JP3059318B2 - 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 - Google Patents
高疲労強度熱間鍛造品の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高疲労強度熱間鍛造品の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度高靭性を必要とする自動車
用部品、機械構造用部品等には、所定の形状に熱間鍛造
後、調質処理としてオフラインでの焼入れ・焼戻しが施
されていた。近年、地球環境保護のため、自動車の低燃
費化が求められるようになってきているが、自動車の低
燃費化を達成するための有効な方法の一つは車両軽量化
であり、鋼材の降伏強度、疲労強度向上による小型化が
指向されている。
用部品、機械構造用部品等には、所定の形状に熱間鍛造
後、調質処理としてオフラインでの焼入れ・焼戻しが施
されていた。近年、地球環境保護のため、自動車の低燃
費化が求められるようになってきているが、自動車の低
燃費化を達成するための有効な方法の一つは車両軽量化
であり、鋼材の降伏強度、疲労強度向上による小型化が
指向されている。
【０００３】しかし従来、機械部品の高降伏比化を図る
ためにはオフラインでの焼入れ・焼戻しによる調質処理
が必要であった。また「鋼の熱処理、改訂５版ｐ１８
９」にみられるように調質鋼の疲労限度比（疲労強度／
引張強度）は０.３５〜０.５であり、疲労強度を向上さ
せるためには焼戻し温度を下げて強度を上げるしか方法
はない。強度上昇に伴い被削性も低下することになるの
で、被削性という点からは、疲労強度向上のために強度
を必要以上に上げるのは好ましくない。
ためにはオフラインでの焼入れ・焼戻しによる調質処理
が必要であった。また「鋼の熱処理、改訂５版ｐ１８
９」にみられるように調質鋼の疲労限度比（疲労強度／
引張強度）は０.３５〜０.５であり、疲労強度を向上さ
せるためには焼戻し温度を下げて強度を上げるしか方法
はない。強度上昇に伴い被削性も低下することになるの
で、被削性という点からは、疲労強度向上のために強度
を必要以上に上げるのは好ましくない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】熱間鍛造後のオフライ
ンでの焼入れ・焼戻しによる調質処理では、被削性を落
とさないで疲労強度を向上させることは望めず、部品の
軽量化は不可能である。本発明の目的は、引張強度８０
〜１３０ｋｇｆ／ｍｍ2で、十分な靭性と被削性を有
し、降伏比０.９２以上、疲労限度比０.５１以上を有す
る熱間鍛造品およびその製造方法を提供することであ
る。
ンでの焼入れ・焼戻しによる調質処理では、被削性を落
とさないで疲労強度を向上させることは望めず、部品の
軽量化は不可能である。本発明の目的は、引張強度８０
〜１３０ｋｇｆ／ｍｍ2で、十分な靭性と被削性を有
し、降伏比０.９２以上、疲労限度比０.５１以上を有す
る熱間鍛造品およびその製造方法を提供することであ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高強度高
靭性かつ被削性に優れた機械構造用鋼の降伏強度および
疲労強度の向上手法を提供するために、鋭意検討を行い
次の知見を得た。 （１）降伏比０.９２以上、疲労限度比０.５１以上を得
るためには、オーステナイト粒度を十分に細粒化し、ま
た、マルテンサイト変態により導入された高密度の転位
の動きを析出物で抑制しなくてはならない。そのために
は次の５点が必須である。
靭性かつ被削性に優れた機械構造用鋼の降伏強度および
疲労強度の向上手法を提供するために、鋭意検討を行い
次の知見を得た。 （１）降伏比０.９２以上、疲労限度比０.５１以上を得
るためには、オーステナイト粒度を十分に細粒化し、ま
た、マルテンサイト変態により導入された高密度の転位
の動きを析出物で抑制しなくてはならない。そのために
は次の５点が必須である。
【０００６】特定量のＮb、Ｔi、Ｖ等の炭窒化物生成
元素を含有した鋼であること。 鍛造加熱温度１２００〜１３５０℃で上記炭窒化物形
成元素の一部固溶させること。 ９５０〜１１５０℃の再結晶オーステナイト温度範囲
で圧下率１０〜９０％の鍛造を行い、オーステナイト粒
を細粒化させること。 その後、直ちに焼入れを行うことにより、細粒化した
オーステナイトをマルテンサイト変態させること。 転位の動きを析出物で抑制し、更にマトリックスに整
合歪を持たせるために、４００℃〜Ａc1点の温度範囲で
焼戻しを行う工程により、炭窒化物を析出させること。
元素を含有した鋼であること。 鍛造加熱温度１２００〜１３５０℃で上記炭窒化物形
成元素の一部固溶させること。 ９５０〜１１５０℃の再結晶オーステナイト温度範囲
