい。
は、必要に応じさらに切削性を改善するために、Pb、C
a、Se、Te、BiおよびＳから成る群から選んだ少なくと
も１種をさらに配合してもよい。
【００２２】Pb：0.005 〜0.50％ Pbは切削性を向上させる元素である。その効果を十分に
発揮させるためには少なくとも0.005 ％以上の含有が必
要である。一方、0.50％を越えて含有させると疲労特性
が著しく低下する。従って、0.005 〜0.50％とした。
発揮させるためには少なくとも0.005 ％以上の含有が必
要である。一方、0.50％を越えて含有させると疲労特性
が著しく低下する。従って、0.005 〜0.50％とした。
【００２３】Ca：0.0001〜0.0500％ CaはPb同様、切削性を向上させる元素であるが、その効
果を十分に発揮させるためには、少なくとも0.0001％含
有させることが必要である。一方、0.050 ％を越えて含
有させると靱性が著しく低下する。従って、0.0001〜0.
0500％とした。
果を十分に発揮させるためには、少なくとも0.0001％含
有させることが必要である。一方、0.050 ％を越えて含
有させると靱性が著しく低下する。従って、0.0001〜0.
0500％とした。
【００２４】Se：0.010 〜0.500 ％ Seも切削性を向上させる元素である。その効果を十分に
発揮させるためには少なくとも0.010 ％含有させること
が必要である。一方、0.500 ％を越えて含有させると靱
性が低下する。従って、0.010 〜0.500 ％とした。
発揮させるためには少なくとも0.010 ％含有させること
が必要である。一方、0.500 ％を越えて含有させると靱
性が低下する。従って、0.010 〜0.500 ％とした。
【００２５】Te：0.005 〜0.050 ％ Teも切削性を向上させる元素である。その効果を十分に
発揮させるためには少なくとも0.005 ％含有させること
が必要である。一方、0.050 ％を越えて含有させると靱
性が低下する。従って、0.005 〜0.050 ％とした。
発揮させるためには少なくとも0.005 ％含有させること
が必要である。一方、0.050 ％を越えて含有させると靱
性が低下する。従って、0.005 〜0.050 ％とした。
【００２６】Bi：0.40％以下 BiもTe、Se同様、切削性を向上させる元素である。しか
し、0.40％を超えて添加すると、靱性を低下させる。従
って、上限を0.40％とする。
し、0.40％を超えて添加すると、靱性を低下させる。従
って、上限を0.40％とする。
【００２７】Ｓ：0.005 〜0.150 ％ ＳはMnＳとして被削性を向上させる働きがあると同時に
結晶粒を微細化、靱性を向上させる働きがあり、0.005
％以上、好ましくは0.03％以上含有させる。一方、0.15
0 ％を越えて含有させると巨大なMnＳが生成し、疲労特
性を低下させる。従って、0.005 〜0.150 ％、好ましく
は0.03〜0.150 ％とした。
結晶粒を微細化、靱性を向上させる働きがあり、0.005
％以上、好ましくは0.03％以上含有させる。一方、0.15
0 ％を越えて含有させると巨大なMnＳが生成し、疲労特
性を低下させる。従って、0.005 〜0.150 ％、好ましく
は0.03〜0.150 ％とした。
【００２８】本発明によれば、かかる鋼組成を有する鋼
は、初析フェライトの面積率が10％以下であるベイナイ
ト組織として使用するが、これはベイナイト組織とする
ことで、従来のフェライト・パーライト組織に比較し
て、安定して高強度、高靱性、そして高い疲労強度を得
ようとするためである。しかも、初析フェライトの面積
率を10％以下に制限することで、高強度・高靱性の一層
の改善を図るのである。
は、初析フェライトの面積率が10％以下であるベイナイ
ト組織として使用するが、これはベイナイト組織とする
ことで、従来のフェライト・パーライト組織に比較し
て、安定して高強度、高靱性、そして高い疲労強度を得
ようとするためである。しかも、初析フェライトの面積
率を10％以下に制限することで、高強度・高靱性の一層
の改善を図るのである。
【００２９】本発明にかかる鋼は、一般に熱間鍛造など
の成形手段によって所定形状に成形されて使用に供され
るが、その際の熱間鍛造は、一般に本発明にかかる鋼は
棒鋼の形態で用いられることが多いため、例えばプレス
