JP2013007087A - Forging steel, forged product and method of manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鍛造用鋼、並びに、鍛造品及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、高耐力及び高疲労強度を兼ね備えた鍛造品の製造に用いられる鍛造用鋼、並びに、このような鍛造用鋼を用いて製造される鍛造品及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a forging steel, a forged product, and a method for producing the same, and more specifically, a forging steel used for producing a forged product having both high yield strength and high fatigue strength, and such forging steel. The present invention relates to a forged product that is manufactured by using and a manufacturing method thereof.
機械、車両、航空機、船舶などに用いられる機械部品には、炭素鋼や低合金鋼からなる構造用鋼が用いられている。構造用鋼は、切削、圧延、鍛造などの加工方法を用いて所定の部品形状に仕上げられる。構造用鋼から作られる各種機械部品には、その用途に応じて、破断分離性、耐力、疲労強度、被削性等の複数の特性が求められる場合が多い。しかしながら、構造用鋼の複数の特性を同時に向上させるのは、一般に難しい。 Structural steel made of carbon steel or low alloy steel is used for machine parts used in machines, vehicles, aircraft, ships, and the like. The structural steel is finished into a predetermined part shape using a processing method such as cutting, rolling, or forging. Various mechanical parts made of structural steel are often required to have a plurality of characteristics such as break separation, proof stress, fatigue strength, and machinability depending on the application. However, it is generally difficult to improve several properties of structural steel at the same time.
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、
（イ）Ｃ：０．４１質量％、Ｓｉ：０．６５質量％、Ｍｎ：０．８２質量％、Ｐ：０．０６質量％、Ｃｒ：０．２４質量％、Ｖ：０．０８質量％、Ｎ：０．０１９質量％、Ｓ：０．０５１質量％、及び、Ｐｂ：０．１４質量％を含み残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるフェライト・パーライト型非調質鋼（発明例Ｎｏ．１３）を素材とし、
（ロ）熱間鍛造を行って５０ｍｍ角の鍛造素材とし、これを１２００℃で６０分間加熱保持した後、直径２２ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、
（ハ）さらにその後の冷却過程でコンロッドの連接部に加えるコイニングに対応するものとして６００℃で１５％の加工を施し、再度室温まで放冷する
ことを特徴とする破断分離が容易な高強度コネクティングロッド用鍛造品の製造方法が開示されている。
同文献には、
（ａ）このようにして得られた材料は、疲れ限度が４６５ＭＰａであり、０．０１％耐力が６８１ＭＰａである点、
（ｂ）このようなフェライト・パーライト型非調質鋼に所定量のＳを添加すると、被削性が向上する点、
が記載されている。
In order to solve this problem, various proposals have heretofore been made.
For example, Patent Document 1 discloses that
(A) C: 0.41 mass%, Si: 0.65 mass%, Mn: 0.82 mass%, P: 0.06 mass%, Cr: 0.24 mass%, V: 0.08 mass% , N: 0.019% by mass, S: 0.051% by mass, and Pb: 0.14% by mass, the balance being Fe and pearlite non-heat treated steel consisting of unavoidable impurities (Invention Example No. 1). 13) as a material,
(B) Hot forging is performed to obtain a 50 mm square forging material, which is heated and held at 1200 ° C. for 60 minutes, then hot forged into a 22 mm diameter round bar,
(C) High strength connecting with easy fracture separation, characterized by 15% processing at 600 ° C and cooling to room temperature again, corresponding to coining applied to connecting parts of connecting rods in the subsequent cooling process A method for manufacturing a forged product for a rod is disclosed.
In the same document,
(A) The material thus obtained has a fatigue limit of 465 MPa and a 0.01% proof stress of 681 MPa,
(B) When a predetermined amount of S is added to such ferritic pearlite type non-heat treated steel, the machinability is improved,
Is described.
また、特許文献２には、
（イ）Ｃ：０．４２質量％、Ｓｉ：０．２５質量％、Ｍｎ：１．１２質量％、Ｓ：０．０７０質量％、Ｃｒ：０．１６質量％、Ａｌ：０．０１８質量％、及び、Ｎ：０．００５３質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼（発明鋼Ｎｏ．７）を１２５０℃に加熱してから熱間鍛造により直径２０ｍｍの丸棒に鍛伸し、
（ロ）熱間加工後の放冷過程で、Ａｒ1点以下の６００℃で直径１８ｍｍ（加工率：２０％）まで温間加工してから放冷する
ことを特徴とする非調質鍛造加工品の製法が開示されている。
同文献には、
（ａ）このようにして得られた材料は、加工後ＹＰが８１５ＭＰａである点、及び、
（ｂ）このようなフェライト・パーライト組織を有する非調質鋼に所定量のＳを添加すると、被削性が向上する点、
が記載されている。
In addition, in Patent Document 2,
(A) C: 0.42 mass%, Si: 0.25 mass%, Mn: 1.12 mass%, S: 0.070 mass%, Cr: 0.16 mass%, Al: 0.018 mass% And, N: 0.0053 mass%, steel (invention steel No. 7) consisting of Fe and unavoidable impurities in the balance is heated to 1250 ° C. and then forged into a round bar with a diameter of 20 mm by hot forging. And
(B) Non-tempered forging process, characterized in that, in the cooling process after hot working, warm working is performed to a diameter of 18 mm (working rate: 20%) at 600 ° C. below Ar 1 point, and then cooling is performed. The manufacturing method of goods is disclosed.
In the same document,
(A) The material thus obtained has a YP of 815 MPa after processing, and
(B) When a predetermined amount of S is added to the non-heat treated steel having such a ferrite and pearlite structure, the machinability is improved.
Is described.
特許文献１、２に記載されているように、フェライト・パーライト組織を有する非調質鋼に対して、熱間鍛造及び温間鍛造（コイニング）を行うと、耐力及び疲労強度を向上させることができる。しかしながら、２００〜６５０℃の加工温度範囲で加工し、歪時効を施す鋼部材においては、一般に、加工温度の低下に伴って耐力が上昇するのに対し、疲労強度は、加工温度４００℃付近を境として急激に低下する。そのため、最も大きな耐力を得ることのできる温度域での加工は、疲労強度との両立が不可能であった。
さらに、工業的には、加工温度が大きくばらつくことがあるため、加工温度の管理幅を大きく取れることが望ましい。しかしながら、従来の材料では、高耐力が得られる低温域で加工を行うと、加工温度の僅かな変動によって疲労強度が大きく変動するという問題があった。
As described in Patent Documents 1 and 2, when hot forging and warm forging (coining) are performed on a non-tempered steel having a ferrite / pearlite structure, the yield strength and fatigue strength can be improved. it can. However, in steel members that are processed in the processing temperature range of 200 to 650 ° C. and subjected to strain aging, the proof stress generally increases with a decrease in the processing temperature, whereas the fatigue strength is around the processing temperature of 400 ° C. It drops sharply as a border. Therefore, the processing in the temperature range where the greatest yield strength can be obtained cannot be compatible with the fatigue strength.