で圧下率１０〜９０％の鍛造を行い、オーステナイト粒
を細粒化させること。 その後、直ちに焼入れを行うことにより、細粒化した
オーステナイトをマルテンサイト変態させること。 転位の動きを析出物で抑制し、更にマトリックスに整
合歪を持たせるために、４００℃〜Ａc1点の温度範囲で
焼戻しを行う工程により、炭窒化物を析出させること。
【０００７】（２）また、上記〜によってマルテン
サイトの有効結晶粒が微細化され、従来の構造用部品と
同等レベルの靭性が得られる。また、大型部品などで十
分な焼入れ性を確保するためには、ある特定量のＢを添
加し、Ｎ量を特定値以下に抑える。
サイトの有効結晶粒が微細化され、従来の構造用部品と
同等レベルの靭性が得られる。また、大型部品などで十
分な焼入れ性を確保するためには、ある特定量のＢを添
加し、Ｎ量を特定値以下に抑える。
【０００８】本発明は以上の新規なる知見に基づいてな
されたものであって、その要旨とするところは下記のと
おりである。 （１）重量比として、 Ｃ ：０.２０〜０.６０％， Ｓi：０.１５〜２.００％， Ｍn：０.５５〜２.００％， Ｓ ：０.０１〜０.１０％， Ｐ ：０.０３５％以下， Ａl：０.０１５〜０.０５％， Ｎ ：０.０２０％以下を含有し、更に、 Ｎb：０.０２〜０.２０％， Ｔi：０.０１〜０.０４％， Ｖ ：０.０３〜０.５０％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる成分の鋼を熱間鍛造するに際して、 Ａ）１２００〜１３５０℃に加熱する工程と、 Ｂ）９５０〜１１５０℃の温度範囲で圧下率１０〜９０
％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼
入れを行う工程と、 Ｃ）その後、４００℃〜Ａc1点の温度範囲で焼戻しを行
う工程を特徴とする、引張強度８０〜１３０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2で、十分な靭性と被削性を有し、降伏比０.９２以
上、疲労限度比０.５１以上を有する高疲労強度熱間鍛
造品の製造方法。
されたものであって、その要旨とするところは下記のと
おりである。 （１）重量比として、 Ｃ ：０.２０〜０.６０％， Ｓi：０.１５〜２.００％， Ｍn：０.５５〜２.００％， Ｓ ：０.０１〜０.１０％， Ｐ ：０.０３５％以下， Ａl：０.０１５〜０.０５％， Ｎ ：０.０２０％以下を含有し、更に、 Ｎb：０.０２〜０.２０％， Ｔi：０.０１〜０.０４％， Ｖ ：０.０３〜０.５０％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる成分の鋼を熱間鍛造するに際して、 Ａ）１２００〜１３５０℃に加熱する工程と、 Ｂ）９５０〜１１５０℃の温度範囲で圧下率１０〜９０
％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼
入れを行う工程と、 Ｃ）その後、４００℃〜Ａc1点の温度範囲で焼戻しを行
う工程を特徴とする、引張強度８０〜１３０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2で、十分な靭性と被削性を有し、降伏比０.９２以
上、疲労限度比０.５１以上を有する高疲労強度熱間鍛
造品の製造方法。
【０００９】（２）成分が更に、 Ｂ ：０.０００３〜０.００５％ を含有する前記(１)に記載の高疲労強度熱間鍛造品の製
造方法。
造方法。
【００１０】（３）成分が更に、 Ｃr：０.１０〜１.５０％， Ｍo：０.０５〜１.００％， Ｎi：０.１０〜３.６０％， のうち一種または二種以上を含有する前記(１)または
(２)記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
(２)記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
【００１１】以下に本発明を詳細に説明する。まず、Ｃ
は機械部品としての最終製品の強度を増加させるのに有
効な元素であるが、０.２０％未満では最終製品の強度
が不足し、また０.６０％を超えるとむしろ最終製品の
靭性の劣化を招くので、含有量を０.２０〜０.６０％と
した。
は機械部品としての最終製品の強度を増加させるのに有
効な元素であるが、０.２０％未満では最終製品の強度
が不足し、また０.６０％を超えるとむしろ最終製品の
靭性の劣化を招くので、含有量を０.２０〜０.６０％と
した。
【００１２】次に、Ｓiは脱酸元素として、また固溶体
硬化および焼戻し軟化抵抗による最終製品の強度を増加
させることを目的として添加するが、０.１５％未満で
はこれらの効果は不十分であり、一方、２.００％を超