による型鍛造などによって行う。しかし、特定のものに
制限されることはない。
の成形手段によって所定形状に成形されて使用に供され
るが、その際の熱間鍛造は、一般に本発明にかかる鋼は
棒鋼の形態で用いられることが多いため、例えばプレス
による型鍛造などによって行う。しかし、特定のものに
制限されることはない。
【００３０】ここで、本発明にかかる前述の鋼組成を用
いることで、所定形状に成形するとともに、初析フェラ
イトの面積率が10％以下であるベイナイト組織を実現す
る加工熱処理条件について説明する。
いることで、所定形状に成形するとともに、初析フェラ
イトの面積率が10％以下であるベイナイト組織を実現す
る加工熱処理条件について説明する。
【００３１】加熱温度：950 〜1250℃ 950℃未満の加熱だと、添加元素が鋼中に十分に固溶せ
ず所定の強度・靱性が得られない。一方、1250℃超の加
熱になると、添加元素が飽和状態となり、種々の添加元
素の効果が得られない。従って、950 〜1250℃に限定す
る。好適加熱温度は、1100〜1200℃である。
ず所定の強度・靱性が得られない。一方、1250℃超の加
熱になると、添加元素が飽和状態となり、種々の添加元
素の効果が得られない。従って、950 〜1250℃に限定す
る。好適加熱温度は、1100〜1200℃である。
【００３２】仕上温度：750 ℃以上 加熱後、熱間鍛造によって所定の形状に成形するが、そ
の際、所定の強度・靱性を得るため初析フェライトの面
積率が10％以下であるベイナイト組織にする必要があ
る。そのためには、前述の鋼組成の場合には、750 ℃以
上の仕上温度にする必要がある。750 ℃未満になると、
初析フェライトの面積率が10％超となり、強度が著しく
低下する。従って、750 ℃以上とする。好ましくは、85
0 ℃以上である。換言すれば、ベイナイト組織中の初析
フェライト量は仕上温度を変えることで調節できる。前
述のように、鍛造その他による成形手段、条件は特定の
ものに制限されない。成形完了後は、そのまま空冷する
ことでベイナイト組織が得られ、初析フェライト＋ベイ
ナイト組織により、980 N/mm2 以上という高強度、uE
+20 50 J/cm2以上という高靱性、そして耐久性 0.5以上
という高い疲労強度が実現されるのである。
の際、所定の強度・靱性を得るため初析フェライトの面
積率が10％以下であるベイナイト組織にする必要があ
る。そのためには、前述の鋼組成の場合には、750 ℃以
上の仕上温度にする必要がある。750 ℃未満になると、
初析フェライトの面積率が10％超となり、強度が著しく
低下する。従って、750 ℃以上とする。好ましくは、85
0 ℃以上である。換言すれば、ベイナイト組織中の初析
フェライト量は仕上温度を変えることで調節できる。前
述のように、鍛造その他による成形手段、条件は特定の
ものに制限されない。成形完了後は、そのまま空冷する
ことでベイナイト組織が得られ、初析フェライト＋ベイ
ナイト組織により、980 N/mm2 以上という高強度、uE
+20 50 J/cm2以上という高靱性、そして耐久性 0.5以上
という高い疲労強度が実現されるのである。
【００３３】
【実施例】表１および表２に示す各化学成分の鋼を大気
溶製し、得られた鋳片を950 ℃以上1250℃以下に加熱し
た後、熱間鍛造プレスによる熱間鍛造により750 ℃以上
の仕上温度で直径30mm丸棒に成形し、放冷して初析フェ
ライトの面積率が10％以下のベイナイト組織とした。
溶製し、得られた鋳片を950 ℃以上1250℃以下に加熱し
た後、熱間鍛造プレスによる熱間鍛造により750 ℃以上
の仕上温度で直径30mm丸棒に成形し、放冷して初析フェ
ライトの面積率が10％以下のベイナイト組織とした。
【００３４】図１は、供試材No.15 について仕上温度だ
けを種々変更してそのときの初析フェライト面積率(%)
を調べた結果を示すグラフである。仕上温度750 ℃以上
とすることによって初析フェライト面積率10％以下を実
現できることが分かる。
けを種々変更してそのときの初析フェライト面積率(%)
を調べた結果を示すグラフである。仕上温度750 ℃以上
とすることによって初析フェライト面積率10％以下を実
現できることが分かる。
【００３５】次いで、それらのシミュレーション熱間鍛