Furthermore, industrially, since the processing temperature may vary greatly, it is desirable that the control range of the processing temperature be large. However, the conventional material has a problem that when the processing is performed in a low temperature range where a high yield strength can be obtained, the fatigue strength greatly varies due to a slight variation in the processing temperature.
本発明が解決しようとする課題は、高耐力及び高疲労強度を兼ね備えた鍛造品の製造に用いられる鍛造用鋼、並びに、このような鍛造用鋼を用いて製造される鍛造品及びその製造方法を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする課題は、高耐力が得られる低温域で加工を行っても、疲労強度のばらつきが少ない鍛造用鋼、並びに、このような鍛造用鋼を用いて製造される鍛造品及びその製造方法を提供することにある。
The problem to be solved by the present invention is a forging steel used for manufacturing a forged product having both high yield strength and high fatigue strength, a forged product manufactured using such a forging steel, and a manufacturing method thereof. Is to provide.
In addition, the problem to be solved by the present invention is produced by using a forging steel with little variation in fatigue strength even when processing in a low temperature range where high proof stress is obtained, and such forging steel. It is to provide a forged product and a manufacturing method thereof.
上記課題を解決するために本発明に係る鍛造用鋼は、
０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．３≦Ｍｎ≦１．１ｍａｓｓ％、及び、
０．０４≦Ｓ≦０．１５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
In order to solve the above problems, the forging steel according to the present invention is
0.2 ≦ C ≦ 0.6 mass%,
0.05 ≦ Si ≦ 2.0 mass%,
0.3 ≦ Mn ≦ 1.1 mass%, and
0.04 ≦ S ≦ 0.15 mass%
The balance is composed of Fe and inevitable impurities.
本発明に係る鍛造品の製造方法は、
本発明に係る鍛造用鋼をＡ3点以上１３００℃以下の温度で加熱する加熱工程と、
前記鍛造用鋼をＡ3点以上１３００℃以下の温度において、８％以上の圧下率で熱間鍛造する１次加工工程と、
前記鍛造用鋼を２００℃以上６５０℃以下の温度において、７％以上５０％未満の圧下率で温間鍛造する２次加工工程と
を備えていることを要旨とする。
The method for producing a forged product according to the present invention is as follows.
The forging steel according to the present invention a heating step of heating at a temperature of 1300 ° C. or less than 3 points A,
In the forging steel of the A 3 point or higher 1300 ° C. or less of the temperature, and a fabrication process of hot forging at a reduction ratio of 8% or more,
The gist of the present invention is to provide a secondary processing step of warm forging the forging steel at a temperature of 200 ° C. or higher and 650 ° C. or lower at a rolling reduction of 7% or more and less than 50%.
さらに、本発明に係る鍛造品は、
本発明に係る方法により得られ、
フェライト面積率が１８％以上であり、
室温における０．２％耐力が７００ＭＰａ以上であり、
ΔＳ（＝Ｓ2−Ｓ1）が１０ＭＰａ以上であることを要旨とする。
但し、
Ｓ2は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％の条件で前記熱間鍛造を行い、さらに鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％の条件で前記温間鍛造を行った後の室温における疲労強度。
Ｓ1は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％の条件で前記熱間鍛造を行った後の室温における疲労強度。
Furthermore, the forged product according to the present invention is:
Obtained by the method according to the invention,
Ferrite area ratio is 18% or more,
0.2% proof stress at room temperature is 700 MPa or more,
The gist is that ΔS (= S 2 −S 1 ) is 10 MPa or more.
However,
S 2 is the room temperature after performing the hot forging under the conditions of forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%, and further performing the warm forging under the conditions of forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%. Fatigue strength.
S 1 is the fatigue strength at room temperature after performing the hot forging under the conditions of forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%.
フェライト・パーライト組織を有する構造用鋼に対して、相対的に過剰のＳを添加し、所定の条件下で熱間鍛造及び温間鍛造を行うと、耐力及び疲労強度がともに向上する。また、高耐力が得られる低温域で温間鍛造を行っても、疲労強度のばらつきが小さくなる。
これは、
（１）熱間鍛造後の冷却過程において、過剰に添加したＳが多量のＭｎＳを析出させ、析出したＭｎＳの周囲に多量のフェライト相が析出するため（すなわち、フェライト面積率が増大するため）、及び、
（２）多量に析出したフェライト相が温間鍛造時の歪時効によって強化されるため、
と考えられる。
When structural steel having a ferrite / pearlite structure is added with a relatively excessive amount of S and hot forging and warm forging are performed under predetermined conditions, both the yield strength and fatigue strength are improved. Further, even when warm forging is performed in a low temperature range where high yield strength can be obtained, the variation in fatigue strength is reduced.
this is,
(1) In the cooling process after hot forging, excessively added S precipitates a large amount of MnS, and a large amount of ferrite phase precipitates around the precipitated MnS (that is, the ferrite area ratio increases). ,as well as,
(2) Since a large amount of precipitated ferrite phase is strengthened by strain aging during warm forging,
it is conceivable that.
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 鍛造用鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る鍛造用鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
Hereinafter, an embodiment of the present invention will be described in detail.
[1. Forging steel]
[1.1. Main constituent elements]
The forging steel according to the present invention contains the following elements, with the balance being Fe and inevitable impurities. The kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
（１） ０．２≦Ｃ≦０．６ｍａｓｓ％。
Ｃは、温間鍛造時に可動転位を固着させ、鍛造品の耐力を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、パーライトが過剰となり、耐力は増加するが、疲労強度、及び被削性が低下する。従って、Ｃ含有量は、０．６ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(1) 0.2 ≦ C ≦ 0.6 mass%.
C is an element effective in fixing movable dislocations during warm forging and improving the yield strength of the forged product. In order to acquire such an effect, C content needs to be 0.2 mass% or more.