えるとこれらの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣
化を招くので、その含有量を０.１５〜２.００％とし
た。
硬化および焼戻し軟化抵抗による最終製品の強度を増加
させることを目的として添加するが、０.１５％未満で
はこれらの効果は不十分であり、一方、２.００％を超
えるとこれらの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣
化を招くので、その含有量を０.１５〜２.００％とし
た。
【００１３】Ｍnは焼入れ性の向上により、最終製品の
強度を増加させるのに有効な元素であり、また鋼中でＳ
とＭnＳを形成することにより被削性の向上に寄与する
が、０.５５％未満ではこの効果は不十分であり、一
方、２.００％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終
製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を０.５５〜
２.００％とした。
強度を増加させるのに有効な元素であり、また鋼中でＳ
とＭnＳを形成することにより被削性の向上に寄与する
が、０.５５％未満ではこの効果は不十分であり、一
方、２.００％を超えるとこの効果は飽和しむしろ最終
製品の靭性の劣化を招くので、その含有量を０.５５〜
２.００％とした。
【００１４】一方、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起
こし、靭性劣化の原因となる。特にＰが０.０３５％を
超えると靭性の劣化が顕著となるため、０.０３５％以
下とした。また、Ｓは鋼中でＭnＳとして存在し、被削
性の向上および組織の微細化に寄与するが、０.０１％
未満ではその効果は不十分である。一方、０.１０％を
超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化および異
方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０.
０１〜０.１０％とした。
こし、靭性劣化の原因となる。特にＰが０.０３５％を
超えると靭性の劣化が顕著となるため、０.０３５％以
下とした。また、Ｓは鋼中でＭnＳとして存在し、被削
性の向上および組織の微細化に寄与するが、０.０１％
未満ではその効果は不十分である。一方、０.１０％を
超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化および異
方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０.
０１〜０.１０％とした。
【００１５】次に、Ａlは脱酸元素および結晶粒微細化
元素として添加するが、０.０１５％未満ではその効果
は不十分であり、一方、０.０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、その含有量を
０.０１５〜０.０５％とした。
元素として添加するが、０.０１５％未満ではその効果
は不十分であり、一方、０.０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、その含有量を
０.０１５〜０.０５％とした。
【００１６】さらに、ＮはＮbＮ，ＴiＮ，ＶＮの析出挙
動を通じて、オーステナイト組織の微細化、再結晶の抑
制、焼戻し時の析出強化に寄与する。Ｎ含有量０.０２
０％超では粗大窒化物が形成されてしまい靭性を低下さ
せるので、Ｎ含有量の上限を０.０２０％とした。また
焼入れ性確保のためのＢを添加する場合には、ＢＮ形成
によるＢの効果消滅防止のため望ましくはＮ含有量０.
００６％以下がよい。
動を通じて、オーステナイト組織の微細化、再結晶の抑
制、焼戻し時の析出強化に寄与する。Ｎ含有量０.０２
０％超では粗大窒化物が形成されてしまい靭性を低下さ
せるので、Ｎ含有量の上限を０.０２０％とした。また
焼入れ性確保のためのＢを添加する場合には、ＢＮ形成
によるＢの効果消滅防止のため望ましくはＮ含有量０.
００６％以下がよい。
【００１７】さらに本発明においては、オーステナイト
粒度調整、再結晶の抑制、析出強化の目的で、Ｔi，Ｎ
b，Ｖの１種又は２種以上を必須元素として含有させ
る。しかしながら、Ｎb含有量が０.０２％未満、Ｔi含
有量が０.０１％未満、Ｖ含有量が０.０３％未満ではそ
の効果は不十分であり、一方、Ｎb含有量０.２％超、Ｔ
i含有量０.０４％超、Ｖ含有量０.５０％超では、その
効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの
含有量をＮb：０.０２〜０.２０％，Ｔi：０.０１〜０.
