JPH03253514A - 冷間加工性の優れた高強度合金鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、ボルト、ナツト、歯車その他の機械部品を冷
間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間塑性加工によって
製造する際に、熱処理を施すことなく熱間圧延ままで優
れた冷間加工性を有し且つ冷間鍛造後の熱処理により１
０Ｃ１ｋ３ｆ／＋ｎ＋ｎ２以上の強度を有する高強度合
金鋼の製造方法に関するものである。

［従来の技術及び課題］ 冷間鍛造は熱間鍛造、機械切削加工に比へ、生産性か高
く、製品の寸法精度が優れ、また鋼材の歩留りがよいた
めにボルト、軸頚、歯車その他の機械部品の製造に広く
応用されている。

このような冷間鍛造で使用される鋼材は冷間鍛造性が優
れていること、即ち強度が低く、延性が高い必要がある
。これは鋼素材の強度が高いと冷間鍛造の工具寿命か低
下し、また延性が低いと冷間鍛造時に割れか発生しやす
くなり経済性か悪くなるためである。しかし冷間鍛造後
の熱処理によって１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を有
する高強度鋼、例えは日本工業規格のＳＣＭ４３５鋼に
おいては、熱間圧延ままで冷間鍛造用鋼としての２つの
必要特性である低強度化と高延性化のいずれも充分には
満足しない。この理由は通常のＳＣＭ４３５鋼の熱間圧
延後の組織は焼入性か高いためにベイナイト組織、ある
いは熱間圧延後、徐冷処理を施しても強度が高く延性の
低いフェライト・パーライト組織となっているためであ
る。そこでＳｔ；Ｍ４３５鋼のような高強度鋼を冷間鍛
造する際には、鍛造前に強度の低下及び延性の向上を目
的とした球状化焼鈍処理を施す必要がある。ところか球
状化焼鈍は長時間を要しコストも高いため、熱間圧延ま
まで冷間加工性の優れた高強度合金鋼の開発が要望され
ていた。

これに対して、従来の知見として例えは特公昭６１−３
７３３３、特公昭６１−５９３７９、特公平１−１２８
１５号公報には、オーステナイト粒の微細化、変形帯の
導入のためにいずれも熱間圧延条件を規制した制御圧延
により熱間圧延ままて冷間加工性の優れた鋼材の製造方
！去か提案されているか、従来の熱間圧延に比へ低温度
仕上げ圧延を必要とするため、冷間鍛造時に割れの発生
原因となる表面疵の増大あるいは圧延ロールの耐久性低
下という問題があり、満足すべき解決手段とは言いがた
い。

一方、本発明者らの一部は熱間圧延後のパーライト変態
に及ぼすＭｎとＨの効果を検討し、合金鋼の熱間圧延材
強度を低下させるための技術を特願昭６１−３９６６５
号に示した。しかしこの製造手段は圧延材の強度低下の
点では有効であるものの、高延性化と言う点では改良す
べき余地があった。

［発明か解決しようとする課題］ 本発明は上記の如き実状に鑑みなされたものであって、
熱間圧延ままて強度が低く延性が高い優れた冷間加工性
を有し且つ冷間鍛造後の熱処理により１００ｋｇｆ／＋
ｎｍ２以上の強度となる高強度鋼の製造方法を提供する
ことを目的とするものである。

［課題を解決するための手段、作用］ そこで、本発明者らは上記問題点解決のために高強度鋼
の熱間圧延材について強度及び延性の支配因子を鋭意検
討した結果、熱間圧延材の強度の低下及び延性の向上の
ために極めて有効な手段であるパーライトのセメンタイ
トの粗大化及びフェライト分率の増加、またさ゛らに熱
間圧延材の低強度化と高延性化のための最大のポイント
である所の高温でのフェライト・パーライト変態を短時
間で終了させることを遠戚するためには、Ｃ及びＭｎ、
Ｃｒ含有量を最適な範囲内にするとともに、熱間圧延後
の冷却条件を適切に選へば良いという全く新たな知見を
得て本発明をなしたものである。