On the other hand, when the C content is excessive, pearlite is excessive and the yield strength is increased, but the fatigue strength and the machinability are decreased. Therefore, the C content needs to be 0.6 mass% or less.
（２） ０．０５≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％。
Ｓｉは、鋼溶製時において脱酸剤及び脱硫剤として加えられるだけでなく、フェライト中に固溶してフェライトを強化し、耐力を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、熱間鍛造性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(2) 0.05 ≦ Si ≦ 2.0 mass%.
Si is not only added as a deoxidizing agent and a desulfurizing agent at the time of steel melting, but is an element effective for solid solution in ferrite to strengthen ferrite and improve yield strength. In order to acquire such an effect, Si content needs to be 0.05 mass% or more.
On the other hand, when the Si content is excessive, hot forgeability is reduced. Therefore, the Si content needs to be 2.0 mass% or less.
（３） ０．３≦Ｍｎ≦１．１ｍａｓｓ％。
Ｍｎは、フェライト中に固溶してフェライトを強化し、耐力を向上させるのに有効な元素である。また、Ｍｎの一部は、鋼中にＭｎＳとして析出し、その周囲にフェライト相を析出させる作用がある。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．３ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、パーライトが過剰となり、疲労強度、及び被削性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、１．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(3) 0.3 ≦ Mn ≦ 1.1 mass%.
Mn is an element effective for strengthening ferrite by solid solution in ferrite and improving yield strength. Moreover, a part of Mn has the effect | action which precipitates as MnS in steel and precipitates a ferrite phase around it. In order to acquire such an effect, Mn content needs to be 0.3 mass% or more.
On the other hand, when the Mn content is excessive, pearlite is excessive and fatigue strength and machinability are reduced. Therefore, the Mn content needs to be 1.1 mass% or less.
（４） ０．０４≦Ｓ≦０．１５ｍａｓｓ％。
Ｓは、通常、被削性の向上のために添加される元素であるが、本発明においては、熱間鍛造後のフェライト面積率を増大させるために添加される。このような効果を得るためには、Ｓ含有量は、０．０４ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓ含有量は、さらに好ましくは、０．０６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓ含有量が過剰になると、熱間鍛造性が低下する。従って、Ｓ含有量は、０．１５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
(4) 0.04 ≦ S ≦ 0.15 mass%.
S is an element that is usually added to improve machinability. In the present invention, S is added to increase the ferrite area ratio after hot forging. In order to acquire such an effect, S content needs to be 0.04 mass% or more. The S content is more preferably 0.06 mass% or more, and still more preferably 0.08 mass% or more.
On the other hand, when the S content is excessive, hot forgeability is reduced. Therefore, S content needs to be 0.15 mass% or less.
［１．２． 副構成元素］
本発明に係る鍛造用鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種以上の副構成元素をさらに含んでいてもよい。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
[1.2. Sub-constituent elements]
The forging steel according to the present invention may further contain one or more of the following sub-constituent elements in addition to the main constituent elements described above. The kind of additive element, its component range, and the reason for limitation are as follows.
［１．２．１． 破断分離性向上元素］
（５）Ｐ≦１．２ｍａｓｓ％。
Ｐは、粒界への偏析により靱性を低下させる元素である。従って、一般的には、Ｐ含有量は少ないほどよい。しかしながら、Ｐは、逆に脆性破面率を高める作用があり、必要に応じてＰを添加することができる。
一方、Ｐ含有量が過剰になると、効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造性を低下させる。従って、Ｐ含有量は、１．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。
[1.2.1. Element to improve fracture separation]
(5) P ≦ 1.2 mass%.
P is an element that lowers toughness due to segregation at grain boundaries. Therefore, in general, the lower the P content, the better. However, P, on the contrary, has an effect of increasing the brittle fracture surface ratio, and P can be added as necessary.
On the other hand, when the P content is excessive, not only the effect is saturated, but also the hot forgeability is lowered. Therefore, the P content is preferably 1.2 mass% or less.
［１．２．２． 固溶強化元素］
（６）Ｃｕ≦０．５ｍａｓｓ％。
（７）Ｎｉ≦０．５ｍａｓｓ％。
（８）Ｃｒ≦０．５ｍａｓｓ％。
（９）Ｍｏ≦０．１ｍａｓｓ％。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、いずれもフェライト中に固溶してフェライトを強化し、耐力を向上させるのに有効な元素であるため、必要に応じて添加することができる。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、通常、不純物として０．０１ｍａｓｓ％程度含まれる場合がある。
一方、これらの元素が過剰になると、パーライトが過剰となり、疲労強度、及び被削性が低下する。従って、これらの元素は、それぞれ、上記の上限値以下が好ましい。
[1.2.2. Solid solution strengthening element]
(6) Cu ≦ 0.5 mass%.
(7) Ni ≦ 0.5 mass%.
(8) Cr ≦ 0.5 mass%.
(9) Mo ≦ 0.1 mass%.
Since Cu, Ni, Cr, and Mo are all effective elements for solid-dissolving in ferrite to strengthen the ferrite and improving the yield strength, they can be added as necessary. Note that Cu, Ni, Cr, and Mo are usually contained as impurities in an amount of about 0.01 mass%.
On the other hand, when these elements are excessive, pearlite is excessive and fatigue strength and machinability are reduced. Therefore, each of these elements is preferably not more than the above upper limit value.
［１．２．３． 析出強化元素］
（１０）Ｖ≦０．３５ｍａｓｓ％。
Ｖは、熱間鍛造後に炭窒化物を形成し、強度及び耐力の向上に有効な元素であるため、必要に応じて添加することができる。
一方、Ｖ含有量が過剰になると、効果が飽和し、実益がない。従って、Ｖ含有量は、０．３５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
[1.2.3. Precipitation strengthening element]
(10) V ≦ 0.35 mass%.
V is an element that forms carbonitride after hot forging and is effective in improving strength and yield strength, and can be added as necessary.
On the other hand, if the V content is excessive, the effect is saturated and there is no actual benefit. Therefore, the V content is preferably 0.35 mass% or less.
［１．２．４． 歪時効硬化元素］
（１１）Ｎ≦０．０３ｍａｓｓ％。
Ｎは、Ｃと同様に、温間鍛造時に可動転位を固着させ、鍛造品の耐力を向上させるのに有効な元素であるため、必要に応じて添加することができる。なお、Ｎは、通常、不純物として０．００２ｍａｓｓ％程度含まれる場合がある。
一方、Ｎ含有量が過剰になると、熱間鍛造性が低下する。従って、Ｎ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
[1.2.4. Strain age hardening element]
(11) N ≦ 0.03 mass%.