０４％，Ｖ：０.０３〜０.５０％とした。またＢ添加の
場合には、Ｎ固定のために必須元素としてＴiを上記の
量添加する。
粒度調整、再結晶の抑制、析出強化の目的で、Ｔi，Ｎ
b，Ｖの１種又は２種以上を必須元素として含有させ
る。しかしながら、Ｎb含有量が０.０２％未満、Ｔi含
有量が０.０１％未満、Ｖ含有量が０.０３％未満ではそ
の効果は不十分であり、一方、Ｎb含有量０.２％超、Ｔ
i含有量０.０４％超、Ｖ含有量０.５０％超では、その
効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの
含有量をＮb：０.０２〜０.２０％，Ｔi：０.０１〜０.
０４％，Ｖ：０.０３〜０.５０％とした。またＢ添加の
場合には、Ｎ固定のために必須元素としてＴiを上記の
量添加する。
【００１８】請求項(２)は内部まで焼きが入り難い大型
の機械部品等の焼入れ性の向上を図った鍛造品である。
そのためＢを添加するが、０.０００３％未満では焼入
れ性の向上は期待できず、また０.００５％超ではこの
効果は飽和し、コスト高になるばかりでなく、逆に焼入
れ性の低下にもつながるので、添加量は０.０００３〜
０.００５％とした。
の機械部品等の焼入れ性の向上を図った鍛造品である。
そのためＢを添加するが、０.０００３％未満では焼入
れ性の向上は期待できず、また０.００５％超ではこの
効果は飽和し、コスト高になるばかりでなく、逆に焼入
れ性の低下にもつながるので、添加量は０.０００３〜
０.００５％とした。
【００１９】請求項(３)は請求項(２)同様、内部まで焼
きが入り難い大型の機械部品等の焼入れ性向上を図り、
更に重要保安部品等に使用することができるように、強
度、靭性両方の向上を図った鍛造品である。そのためＣ
r，Ｍo，Ｎiを添加する。Ｃrは、焼入れ性の向上により
最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。含
有量０.１０％未満ではその効果はなく、また１.５０％
超では硬度が高くなりすぎ、靭性の低下を招き、また経
済性の点で好ましくないためその含有量を０.１０〜１.
５０％とした。
きが入り難い大型の機械部品等の焼入れ性向上を図り、
更に重要保安部品等に使用することができるように、強
度、靭性両方の向上を図った鍛造品である。そのためＣ
r，Ｍo，Ｎiを添加する。Ｃrは、焼入れ性の向上により
最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。含
有量０.１０％未満ではその効果はなく、また１.５０％
超では硬度が高くなりすぎ、靭性の低下を招き、また経
済性の点で好ましくないためその含有量を０.１０〜１.
５０％とした。
【００２０】またＭoも焼入れ性の向上により最終製品
の強度を増加させるのに有効な元素であるが、含有量
０.０５％未満ではその効果はなく、また１.００％超で
は硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましくないた
めその含有量を０.０５〜１.００％とした。更にＮiも
最終製品の強度、靭性を向上させるのに有効な元素であ
るが、含有量０.１０％未満ではその効果はなく、また
３.６０％超では強度、靭性の向上は飽和し、また経済
上の点で好ましくないのでその含有量を０.１０〜３.６
０％とした。
の強度を増加させるのに有効な元素であるが、含有量
０.０５％未満ではその効果はなく、また１.００％超で
は硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましくないた
めその含有量を０.０５〜１.００％とした。更にＮiも
最終製品の強度、靭性を向上させるのに有効な元素であ
るが、含有量０.１０％未満ではその効果はなく、また
３.６０％超では強度、靭性の向上は飽和し、また経済
上の点で好ましくないのでその含有量を０.１０〜３.６
０％とした。
【００２１】なお、被削性向上のため０.３％までのＰ
b、０.００５％までのＣaの添加を行っても、本発明の
効果は何ら損なわれない。
b、０.００５％までのＣaの添加を行っても、本発明の