すなわち本発明は以上の知見に基づいてなされるもので
あって、その要旨とするところは、重量％て、　Ｃ：０
．１３〜０．３０％、　Ｓｉ　：　０．２５％以下、Ｍ
ｎとＣｒの合計量が０．９〜１．８％の範囲で、Ｍｎ　
：　　０．３０〜１．３０％、　　Ｃｒ　：　　０．２
０〜１．５０％、　　ＡＭｏ、０１〜０１０％を含む鋼
、または上記組成の他にＭｏ：０．０５〜０．３０％を
含有する鋼、その他必要に応して、　Ｖ　：　０．０５
〜０．２０％、　Ｔｉ　：　０．００２〜０．０３０％
、　Ｎｂ　：　０．００５〜０．１０％、　　Ｂ　：　
０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含
有し、残部はＦｅ及び不可避不純物よりなる鋼を熱間圧
延後、少なくともフェライト変態開始からパーライト変
態終了までの温度範囲を１５℃／分以下の冷却速度で徐
冷することを特徴とする冷間加工性の優れた高強度合金
鋼の製造方法に関するものである。

以下に本発明について詳細に説明する。

まず、本発明において冷間加工性の優れた高強度鋼とは
、熱間圧延材の強度が５５　ｋｇｆ／＋ｎｍ’以下、絞
りが６５％以上であり、且つ冷間鍛造後の熱処理によっ
て１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引張強度を有する鋼であ
ることを意味する。熱間圧延後の強度が５５　ｋｇｆ／
ｍｍ２超、絞りが６５％未満ては、冷間鍛造て種々の機
械部品を製造する際に工具寿命の低下、冷間鍛造割れが
生しやすくなるために冷間加工性の優れた鋼とは言えな
い。

次に本発明の対象とする鋼の成分限定理由について述べ
る。

まず、Ｃについてであるが、Ｃ量の上限を０．３％にし
た理由は熱間圧延材の絞りを６５％以上に確保するため
である。すなわちフェライト・パーライト組織となって
いる熱間圧延材の絞りに及ぼす合金元素のｆ！！類及び
添加量の影響を検討した結果、絞りは合金元素の種類及
び添加量、あるいは熱間圧延材の強度には依存せず、Ｃ
量のみで決まることか明らかとなった。

−例として、熱間圧延後６℃／分で徐冷した種々の鋼種
の絞りとＣ量の関係を第１図に示す。

同−Ｃ量でも合金元素の種類、添加量によってフェライ
ト変態及びパーライト変態の開始温度が変わるためにフ
ェライト・パーライト分率、パーライトのセメンタイト
間隔及びこれに伴い熱間圧延材の強度も変化するか、Ｃ
量と絞りの関係において＃４種間の差異は全く認められ
ない。従って、第１図から明らかなように熱間圧延材の
絞りを６５％以上確保するためにはＣ景の上限を０．３
％にする必要がある。一方、０．１３％未満では冷間鍛
造後、熱処理を施した際の引張強度を１００ｋｇｆ／＋
ｎ＋ｎ’以上にすることができないために、Ｃの下限を
０．１３％に限定した。

Ｓｉは脱酸元素として有効であるが、その固溶体硬化作
用によって圧延材の強度を高めるので、固溶体硬化の影
響が小さい０．２５％以下とした。好まルくは０．１％
未満が良い。

次にＭｎとＣｒに関してであるが、ＭｎとＣｒの添加量
及びその合計量を前記のように限定した点が圧延材強度
を５５　ｋｇｆ／＋ｎｍ２以下にするための本発明の重
要な点である。