N, like C, is an element effective for fixing movable dislocations during warm forging and improving the yield strength of the forged product, and can be added as necessary. Note that N is usually included as an impurity in an amount of about 0.002 mass%.
On the other hand, when the N content is excessive, hot forgeability is reduced. Therefore, the N content is preferably 0.03 mass% or less.
［２． 鍛造品の製造方法］
本発明に係る鍛造品の製造方法は、加熱工程と、１次加工工程と、２次加工工程とを備えている。
[2. Manufacturing method of forged products]
The method for manufacturing a forged product according to the present invention includes a heating step, a primary processing step, and a secondary processing step.
［２．１． 加熱工程］
加熱工程は、本発明に係る鍛造用鋼をＡ3点以上１３００℃以下の温度で加熱する工程である。
加熱は、鍛造用鋼をオーステナイト単相にするために行われる。従って、加熱温度は、Ａ3点以上である必要がある。
一方、加熱温度が高すぎると、熱間鍛造後の結晶粒が粗大化し、耐力及び疲労強度が低下する。従って、加熱温度は、１３００℃以下である必要がある。
加熱時間は、特に限定されるものではなく、鍛造用鋼全体がオーステナイト単相になる時間であればよい。通常は、１ｈｒ程度である。
[2.1. Heating process]
Heating step is a step of heating the forging steel according to the present invention at a temperature of 1300 ° C. or less than 3 points A.
Heating is performed to make the forging steel into an austenite single phase. Therefore, the heating temperature is required to be A 3 points or more.
On the other hand, if the heating temperature is too high, the crystal grains after hot forging become coarse, and the proof stress and fatigue strength decrease. Therefore, the heating temperature needs to be 1300 ° C. or lower.
The heating time is not particularly limited as long as the entire forging steel becomes an austenite single phase. Usually, it is about 1 hr.
［２．２． １次加工工程］
１次加工工程は、前記鍛造用鋼をＡ3点以上１３００℃以下の温度において、８％以上の圧下率で熱間鍛造する工程である。熱間鍛造は、鍛造品の粗形状を形成するため、及び、熱間鍛造後の冷却過程において、フェライト相の析出を促進させるために行われる。
熱間鍛造は、加熱工程において所定の温度に素材を加熱した後、必要に応じて所定の鍛造温度まで空冷して行われる。熱間鍛造は、オーステナイト域で行う必要がある。すなわち、鍛造温度は、Ａ3点以上である必要がある。
一方、鍛造温度が高すぎると、パーライトが過剰となり、耐力、疲労強度、及び被削性が低下する。従って、鍛造温度は、１３００℃以下である必要がある。鍛造温度は、さらに好ましくは、１２００℃以下である。
[2.2. Primary processing step]
The primary processing step is a step of hot forging the forging steel at a temperature of A 3 point or higher and 1300 ° C. or lower at a reduction rate of 8% or higher. Hot forging is performed to form a rough shape of the forged product and to promote precipitation of the ferrite phase in the cooling process after hot forging.
Hot forging is performed by heating the material to a predetermined temperature in the heating step and then air-cooling to a predetermined forging temperature as necessary. Hot forging needs to be performed in the austenite region. That is, the forging temperature is required to be A 3 points or more.
On the other hand, if the forging temperature is too high, the pearlite becomes excessive, and the proof stress, fatigue strength, and machinability are reduced. Therefore, the forging temperature needs to be 1300 ° C. or lower. The forging temperature is more preferably 1200 ° C. or less.
一般に、熱間鍛造時の圧下率が高くなるほど、フェライト相の析出量が増大する。高耐力及び高疲労強度を兼ね備えた鍛造品を得るためには、熱間鍛造時の圧下率は、８％以上である必要がある。圧下率は、さらに好ましくは、１０％以上である。
圧下率は、鍛造可能な限りにおいて、高いほど良い。しかしながら、圧下率が高すぎると、鍛造性が低下する場合がある。
In general, the higher the rolling reduction during hot forging, the greater the precipitation amount of the ferrite phase. In order to obtain a forged product having both high yield strength and high fatigue strength, the rolling reduction during hot forging needs to be 8% or more. The rolling reduction is more preferably 10% or more.
The higher the reduction ratio, the better as long as it can be forged. However, if the rolling reduction is too high, forgeability may be reduced.
ここで、「圧下率」とは、次の（１）式から求められる値をいう。
圧下率（％）＝（Ｈ0−Ｈ1）×１００／Ｈ0 ・・・（１）
但し、Ｈ0は、熱間鍛造前の素材の厚さ（加圧方向の長さ）
Ｈ1は、熱間鍛造後の鍛造品の厚さ（加圧方向の長さ）
鍛造品の厚さや変形量が部位によって異なるときは、「圧下率」とは、各部位において測定される圧下率の最大値をいう。
Here, the “rolling rate” refers to a value obtained from the following equation (1).
Reduction ratio (%) = (H 0 −H 1 ) × 100 / H 0 (1)
However, H 0 is the thickness of the material before hot forging (length in the pressing direction)
H 1 is the thickness of the forged product after hot forging (length in the pressing direction)
When the thickness and the amount of deformation of the forged product vary depending on the part, the “rolling ratio” means the maximum value of the rolling ratio measured at each part.
［２．３． ２次加工工程］
２次加工工程は、前記鍛造用鋼を２００℃以上６５０℃以下の温度において、７％以上５０％未満の圧下率で温間鍛造する工程である。温間鍛造は、熱間鍛造で得られた粗成形体の形状矯正を行うため、及び、歪時効によって耐力及び疲労強度を増大させるために行われる。
温間鍛造は、通常、熱間鍛造後の冷却過程において行われるが、熱間鍛造後に一旦室温まで冷却し、再度温間鍛造温度に加熱しても良い。
一般に、鍛造温度が低いほど、高耐力が得られる。しかしながら、鍛造温度が低すぎると、耐力が低下する。これは、十分な歪時効が生じないためである。従って、鍛造温度は、２００℃以上である必要がある。
一方、鍛造温度が高すぎると、かえって耐力が低下する。従って、鍛造温度は、６５０℃以下である必要がある。
[2.3. Secondary processing step]
The secondary processing step is a step of warm forging the forging steel at a temperature of 200 ° C. or higher and 650 ° C. or lower at a rolling reduction of 7% or more and less than 50%. Warm forging is performed in order to correct the shape of the rough molded body obtained by hot forging and to increase the yield strength and fatigue strength by strain aging.