効果は何ら損なわれない。
【００２２】次に、本発明において、熱間鍛造条件を限
定した理由について述べる。まず、加熱温度を１２００
〜１３５０℃としたのは、１２００℃未満の加熱温度で
は、Ｎb，Ｔi，Ｖの炭窒化物が十分に固溶しないために
再結晶抑制や焼戻し時の析出強化に効果が無く、また１
３５０℃超の加熱温度ではオーステナイト結晶粒が急激
に粗大化するためである。
定した理由について述べる。まず、加熱温度を１２００
〜１３５０℃としたのは、１２００℃未満の加熱温度で
は、Ｎb，Ｔi，Ｖの炭窒化物が十分に固溶しないために
再結晶抑制や焼戻し時の析出強化に効果が無く、また１
３５０℃超の加熱温度ではオーステナイト結晶粒が急激
に粗大化するためである。
【００２３】次に、９５０〜１１５０℃のオーステナイ
トの再結晶温度域範囲で圧下率１０〜９０％の鍛造を行
うのは、再結晶によりオーステナイト粒を９〜１２番に
細粒化するためであり、圧下率１０％以上としたのは、
これ未満では再結晶細粒化の効果が小さいためである。
上限を９０％としたのは、その効果が飽和するからであ
る。
トの再結晶温度域範囲で圧下率１０〜９０％の鍛造を行
うのは、再結晶によりオーステナイト粒を９〜１２番に
細粒化するためであり、圧下率１０％以上としたのは、
これ未満では再結晶細粒化の効果が小さいためである。
上限を９０％としたのは、その効果が飽和するからであ
る。
【００２４】また鍛造温度の下限を９５０℃としたの
は、再結晶抑制元素であるＭo，Ｎb，Ｔi，Ｖを含有し
ているので、これ未満の温度ではオーステナイトは再結
晶細粒化しないためである。上限を１１５０℃としたの
はこの温度超では再結晶したオーステナイトが粗大化す
るためである。
は、再結晶抑制元素であるＭo，Ｎb，Ｔi，Ｖを含有し
ているので、これ未満の温度ではオーステナイトは再結
晶細粒化しないためである。上限を１１５０℃としたの
はこの温度超では再結晶したオーステナイトが粗大化す
るためである。
【００２５】これをこのまま直ちに２０℃／秒以上の冷
却速度で急冷すると、細粒化したオーステナイトがマル
テンサイト変態し、基本組織単位であるブロック幅（有
効結晶粒径）の狭いマルテンサイトを作ることができ
る。鍛造後２０℃／秒以上の冷却速度で焼入れを行うの
は、再結晶細粒化状態のオーステナイトにマルテンサイ
ト変態を起こさせるためであり、これ未満の冷却速度で
はベイナイト等が混入するためである。冷却速度２０℃
／秒以上が得られるのであれば、焼入れ溶媒は水、油等
任意のものでよい。
却速度で急冷すると、細粒化したオーステナイトがマル
テンサイト変態し、基本組織単位であるブロック幅（有
効結晶粒径）の狭いマルテンサイトを作ることができ
る。鍛造後２０℃／秒以上の冷却速度で焼入れを行うの
は、再結晶細粒化状態のオーステナイトにマルテンサイ
ト変態を起こさせるためであり、これ未満の冷却速度で
はベイナイト等が混入するためである。冷却速度２０℃
／秒以上が得られるのであれば、焼入れ溶媒は水、油等
任意のものでよい。
【００２６】次に、焼入れ後、４００〜Ａc1点の温度範
囲で焼戻しを行うのは、強度・靭性バランスの調整の
他、この温度範囲で焼戻すことによりＮb，Ｔi，Ｖの炭
窒化物を析出させ、未再結晶オーステナイトから受け継
いだ高密度の転位を固着したり、運動を阻害するためで
ある。焼戻し温度が４００℃未満であると、Ｎb，Ｔi，
Ｖの炭窒化物の析出が起こらないので転位を固着でき
ず、また、Ａc1点超であると焼戻しマルテンサイトがオ
ーステナイト変態してしまい急激に強度が低下するの
で、焼戻しは４００℃〜Ａc1点の温度範囲で行う。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。
囲で焼戻しを行うのは、強度・靭性バランスの調整の
他、この温度範囲で焼戻すことによりＮb，Ｔi，Ｖの炭
窒化物を析出させ、未再結晶オーステナイトから受け継
いだ高密度の転位を固着したり、運動を阻害するためで
ある。焼戻し温度が４００℃未満であると、Ｎb，Ｔi，
Ｖの炭窒化物の析出が起こらないので転位を固着でき