造材の中心部からJIS ４号の引張試験片とＲ／２部から
JIS ３号シャルピー試験片を製作して機械的性質を調査
した。また、疲労試験は平行部直径８mmの小野式回転曲
げ試験片を採取し繰り返し速度50Hzにて疲労試験を行っ
た。
造材の中心部からJIS ４号の引張試験片とＲ／２部から
JIS ３号シャルピー試験片を製作して機械的性質を調査
した。また、疲労試験は平行部直径８mmの小野式回転曲
げ試験片を採取し繰り返し速度50Hzにて疲労試験を行っ
た。
【００３６】なお、疲労限度は破断繰り返し数107 とな
る応力振幅と定義した。表３および表４にこれらの試験
結果を熱間鍛造条件とともに示す。表３および表４にま
とめて示す結果から明らかなように、本発明にかかる鋼
は引張強度、衝撃値が共に優れており、高強度、高靱性
を有している。さらに、本発明の目的である疲労強度も
高い。耐久比は0.5 以上であった。
る応力振幅と定義した。表３および表４にこれらの試験
結果を熱間鍛造条件とともに示す。表３および表４にま
とめて示す結果から明らかなように、本発明にかかる鋼
は引張強度、衝撃値が共に優れており、高強度、高靱性
を有している。さらに、本発明の目的である疲労強度も
高い。耐久比は0.5 以上であった。
【００３７】一方、比較例として挙げた鋼組成の中で
Ｃ、Mn、Cr、Ｂ、Ti、sol.Alが本発明の規定値よりも高
目に外れたものは衝撃特性が劣り、低目に外れたものは
強度が低下してしまう。また、Si、Cr、Ｖが同じく規定
値よりも低目に外れたものは疲労特性が劣る。十分な引
張強度を有し、十分な疲労強度を得たことを知るための
パラメーター。同じ引張強度レベルで、疲労強度の大小
をはかるため耐久比 (疲労強度／引張強度) が必要であ
る。
Ｃ、Mn、Cr、Ｂ、Ti、sol.Alが本発明の規定値よりも高
目に外れたものは衝撃特性が劣り、低目に外れたものは
強度が低下してしまう。また、Si、Cr、Ｖが同じく規定
値よりも低目に外れたものは疲労特性が劣る。十分な引
張強度を有し、十分な疲労強度を得たことを知るための
パラメーター。同じ引張強度レベルで、疲労強度の大小
をはかるため耐久比 (疲労強度／引張強度) が必要であ
る。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】次に、鋼No.20 を基本組成として、これに
各快削元素を添加したときの工具寿命を評価した。結果
は一般的傾向として図２〜図４にグラフで示す。いずれ
の快削元素であっても快削性の改善がみられる。なお、
切削試験条件は次の通りであった。
各快削元素を添加したときの工具寿命を評価した。結果
は一般的傾向として図２〜図４にグラフで示す。いずれ
の快削元素であっても快削性の改善がみられる。なお、
切削試験条件は次の通りであった。
【００４３】試験条件: 工具：Ｐ20、切込み＝2.0 mm、切削速度Ｖ＝100m/min、
乾式 Vb＝0.2 mm：フランク摩耗が0.2 mmに達するまでの切削
時間
乾式 Vb＝0.2 mm：フランク摩耗が0.2 mmに達するまでの切削
時間
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
非調質鋼として高強度、高靱性を有し、高い耐久比を実
現できるクランク軸、コネクティングロッド、ナックル
などの熱間鍛造部品が容易に製造でき、実用上からの本
発明の意義は極めて高い。
非調質鋼として高強度、高靱性を有し、高い耐久比を実
現できるクランク軸、コネクティングロッド、ナックル
などの熱間鍛造部品が容易に製造でき、実用上からの本
発明の意義は極めて高い。
【図１】仕上温度と初析フェライト量との関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図２】Ｓ含有量と工具寿命との関係を示すグラフであ
る。
る。
【図３】Bi、Pb、Seの各含有量と工具寿命との関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図４】Ca、Teの各含有量と工具寿命との関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 外山 和男 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＣ：0.10〜0.20％、 Si：0.