Warm forging is usually performed in the cooling process after hot forging, but may be once cooled to room temperature after hot forging and heated to the warm forging temperature again.
Generally, the lower the forging temperature, the higher the yield strength. However, when the forging temperature is too low, the proof stress decreases. This is because sufficient strain aging does not occur. Therefore, the forging temperature needs to be 200 ° C. or higher.
On the other hand, if the forging temperature is too high, the yield strength is rather reduced. Therefore, the forging temperature needs to be 650 ° C. or less.
一般に、温間鍛造時の圧下率が大きくなるほど、高耐力及び高疲労強度が得られる。このような効果を得るためには、圧下率は、７％以上である必要がある。
一方、圧下率が大きくなりすぎると、鍛造性が低下する。従って、圧下率は、５０％未満である必要がある。
なお、温間鍛造時の「圧下率」の定義は、熱間鍛造時の圧下率の定義と同様である。
In general, the higher the rolling reduction during warm forging, the higher the yield strength and the higher fatigue strength. In order to obtain such an effect, the rolling reduction needs to be 7% or more.
On the other hand, if the rolling reduction is too large, forgeability is reduced. Therefore, the rolling reduction needs to be less than 50%.
Note that the definition of “reduction ratio” during warm forging is the same as the definition of reduction ratio during hot forging.
［３． 鍛造品］
本発明に係る鍛造品は、
本発明に係る方法により得られ、
フェライト面積率が１８％以上であり、
室温における０．２％耐力が７００ＭＰａ以上であり、
ΔＳ（＝Ｓ2−Ｓ1）が１０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
但し、
Ｓ2は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％の条件で前記熱間鍛造を行い、さらに鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％の条件で前記温間鍛造を行った後の室温における疲労強度。
Ｓ1は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％の条件で前記熱間鍛造を行った後の室温における疲労強度。
[3. Forged product]
The forged product according to the present invention is
Obtained by the method according to the invention,
Ferrite area ratio is 18% or more,
0.2% proof stress at room temperature is 700 MPa or more,
ΔS (= S 2 −S 1 ) is 10 MPa or more.
However,
S 2 is the room temperature after performing the hot forging under the conditions of forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%, and further performing the warm forging under the conditions of forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%. Fatigue strength.
S 1 is the fatigue strength at room temperature after performing the hot forging under the conditions of forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%.
［３．１． フェライト面積率］
本発明に係る鍛造品は、フェライト・パーライト組織からなる。フェライト面積率とは、組織全体の面積に占めるフェライト相の面積の割合をいう。フェライト相の面積率は、例えば、組織写真の画像解析により求めることができる。
一般に、フェライト面積率が大きくなるほど、耐力及び疲労強度が高く、しかも、低温域において温間鍛造を行った場合であっても、疲労強度のばらつきが小さくなる。このような効果を得るためには、フェライト面積率は、１８％以上である必要がある。
[3.1. Ferrite area ratio]
The forged product according to the present invention has a ferrite / pearlite structure. The ferrite area ratio means the ratio of the area of the ferrite phase to the total area of the structure. The area ratio of the ferrite phase can be determined by, for example, image analysis of a structure photograph.
In general, the greater the ferrite area ratio, the higher the yield strength and fatigue strength, and the smaller the variation in fatigue strength even when warm forging is performed in a low temperature range. In order to obtain such an effect, the ferrite area ratio needs to be 18% or more.
［３．２． 耐力］
材料組成や製造条件を最適化すると、室温における０．２％耐力が７００ＭＰａ以上である鍛造品が得られる。製造条件をさらに最適化すると、室温における０．２％耐力は、７５０ＭＰａ以上、８００ＭＰａ以上、８５０ＭＰａ以上、あるいは、９００ＭＰａ以上となる。
[3.2. Yield strength]
When the material composition and production conditions are optimized, a forged product having a 0.2% proof stress at room temperature of 700 MPa or more is obtained. When the production conditions are further optimized, the 0.2% yield strength at room temperature becomes 750 MPa or more, 800 MPa or more, 850 MPa or more, or 900 MPa or more.
［３．３． ΔＳ］
上述したように、所定の条件下で熱間鍛造を行うと、熱間鍛造後の冷却過程において相対的に多量のフェライト相が析出する。次いで、所定の条件下で温間鍛造を行うと、歪時効が起こり、耐力だけでなく、疲労強度も増大する。また、温間鍛造温度の僅かな変動による疲労強度のばらつきも小さくなる。ここで、ΔＳは、歪時効により疲労強度が増加する効果（歪時効効果）の程度を表す。
材料組成を最適化すると、ΔＳ（＝Ｓ2−Ｓ1）が１０ＭＰａ以上である鍛造品が得られる。材料組成をさらに最適化すると、ΔＳは、２０ＭＰａ以上、３０ＭＰａ以上、４０ＭＰａ以上、あるいは、５０ＭＰａ以上となる。
[3.3. ΔS]
As described above, when hot forging is performed under predetermined conditions, a relatively large amount of ferrite phase is precipitated in the cooling process after hot forging. Next, when warm forging is performed under predetermined conditions, strain aging occurs, and not only the proof stress but also the fatigue strength increases. Moreover, the variation in fatigue strength due to slight fluctuations in the warm forging temperature is reduced. Here, ΔS represents the degree of the effect of increasing the fatigue strength due to strain aging (strain aging effect).
When the material composition is optimized, a forged product having ΔS (= S 2 −S 1 ) of 10 MPa or more is obtained. When the material composition is further optimized, ΔS is 20 MPa or more, 30 MPa or more, 40 MPa or more, or 50 MPa or more.