すなわちフェライト・パーライト組織の強度を低下させ
るためには、フェライトよりも強度の高いパーライト分
率を減少させフェライト分率を増加させるとともにパー
ライト強度そのものも低くする必要がある。まずフェラ
イト分率を増加させるためには、高温でフェライト変態
を開始させるとともにフェライト成長速度を速くさせる
ことか必要となる。またパーライト強度はセメンタイト
間隔に反比例する関係があるのて、パーライト強度を低
下させるためには高温でパーライト変態させてセメンタ
イト間隔を粗くすることか必要となる。従ってフェライ
ト分率の増加、セメンタイト間隔の粗大化のためには、
いずれも高温でフェライト・パーライト変態を行う必要
があるか、高７品はどフェライト・パーライト変態の終
了に長時間を要するようになる。しかし、熱間圧延材を
徐冷するにしても、あるいは高温で保定するにしても、
設備上、生産上徐冷速度あるいは保定時間には自ずから
限界が存在する。そこで、Ｃ含有量か０．１３〜０．３
％である鋼のフェライト及びパーライト成長速度に及ぼ
すＭｎとＣｒの合計量の影響を検討した結果、ＭｎとＣ
ｒの合計量が１８％以下であれば高温てのフェライト及
びパーライト成長速度は極めて速いことが明らかとなっ
た。−例として、０．２３％Ｃ鋼の７００℃でのフェラ
イト成長速度及び６８０℃でのパーライト成長速度に及
ぼすＭｎとＣｒの合計量の効果をそれぞれ第２．３図に
示す。ＭｎとＣｒの合計量が増加するほどフェライト及
びパーライト成長速度は低下するが、１．８％を超える
とこの低下量は著しくなることがわかる。さらに上記の
鋼種を熱間圧延後６６０℃まで８℃／分で徐冷した結果
、ＭｎとＣｒの合計量が１，８％を超えるとフェライト
及びパーライト成長速度が遅くなるためベイナイトが一
部に発生して圧延材強度か高く延性も劣化することが明
らかとなった。以上の理由でＭｎとＣｒの合計量を１．
８％以下とした。この結果、圧延材のフェライト分率が
増加するとともにセメンタイト間隔が粗大化するために
、圧延材強度を５５　ｋｇｆ／＋ｎｍ２以下にすること
が可能となる。

方、ＭｎとＣｒの合計量の下限を０９％にした理由は、
本発明が熱処理後の強度を１００ｋｇｆ／ｍｍ２となる
高強度鋼を目的としており、０９％未満では焼入性及び
焼戻し軟化抵抗が不足して１００ｋｇｆ／ｎｏ”以上の
強度か達成されないためである。

ここでＭｎ及びＣｒの添加量を前記のように限定したの
は以下の理由による。

Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりてなく冷間
鍛造後の熱処理時の焼入性及び焼戻し軟化抵抗を向上さ
せるために有効な元素であるか、０．３０％未満では上
記の効果が得られず、方１．３％を越えると、フェライ
ト及びパーライト成長速度が低下してフェライト、パー
ライト変態終了温度が下がるために熱間圧延材の強度が
増加し、この結果冷間加工性が劣化するため０．３〜１
．３％の範囲に制限した。

Ｃｒは高温てのフェライト及びパーライト成長速度を増
加させるために有効な元素であるとともに冷間鍛造後の
熱処理時の焼入性及び焼戻し軟化抵抗の向上に極めて有
効であるが、０．２％未満ではその効果が充分に発揮で
きず、一方１．５％を超えると成長速度が低下して、フ
ェライト及びパーライト変態終了温度が下がるため０．
２〜１．５％に限定した。

心は熱間圧延後及び冷間鍛造後の熱処理時においてオー
ステナイト粒度の粗大化を防止する目的で添加されるが
、００１％未満てはその効果か発揮されず、一方０．１
％を越えても効果が飽和するため０．０１〜０．１％に
限定した。

Ｍｏは強い焼戻し軟化抵抗を有し熱処理後の強度を高強
度化にさせるために有効な元素であるが、０，０５％未
満ては効果がなく、一方０．３％を越えても添加ｉに見
合うだけの効果がないのでこれを上限とした。

以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発
明においてはこの他に鋼の強度を向上させる目的でＶ、
Ｂ、　また高鷹域のフェライト及びパーライト変態の核
生成速度を増加させる目的でＴｉ、Ｎｂの１種または２
種以上を含有せしめることもできる。

まずＶは焼戻し軟化抵抗を増加させる効果の他に熱間圧
延後及び熱処理時のオーステナイト粒を微細化させる効
果があるか、０．０５％未満では前記作用の効果か得ら
れず、一方０２％を越えても効果か飽和するため０．０
５〜０２％に限定した。

Ｂは熱処理時の焼入性を向上させる効果かあるが、Ｏ，
０ｔ１０３％未満では充分な効果を発揮できず、一方０
００５％を超えると粗大なり炭化物を析出させて冷間加
工性を劣化させるため０．０００３〜０．００５％に制
限した。なおりを添加する際には、Ｂが窒化物になると
上記の゛効果が失われるためＴｉを添加することか好ま
しい。

ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成することにより、Ｂが
窒化物になることを防ぐと共に熱間圧延後のオーステナ
イト結晶粒度を微細化させてフェライト及びパーライト
の核生成速度を増加させ、さらに熱処理時のオーステナ
イト結晶粒度の粗大化を防止する効果があるが、０．０
０２％未満ではその効果が不十分であり、一方０．０３
％を越えると冷間加工性に有害な粗大なＴｉＮあるいは
ＴｉＣが生成するので０．００２〜０．０３％の範囲に
制限した。