05〜1.50％、 Mn：0.50〜2.50％、 Cr：0.50〜2.50％、 Mo：0.05〜0.50％、 Ｖ：0.
005 〜0.200 ％、 sol.Al：0.005 〜0.050 ％、 残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、初析
フェライトの面積率が10％以下であるベイナイト組織か
ら成ることを特徴とする高耐久比高強度非調質鋼。 - 【請求項２】 前記鋼組成が、さらに、重量％でNb：0.
005 〜0.080 ％、Ti：0.005 〜0.050 ％、およびＢ：0.
0001〜0.0030％のうち１種または２種以上、を含有する
請求項１記載の高耐久比高強度非調質鋼。 - 【請求項３】 前記鋼組成が、さらに、重量％で、 Pb：0.005 〜0.50％、Ca：0.0001〜0.0500％、Se：0.01
0 〜0.500 ％、Te：0.005 〜0.050 ％、Bi：0.40％以
下、およびＳ：0.005 〜0.150 ％のうち１種または２種
以上を含有する請求項１または２記載の高耐久比高強度
非調質鋼。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼
組成を有する鋼材を、950 ℃以上1250℃以下に加熱した
後、熱間鍛造により750 ℃以上の仕上温度で所定形状に
成形することを特徴とする高耐久比高強度非調質鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11267994A JP2888135B2 (ja) | 1994-05-26 | 1994-05-26 | 高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11267994A JP2888135B2 (ja) | 1994-05-26 | 1994-05-26 | 高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316720A true JPH07316720A (ja) | 1995-12-05 |
| JP2888135B2 JP2888135B2 (ja) | 1999-05-10 |
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ID=14592766
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11267994A Expired - Fee Related JP2888135B2 (ja) | 1994-05-26 | 1994-05-26 | 高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2888135B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004292857A (ja) * | 2003-03-26 | 2004-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質継目無鋼管 |
| JP2010242170A (ja) * | 2009-04-06 | 2010-10-28 | Nippon Steel Corp | 靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法 |
| WO2013018893A1 (ja) * | 2011-08-03 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼および熱間鍛造非調質品、ならびにその製造方法 |
| KR101254782B1 (ko) * | 2012-04-04 | 2013-04-15 | 주식회사 세아베스틸 | 침탄열처리 후 오일 담금질 및 뜨임을 생략한 공기경화형 고강도 기계구조용 부품강 및 그 제조방법 |
| JP2018512509A (ja) * | 2015-03-23 | 2018-05-17 | アルセロールミタル | 高強度特性を有するベイナイト系構造を有する部品および製造方法 |
| CN115386803A (zh) * | 2022-08-31 | 2022-11-25 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种高强韧性风电螺栓用非调质钢及其生产方法 |
| CN115386802A (zh) * | 2022-08-31 | 2022-11-25 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种10.9级大规格风电螺栓用非调质钢及其生产方法 |
| CN115679089A (zh) * | 2022-10-27 | 2023-02-03 | 北京科技大学 | 调控前轴用低碳贝氏体非调质钢显微组织的控锻控冷工艺 |
-
1994
- 1994-05-26 JP JP11267994A patent/JP2888135B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2013018893A1 (ja) * | 2011-08-03 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼および熱間鍛造非調質品、ならびにその製造方法 |
| JP5206911B1 (ja) * | 2011-08-03 | 2013-06-12 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼および熱間鍛造非調質品、ならびにその製造方法 |
| KR101254782B1 (ko) * | 2012-04-04 | 2013-04-15 | 주식회사 세아베스틸 | 침탄열처리 후 오일 담금질 및 뜨임을 생략한 공기경화형 고강도 기계구조용 부품강 및 그 제조방법 |
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| US12129527B2 (en) | 2015-03-23 | 2024-10-29 | Arcelormittal | Parts with a bainitic structure having high strength properties and manufacturing process |
| CN115386803A (zh) * | 2022-08-31 | 2022-11-25 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种高强韧性风电螺栓用非调质钢及其生产方法 |
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| CN115386803B (zh) * | 2022-08-31 | 2023-07-25 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种高强韧性风电螺栓用非调质钢及其生产方法 |
| CN115679089A (zh) * | 2022-10-27 | 2023-02-03 | 北京科技大学 | 调控前轴用低碳贝氏体非调质钢显微组织的控锻控冷工艺 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2888135B2 (ja) | 1999-05-10 |
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