ず、また、Ａc1点超であると焼戻しマルテンサイトがオ
ーステナイト変態してしまい急激に強度が低下するの
で、焼戻しは４００℃〜Ａc1点の温度範囲で行う。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。
【００２７】
【実施例】表１，２に示す化学成分の鋼を高周波炉にて
溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造した。これをφ
６０ｍｍの棒鋼に圧延後、鍛造用試験片を切り出し、表
５に示す条件で鍛造、熱処理を行った。また、比較例は
表３に示す条件で鍛造、熱処理を行った。それらの材料
の中央部よりＪＩＳ１４号引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃
試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ試験片、およびドリル穴あ
け試験片を採取し、引張強度、−５０℃シャルピー衝撃
値、疲労強度、および被削性を求めた。
溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造した。これをφ
６０ｍｍの棒鋼に圧延後、鍛造用試験片を切り出し、表
５に示す条件で鍛造、熱処理を行った。また、比較例は
表３に示す条件で鍛造、熱処理を行った。それらの材料
の中央部よりＪＩＳ１４号引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃
試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ試験片、およびドリル穴あ
け試験片を採取し、引張強度、−５０℃シャルピー衝撃
値、疲労強度、および被削性を求めた。
【００２８】被削性の評価にはＶL1000を使用した。送
り速度０.３３ｍｍ／ｓのドリル（材質：ＳＫＨ５１-φ
１０ｍｍ）の周速を種々変化させ、各速度においてドリ
ルが切削不能になる総穴深さを求め、周速-ドリル寿命
曲線を作成し、ドリル寿命が１０００ｍｍとなる最大速
度をＶL1000と規定し、被削性の評価基準とした。
り速度０.３３ｍｍ／ｓのドリル（材質：ＳＫＨ５１-φ
１０ｍｍ）の周速を種々変化させ、各速度においてドリ
ルが切削不能になる総穴深さを求め、周速-ドリル寿命
曲線を作成し、ドリル寿命が１０００ｍｍとなる最大速
度をＶL1000と規定し、被削性の評価基準とした。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】
【表６】
【００３５】
【表７】
【００３６】表４，６，７に各鋼材の材質特性の本発明
と比較例を対比して示す。表４に示すように、比較例に
おいて本発明の成分から外れた鋼No.１〜５で鍛造No.Ｉ
〜IVで行ったものは降伏比、疲労限度比共に本発明の下
限値に達しなかった。また本発明鋼No.６で本発明の範
囲からはずれた条件の鍛造No.IIで行ったもの、本発明
鋼No.９で本発明の下限値におよばなかった焼戻し温
度、圧下率の鍛造No.IIIで行ったもの、本発明鋼No.１
２で本発明の下限値未満であった冷却速度の鍛造No.IV
で行ったもの、本発明鋼No.１７で鍛造No.IIIで本発明
の上限値以上の焼戻し温度で行ったものもまた降伏比、
疲労限度比共に本発明の下限値に達しなかった。
と比較例を対比して示す。表４に示すように、比較例に
おいて本発明の成分から外れた鋼No.１〜５で鍛造No.Ｉ
〜IVで行ったものは降伏比、疲労限度比共に本発明の下
限値に達しなかった。また本発明鋼No.６で本発明の範
囲からはずれた条件の鍛造No.IIで行ったもの、本発明
鋼No.９で本発明の下限値におよばなかった焼戻し温
度、圧下率の鍛造No.IIIで行ったもの、本発明鋼No.１
２で本発明の下限値未満であった冷却速度の鍛造No.IV
で行ったもの、本発明鋼No.１７で鍛造No.IIIで本発明
の上限値以上の焼戻し温度で行ったものもまた降伏比、
疲労限度比共に本発明の下限値に達しなかった。
【００３７】これに比べ、表６，７に示している鋼No.