ＮｂもＴｉと同様に熱間圧延後のオーステナイト粒度を
微細化させるために有効な元素であるが、０．００５％
未満ではその効果が不十分であり、一方０．１％を越え
るとこの効果が飽和するため０．００５〜０．１％に制
限した。

Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、いずれの元素
とも冷間加工性を劣化させるため、０．０２％以下にす
ることか好ましい。

なお上記の成分で、焼入れ焼戻し処理によって強度をｌ
ｏｏｋｇｆ／ｍｍ２以上にすることが可能となるが、焼
入れ温度は８５０〜９５０℃、焼戻し温度は４５０〜５
５０℃が好ましい熱処理条件である。

次に熱間圧延後の冷却条件について説明する。

まず熱間圧延後の冷却速度を１５℃／分以下で徐冷する
理由は、１５℃／分より速く冷却すると、フェライト変
態及びパーライト変態開始温度が低下するために、パー
ライト分率が増加するとともにセメンタイト間隔が細か
くなり圧延材強度が上昇することと、より強度の高く延
性も低いヘイナイトも生成する危険性があるためである
。冷却速度は遅い方が圧延材の強度低下に対して有利で
あるか、設備上、生産性上の実用的な点を考慮すると、
３〜ｂ 却速度か圧延材の強度低下と生産を両立させる好ましい
冷却速度範囲である。また徐冷開始温度は熱間圧延後直
ちに上記の冷却速度で徐冷しても差し支えないが、生産
性が極めて悪くなる。徐冷開始温度はフェライト変態が
生じる温度から徐冷すれば充分なため、最低限の温度と
してフェライト変態開始塩度とした。なお本発明の対象
とする成分系ではフェライト変態開始温度は７３０〜７
６０℃の温度範囲にあるため、少なくとも７６０℃から
徐冷すれば充分である。徐冷停止温度は、パーライト変
態終了前に徐冷を停止するとその後の放冷過程で強度が
高く延性の低い低温変態パーライトもしくはベイナイト
が生成するため、パーライト変態終了温度とした。なお
、変態終了温度は鋼種、冷却速度によって変わるが本発
明の対象とする成分系の鋼と冷却速度では、６６０℃〜
６９０℃である。

次に本発明の効果を実施例によって、さらに具体的に述
べる。

［実　施　例］ 第１表供試材の化学成分並びに通常の熱間圧延の条件で
１１φｍｍに仕上げた後の冷却速度を示す。なお熱間圧
延後の徐冷温度範囲は７６０〜６６０℃である。同表中
■〜＠が本発明例で、その他は比較例である。これらの
供試材を用いて、熱間圧延ままと焼入れ焼戻し処理後の
機械的特性、及び冷間鍛造性について評価試験を行った
。冷間鍛造性の評価は、０．５ｍｍの深さのＶノツチを
付けた１０，５φｍｍＸ　１６ＩＩ１ｍの試験片で据え
み率７０％の圧縮試験を行ったときの割れの発生の有無
で求め、○印は割れが発生しなかったことを、Δ印は試
験片の一部に割れが発生したこと、及び×印は完全に割
れが発生したことを示す。また焼入れ焼戻しの熱処理条
件は、焼入れ温度８８０℃、焼戻し温度は同表中に示す
各温度で行った。これらの試験結果を第１表に併記する
。

同表から明らかなように、本発明例はいずれも熱間圧延
後の引張強度か５５　ｋｇｆ／ｍｍ２以下、絞りが６５
％以上と低強度、高延性となっているため冷間鍛造性も
良好で申し分ない。また熱処理後のｍ械的特性も強度か
ｌｏＯｋｇｆ／ｎ＋＋ｎ２以上になっており目的とする
高強度鋼となっている。

これに対して、比較例であるＮｏ１３は日本工業規格の
５Ｃｒ４３５鋼、Ｎｏ１４は５０Ｍ４３５鋼であるが、
いずれもＣ含有量が０．３％を超えているため熱間圧延
後の絞りが低く、冷間鍛造性が悪い６またＳｔ含有量及
びＭｎとＣｒの合計量か多すきるために圧延材の強度も
高くなっている。比較例であるＮｏ１５も同じくＣ含有
量が多すぎるために、圧延材の絞りが低く冷間鍛造性が
悪い。