［４． 鍛造用鋼、並びに、鍛造品及びその製造方法の作用］
フェライト・パーライト組織を有する従来の構造用鋼に対して、熱間鍛造後に歪時効を施すための温間鍛造を行うと、温間鍛造時の鍛造温度が低くなるほど、耐力が増大する。しかしながら、疲労強度は、温間鍛造時の鍛造温度が４００℃の時に最大となり、それより鍛造温度が低くなると、急激に低下する。そのため、従来の構造用鋼では、高耐力と高疲労強度を両立させることができなかった。また、温間鍛造時の鍛造温度が低くなるほど、疲労強度が低下するため、温間鍛造時の鍛造温度が変動すると、疲労強度が大きくばらつくという問題があった。
[4. Forging steel, and forged product and its manufacturing method]
When a conventional structural steel having a ferrite / pearlite structure is subjected to warm forging for strain aging after hot forging, the proof stress increases as the forging temperature during warm forging decreases. However, the fatigue strength becomes maximum when the forging temperature during warm forging is 400 ° C., and rapidly decreases when the forging temperature is lowered. Therefore, conventional structural steels cannot achieve both high yield strength and high fatigue strength. Further, as the forging temperature during warm forging decreases, the fatigue strength decreases. Therefore, when the forging temperature during warm forging varies, there is a problem that the fatigue strength varies greatly.
これに対し、フェライト・パーライト組織を有する構造用鋼に対して、相対的に過剰のＳを添加し、所定の条件下で熱間鍛造及び温間鍛造を行うと、耐力及び疲労強度がともに向上する。また、高耐力が得られる低温域で温間鍛造を行っても、疲労強度のばらつきが小さくなる。
これは、
（１）熱間鍛造後の冷却過程において、過剰に添加したＳが多量のＭｎＳを析出させ、析出したＭｎＳの周囲に多量のフェライト相が析出するため（すなわち、フェライト面積率が増大するため）、及び、
（２）多量に析出したフェライト相が温間鍛造時の歪時効によって強化されるため、
と考えられる。
In contrast, when structural steel with a ferrite and pearlite structure is added with a relatively excessive amount of S and hot forging and warm forging are performed under specified conditions, both yield strength and fatigue strength are improved. To do. Further, even when warm forging is performed in a low temperature range where high yield strength can be obtained, the variation in fatigue strength is reduced.
this is,
(1) In the cooling process after hot forging, excessively added S precipitates a large amount of MnS, and a large amount of ferrite phase precipitates around the precipitated MnS (that is, the ferrite area ratio increases). ,as well as,
(2) Since a large amount of precipitated ferrite phase is strengthened by strain aging during warm forging,
it is conceivable that.
（実施例１〜２０、比較例１〜１３）
［１． 試料の作製］
表１に示す組成となるように原料を溶解した後、造塊し、熱間鍛造によりφ３０ｍｍの１次加工用素材を作製した。この１次加工用素材を、γ相単相となる温度域に加熱し、１ｈｒ保持後、１次加工（熱間鍛造）を行った。１次加工後の材料を所定の温度まで空冷した後、続いて２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％とした。
なお、比較として、γ相単相となる温度域に加熱した後、１次加工を加えることなく室温まで冷却した加熱放冷材、及び、１次加工の後、２次加工を加えることなく室温まで冷却した１次加工まま材も作製した。
(Examples 1-20, Comparative Examples 1-13)
[1. Preparation of sample]
The raw materials were dissolved so as to have the composition shown in Table 1, and then ingoted, and a primary processing material having a diameter of 30 mm was produced by hot forging. This material for primary processing was heated to a temperature range that becomes a single phase of γ phase, and after holding for 1 hr, primary processing (hot forging) was performed. The material after the primary processing was air-cooled to a predetermined temperature, and then secondary processing was performed. The primary processing conditions were forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%.
In addition, as a comparison, after heating to a temperature range that becomes a single phase of γ phase, a heat-cooled material cooled to room temperature without adding primary processing, and after primary processing, room temperature without adding secondary processing The material was also produced as it was in the primary processing that had been cooled to a low temperature.
［２． 試験方法］
［２．１． 引張試験］
上記の製法で作製した材料から、ＪＩＳ Ｚ２２０１ １４Ａ号引張試験片を切り出した。得られた試験片を用いて引張試験を行い、０．２％耐力を求めた。
［２．２． 疲労試験］
上記の製法で作製した材料から、平行部φ８ｍｍ平滑形状の小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。得られた試験片を用いて小野式回転曲げ疲労試験を行い、Ｓ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数１０7回で破断しない限度応力を疲労強度とした。
［２．３． フェライト面積率］
２次加工後の材料の近接する位置から、３個の試料を切り出した。各試料について組織写真を撮影し、画像解析によりフェライト面積率を測定した。さらに、各試料のフェライト面積率の平均値を算出した。
［２．４． 鍛造割れ］
鍛造割れの有無を目視により判定した。
[2. Test method]
[2.1. Tensile test]
A JIS Z2201 14A tensile test piece was cut out from the material produced by the above manufacturing method. A tensile test was performed using the obtained test piece to obtain a 0.2% yield strength.
[2.2. Fatigue test]
From the material produced by the above manufacturing method, an Ono-type rotating bending fatigue test piece having a parallel portion φ8 mm smooth shape was cut out. An Ono-type rotary bending fatigue test was performed using the obtained test piece, and an SN diagram was created. The limit stress that did not break after 10 7 repetitions was defined as fatigue strength.
[2.3. Ferrite area ratio]
Three samples were cut out from the adjacent positions of the material after the secondary processing. A structural photograph was taken for each sample, and the ferrite area ratio was measured by image analysis. Furthermore, the average value of the ferrite area ratio of each sample was calculated.
[2.4. Forging crack]
The presence or absence of forging cracks was judged visually.
［３． 結果］
表２に結果を示す。表２より、以下のことがわかる。
（１）比較例１〜１３の内、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上であるものは、いずれもΔＳが１０ＭＰａ未満である。これは、Ｃが過剰であるため（比較例１）、Ｍｎが過剰であるため（比較例４）、Ｓが過少であるため（比較例８）、Ｃｕが過剰であるため（比較例９）、Ｎｉが過剰であるため（比較例１０）、Ｃｒが過剰であるため（比較例１１）、又は、Ｍｏが過剰であるため（比較例１２）である。
（２）比較例１〜１３の内、ΔＳが１０ＭＰａ以上であるものは、いずれも０．２％耐力が７００ＭＰａ未満である。これは、Ｃが過少であるため（比較例２）、又は、Ｍｎが過少であるため（比較例５）である。
（３）比較例１〜１３の内、一部の試料には鍛造割れが生じた。これは、Ｓｉが過剰であるため（比較例３）、Ｐが過剰であるため（比較例６）、Ｓが過剰であるため（比較例７）、又は、Ｎが過剰であるため（比較例１３）である。
[3. result]
Table 2 shows the results. Table 2 shows the following.