６〜５０による鍛造No.Ｖ〜XIIIの本発明では、例えば
第１発明の鋼No.１１、鍛造No.VIIIの降伏比０.９６、
疲労限度比０.５５や、鋼No.１３、鍛造No.IXの降伏比
０.９２、疲労限度比０.５９や、鋼No.２２、鍛造No.IX
の降伏比０.９５、疲労限度比０.５６や、第２発明の鋼
No.２７、鍛造No.Ｘの降伏比０.９６、疲労限度比０.５
５や、第３発明の鋼No.４２、鍛造No.VIIの降伏比０.９
２、疲労限度比０.５８のように降伏比、疲労限度比共
に高い。
６〜５０による鍛造No.Ｖ〜XIIIの本発明では、例えば
第１発明の鋼No.１１、鍛造No.VIIIの降伏比０.９６、
疲労限度比０.５５や、鋼No.１３、鍛造No.IXの降伏比
０.９２、疲労限度比０.５９や、鋼No.２２、鍛造No.IX
の降伏比０.９５、疲労限度比０.５６や、第２発明の鋼
No.２７、鍛造No.Ｘの降伏比０.９６、疲労限度比０.５
５や、第３発明の鋼No.４２、鍛造No.VIIの降伏比０.９
２、疲労限度比０.５８のように降伏比、疲労限度比共
に高い。
【００３８】このように本発明法によると引張強度８
０.４〜１２６.５ｋｇｆ／ｍｍ2で降伏強度７３.７〜１
１７.６ｋｇｆ／ｍｍ2、降伏比０.９２〜０.９６、疲労
強度４２.６〜６９.１ｋｇｆ／ｍｍ2、疲労限度比０.５
２〜０.６０を得ることができ、比較例より高い降伏
比、優れた耐久性を有することがわかる。
０.４〜１２６.５ｋｇｆ／ｍｍ2で降伏強度７３.７〜１
１７.６ｋｇｆ／ｍｍ2、降伏比０.９２〜０.９６、疲労
強度４２.６〜６９.１ｋｇｆ／ｍｍ2、疲労限度比０.５
２〜０.６０を得ることができ、比較例より高い降伏
比、優れた耐久性を有することがわかる。
【００３９】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明法を用いれ
ば、高疲労強度の熱間鍛造品の製造が可能であり、機械
構造部品の軽量化が可能となり、産業上の効果は極めて
顕著なるものがある。
ば、高疲労強度の熱間鍛造品の製造が可能であり、機械
構造部品の軽量化が可能となり、産業上の効果は極めて
顕著なるものがある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 安田 茂 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自 動車株式会社内 (56)参考文献 特開 昭58−31064（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−101709（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−211227（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00
Claims (3)
- 【請求項１】重量比として、 Ｃ ：０.２０〜０.６０％， Ｓi：０.１５〜２.００％， Ｍn：０.５５〜２.００％， Ｓ ：０.０１〜０.１０％， Ｐ ：０.０３５％以下， Ａl：０.０１５〜０.０５％， Ｎ ：０.０２０％以下を含有し、更に、 Ｎb：０.０２〜０.２０％， Ｔi：０.０１〜０.０４％， Ｖ ：０.０３〜０.５０％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる成分の鋼を熱間鍛造するに際して、 Ａ）１２００〜１３５０℃に加熱する工程と、 Ｂ）９５０〜１１５０℃の温度範囲で圧下率１０〜９０
％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼
入れを行う工程と、 Ｃ）その後、４００℃〜Ａc1点の温度範囲で焼戻しを行
う工程を特徴とする、引張強度８０〜１３０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2で、十分な靭性と被削性を有し、降伏比０.９２以
上、疲労限度比０.５１以上を有する高疲労強度熱間鍛
造品の製造方法。 - 【請求項２】成分が更に、 Ｂ ：０.０００３〜０.００５％ を含有する請求項１記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造
方法。 - 【請求項３】成分が更に、 Ｃr：０.１０〜１.５０％， Ｍo：０.０５〜１.００％， Ｎi：０.１０〜３.６０％， のうち一種または二種以上を含有する請求項１または２
記載の高疲労強度熱間鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5149580A JP3059318B2 (ja) | 1992-06-22 | 1993-06-21 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-162385 | 1992-06-22 | ||
| JP16238592 | 1992-06-22 | ||
| JP5149580A JP3059318B2 (ja) | 1992-06-22 | 1993-06-21 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673446A JPH0673446A (ja) | 1994-03-15 |
| JP3059318B2 true JP3059318B2 (ja) | 2000-07-04 |
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ID=26479420
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5149580A Expired - Fee Related JP3059318B2 (ja) | 1992-06-22 | 1993-06-21 | 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3059318B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FI20115702L (fi) | 2011-07-01 | 2013-01-02 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs |
| CN112080703B (zh) * | 2020-09-23 | 2021-08-17 | 辽宁衡业高科新材股份有限公司 | 一种960MPa级微残余应力高强钢板及其热处理方法 |
| CN114058964A (zh) * | 2021-11-30 | 2022-02-18 | 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 | 一种高速车轴用钢及其热处理方法和生产方法 |
-
1993
- 1993-06-21 JP JP5149580A patent/JP3059318B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH0673446A (ja) | 1994-03-15 |
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