比較例であるＮｏ１５．２０はＭｎとＣｒの合計量が多
すぎた例である。即ちＮｏ１６はＭｎとＣｒの合計量が
１．８％を越えしかもＭｎ含有量も高いために、熱間圧
延後の徐冷域でのフェライト、パーライトの成長速度が
遅くなり低温で変態したため、この結果圧延材の強度が
高く絞りが低かった例である。ＮＯ２ＯもＭｎとＣｒの
合計量が多すぎるために強度が高く延性が低いために、
冷間鍛造性も不充分な結果となっている。

一方、比較例であるＮ０２３はＣｒ含有量が多すぎたた
めに、目的とする圧延材の低強度化、高延性化に到って
いない。また比較例であるＮ。

１９はＳｉ含有量か本発明の範囲外にあり、その結果圧
延材の強度が本発明例に比べ高い。Ｎ０２１はＭｏ含有
量が多すぎるためにベイナイトが生威し、この結果圧延
材の強度が高く絞りが劣化するため冷間鍛造性が悪かっ
た例である。

比較例であるＮｏ１８、・２２はいずれも化学成分が適
切でないために、熱処理後の強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ
２未満で本発明の目的とする高強度鋼となっていない例
である。即ちＮ０１８はＣ含有量が低すぎるために、ま
たＮ０２２はＭｎとＣｒの合計量が低すきるために、圧
延材の強度、絞りとも本発明の目的とする範囲内にあり
冷間鍛造性も良好であるか、熱処理後の強度が１００ｋ
ｇｆ／■２以上となっていない。

さらに比較例であるＮ０１７．２４はいずれも熱間圧延
後の冷却速度が速いために圧延材の強度が高くまた絞り
も低くなり冷間鍛造性か悪かった例である。

［発明の効果コ 以上の実施例からも明らかなごとく、本発明はフェライ
ト及びパーライトの成長速度か速い鋼材組成と仕上げ圧
延条件をなんら規制しない通常の熱間圧延後の冷却条件
とを最適に選択することによって、熱間圧延ままで強度
５５　Ｊｆ／ｍｍ２以下、絞り６５％以上の特性を有す
る冷間加工性に優れた鋼であり、且つ熱処理によって引
張強度が１００ｋｇｆ／ｍｎ＋’以上の高強度となる鋼
の製造を可能にしたものであり、産業上の効果は極めて
顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は種々の鋼種を熱間圧延後、６℃／分で徐冷した
圧延材の絞りと含有Ｃ量の関係を示す図、第２図は７０
０℃でのフェライト変態の成長速度に及ぼすＭｎとＣｒ
の合計量の影響を示す図、第３図は６８０℃でのパーラ
イト変態の成長速度に及ぼすＭｎとＣｒの合計量の影響
を示す図である。 フェライト成長速度 （Ｘ１０−’ｃｍ／ｆｔ１′２） ＭｎとＣｒの合計ｊｌ（ｗｔ％） 圧延材の絞り （％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．１３〜０．３０％ Ｓｉ：０．２５％以下 ＭｎとＣｒの合計量が０．９〜１．８％の範囲でＭｎ：
   ０．３０〜１．３０％ Ｃｒ：０．２０〜１．５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み、その他必要に応じて Ｖ：０．０５〜０．２０％ Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避
   不純物よりなる鋼を熱間圧延後、少なくともフェライト
   変態開始からパーライト変態終了までの温度範囲を１５
   ℃／分以下の冷却速度で徐冷することを特徴とする冷間
   加工性の優れた高強度合金鋼の製造方法。 ２、重量％で、 Ｃ：０．１３〜０．３０％ Ｓｉ：０．２５％以下 ＭｎとＣｒの合計量が０．９〜１．８％の範囲でＭｎ：
   ０．３０〜１．３０％ Ｃｒ：０．２０〜１．５０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み、その他必要に応じて Ｖ：０．０５〜０．２０％ Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避
   不純物よりなる鋼を熱間圧延後、少なくともフェライト
   変態開始からパーライト変態終了までの温度範囲を１５
   ℃／分以下の冷却速度で徐冷することを特徴とする冷間
   加工性の優れた高強度合金鋼の製造方法。