(1) Among Comparative Examples 1 to 13, those having a 0.2% proof stress of 700 MPa or more all have ΔS of less than 10 MPa. This is because C is excessive (Comparative Example 1), Mn is excessive (Comparative Example 4), S is excessive (Comparative Example 8), and Cu is excessive (Comparative Example 9). This is because Ni is excessive (Comparative Example 10), Cr is excessive (Comparative Example 11), or Mo is excessive (Comparative Example 12).
(2) Among Comparative Examples 1 to 13, ΔS of 10 MPa or more has a 0.2% proof stress of less than 700 MPa. This is because C is too small (Comparative Example 2) or because Mn is too small (Comparative Example 5).
(3) Forging cracks occurred in some samples among Comparative Examples 1-13. This is because Si is excessive (Comparative Example 3), P is excessive (Comparative Example 6), S is excessive (Comparative Example 7), or N is excessive (Comparative Example). 13).
（４）実施例１〜２０は、成分範囲が適切であるため、いずれも、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上であり、ΔＳが１０ＭＰａ以上であった。
（５）他の成分が同等である場合、Ｓ含有量が多くなるほど、０．２％耐力及びΔＳが増大する（例えば、実施例８と実施例１６を参照）。
(4) In Examples 1 to 20, since the component ranges were appropriate, 0.2% proof stress was 700 MPa or more and ΔS was 10 MPa or more.
(5) When the other components are equivalent, the 0.2% yield strength and ΔS increase as the S content increases (see, for example, Example 8 and Example 16).
（実施例２１）
［１． 試料の作製］
実施例１で得られた１次加工用素材に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：０〜８０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Example 21)
[1. Preparation of sample]
The primary processing material obtained in Example 1 was subjected to primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 0-80%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表３に、結果を示す。表３より、以下のことがわかる。
（１）１次加工時の圧下率が大きくなるほど、２次加工後の０．２％耐力及び疲労強度が増大する。これは、１次加工時の圧下率が大きくなるほど、フェライト面積率が増大するためである。
（２）一次加工時の圧下率を８％以上とすると、フェライト面積率は１８％となる。
[3. result]
Table 3 shows the results. Table 3 shows the following.
(1) The 0.2% yield strength and fatigue strength after secondary processing increase as the rolling reduction during primary processing increases. This is because the ferrite area ratio increases as the rolling reduction during primary processing increases.
(2) If the rolling reduction during primary processing is 8% or more, the ferrite area ratio is 18%.
（比較例２１）
［１． 試料の作製］
比較例１で得られた１次加工用素材に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：０〜９０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Comparative Example 21)
[1. Preparation of sample]
The primary processing material obtained in Comparative Example 1 was subjected to primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were a forging temperature: 1050 ° C. and a rolling reduction: 0 to 90%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表４に、結果を示す。表４より、以下のことがわかる。
（１）１次加工時の圧下率が大きくなるほど、２次加工後の０．２％耐力は向上するが、２次加工後の疲労強度はあまり変化しない。
（２）比較例１の場合、一次加工時の圧下率を増大させても、フェライト面積率は５％以下である。これは、Ｃが過剰であるためである。
[3. result]
Table 4 shows the results. Table 4 shows the following.
(1) The 0.2% yield strength after secondary processing improves as the rolling reduction during primary processing increases, but the fatigue strength after secondary processing does not change much.
(2) In the case of Comparative Example 1, even if the rolling reduction during the primary processing is increased, the ferrite area ratio is 5% or less. This is because C is excessive.
（実施例２２）
［１． 試料の作製］
実施例１で得られた１次加工用素材（Ａ3点：８３０℃）に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：８５０〜１３５０℃、圧下率：４０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Example 22)
[1. Preparation of sample]
The primary material for processing obtained in Example 1 (A 3 point: 830 ° C.) to, was primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were forging temperature: 850 to 1350 ° C. and rolling reduction: 40%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表５に、結果を示す。表５より、以下のことがわかる。
（１）１次加工時の鍛造温度が低くなるほど、２次加工後の０．２％耐力及び疲労強度が増大する。これは、１次加工時の鍛造温度が低くなるほど、フェライト面積率が増大するためである。
（２）１次加工時の鍛造温度が１３００℃を超えると、フェライト面積率は１８％未満となる。
[3. result]
Table 5 shows the results. Table 5 shows the following.
(1) The 0.2% yield strength and fatigue strength after secondary processing increase as the forging temperature during primary processing decreases. This is because the ferrite area ratio increases as the forging temperature during the primary processing decreases.
(2) If the forging temperature during primary processing exceeds 1300 ° C., the ferrite area ratio becomes less than 18%.
（実施例２３）
［１． 試料の作製］
実施例８で得られた１次加工用素材に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：０〜８０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Example 23)
[1. Preparation of sample]
The primary processing material obtained in Example 8 was subjected to primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 0-80%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表６に、結果を示す。表６より、以下のことがわかる。
（１）１次加工時の圧下率が大きくなるほど、２次加工後の０．２％耐力及び疲労強度が増大する。これは、１次加工時の圧下率が大きくなるほど、フェライト面積率が増大するためである。
（２）一次加工時の圧下率を８％以上とすると、フェライト面積率は１８％となる。
[3. result]
Table 6 shows the results. Table 6 shows the following.
(1) The 0.2% yield strength and fatigue strength after secondary processing increase as the rolling reduction during primary processing increases. This is because the ferrite area ratio increases as the rolling reduction during primary processing increases.
(2) If the rolling reduction during primary processing is 8% or more, the ferrite area ratio is 18%.
（比較例２２）
［１． 試料の作製］
比較例８で得られた１次加工用素材に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：０〜８０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Comparative Example 22)
[1. Preparation of sample]
The primary processing material obtained in Comparative Example 8 was subjected to primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 0-80%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表７に、結果を示す。表７より、以下のことがわかる。
（１）１次加工時の圧下率が大きくなるほど、２次加工後の０．２％耐力は増大するが、２次加工後の疲労強度は、あまり変化しない。
（２）比較例８の場合、１次加工時の圧下率を増大させても、フェライト面積率は１８％未満である。これは、Ｓ含有量が少ないためである。
[3. result]
Table 7 shows the results. Table 7 shows the following.
(1) The 0.2% proof stress after secondary processing increases as the rolling reduction during primary processing increases, but the fatigue strength after secondary processing does not change much.
(2) In the case of Comparative Example 8, even if the rolling reduction during the primary processing is increased, the ferrite area ratio is less than 18%. This is because the S content is low.
（実施例２４）
［１． 試料の作製］
実施例１で得られた１次加工用素材に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃、圧下率：０〜５０％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Example 24)
[1. Preparation of sample]
The primary processing material obtained in Example 1 was subjected to primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%. The secondary processing conditions were forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 0 to 50%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表８に、結果を示す。表８より、以下のことがわかる。
（１）２次加工時の圧下率が大きくなるほど、２次加工時の０．２％耐力及び疲労強度が増大する。これは、２次加工時の圧下率が増大するほど、歪時効によってフェライト相が強化されるためである。
[3. result]
Table 8 shows the results. Table 8 shows the following.
(1) The 0.2% proof stress and the fatigue strength during the secondary processing increase as the rolling reduction during the secondary processing increases. This is because the ferrite phase is strengthened by strain aging as the rolling reduction during secondary processing increases.
（実施例２５）
［１． 試料の作製］
実施例１で得られた１次加工用素材に対し、種々の条件下で１次加工及び２次加工を行った。１次加工条件は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％とした。また、２次加工条件は、鍛造温度：３００℃〜６５０℃、圧下率：１５％とした。
［２． 試験方法］
実施例１と同様にして、０．２％耐力、疲労強度、フェライト面積率、及び鍛造割れの有無を評価した。
(Example 25)
[1. Preparation of sample]
The primary processing material obtained in Example 1 was subjected to primary processing and secondary processing under various conditions. The primary processing conditions were forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%. The secondary processing conditions were a forging temperature: 300 ° C. to 650 ° C., and a rolling reduction: 15%.
[2. Test method]
In the same manner as in Example 1, 0.2% yield strength, fatigue strength, ferrite area ratio, and presence / absence of forging cracks were evaluated.
［３． 結果］
表９に、結果を示す。表９より、以下のことがわかる。
（１）２次加工時の鍛造温度が低くなるほど、２次加工後の０．２％耐力が大きくなる。また、２次加工時の鍛造温度が４００℃以下になっても、２次加工後の疲労強度は、低下しない。これは、成分元素及び１次加工条件を最適化することにより、フェライト面積率が増大したためである。
[3. result]
Table 9 shows the results. Table 9 shows the following.
(1) The 0.2% yield strength after secondary processing increases as the forging temperature during secondary processing decreases. Moreover, even if the forging temperature at the time of secondary processing becomes 400 degrees C or less, the fatigue strength after secondary processing does not fall. This is because the ferrite area ratio increased by optimizing the component elements and primary processing conditions.
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。 The embodiment of the present invention has been described in detail above, but the present invention is not limited to the above embodiment, and various modifications can be made without departing from the scope of the present invention.
本発明に係る鍛造用鋼、並びに、鍛造品及びその製造方法は、機械、車両、航空機、船舶などに用いられる機械部品の材料、並びに、そのような機械部品及びその製造方法として使用することができる。 The steel for forging according to the present invention, the forged product and the manufacturing method thereof can be used as materials for machine parts used in machines, vehicles, aircraft, ships, etc., and such machine parts and manufacturing methods thereof. it can.
Claims (10)
０．０５≦Ｓｉ≦２．０ｍａｓｓ％、
０．３≦Ｍｎ≦１．１ｍａｓｓ％、及び、
０．０４≦Ｓ≦０．１５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鍛造用鋼。 0.2 ≦ C ≦ 0.6 mass%,
0.05 ≦ Si ≦ 2.0 mass%,
0.3 ≦ Mn ≦ 1.1 mass%, and
0.04 ≦ S ≦ 0.15 mass%
Forging steel, the balance being Fe and inevitable impurities.
Ｎｉ≦０．５ｍａｓｓ％、
Ｃｒ≦０．５ｍａｓｓ％、及び、
Ｍｏ≦０．１ｍａｓｓ％
から選ばれる１種以上の元素をさらに含む請求項１から３までのいずれかに記載の鍛造用鋼。 Cu ≦ 0.5 mass%,
Ni ≦ 0.5 mass%,
Cr ≦ 0.5 mass%, and
Mo ≦ 0.1 mass%
The forging steel according to any one of claims 1 to 3, further comprising one or more elements selected from the group consisting of:
前記鍛造用鋼をＡ3点以上１３００℃以下の温度において、８％以上の圧下率で熱間鍛造する１次加工工程と、
前記鍛造用鋼を２００℃以上６５０℃以下の温度において、７％以上５０％未満の圧下率で温間鍛造する２次加工工程と
を備えた鍛造品の製造方法。 The forging steel according to any one of claims 1 to 6 and a heating step of heating at a temperature of 1300 ° C. or less than 3 points A,
In the forging steel of the A 3 point or higher 1300 ° C. or less of the temperature, and a fabrication process of hot forging at a reduction ratio of 8% or more,
A forging product manufacturing method comprising: a secondary processing step of warm-forging the forging steel at a temperature of 200 ° C. or higher and 650 ° C. or lower at a reduction rate of 7% or more and less than 50%.
フェライト面積率が１８％以上であり、
室温における０．２％耐力が７００ＭＰａ以上であり、
ΔＳ（＝Ｓ2−Ｓ1）が１０ＭＰａ以上である鍛造品。
但し、
Ｓ2は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％の条件で前記熱間鍛造を行い、さらに鍛造温度：３００℃、圧下率：１５％の条件で前記温間鍛造を行った後の室温における疲労強度。
Ｓ1は、鍛造温度：１０５０℃、圧下率：４０％の条件で前記熱間鍛造を行った後の室温における疲労強度。 Obtained by the method according to claim 7 or 8,
Ferrite area ratio is 18% or more,
0.2% proof stress at room temperature is 700 MPa or more,
A forged product having ΔS (= S 2 −S 1 ) of 10 MPa or more.
However,
S 2 is the room temperature after performing the hot forging under the conditions of forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%, and further performing the warm forging under the conditions of forging temperature: 300 ° C. and rolling reduction: 15%. Fatigue strength.
S 1 is the fatigue strength at room temperature after performing the hot forging under the conditions of forging temperature: 1050 ° C. and rolling reduction: 40%.
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