JP4716546B2 - Non-tempered steel for hot forging containing no V - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間鍛造後に放冷するだけで、焼入れ、焼戻しなどの熱処理を省略しても、部品として十分な強度および靭性が得られるフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来の技術としては、Ｃが０．３０〜０．６０％程度の中炭素鋼に析出強化元素としてＶを０．１０％程度添加した熱間鍛造用非調質鋼が一般的に使用されている。
【０００３】
かかる従来技術における問題点としては、先ず、Ｖは非常に高価な添加元素であり、素材コストの上昇が避けられないことが挙げられる。このような問題点は従来から意識され、これまでに様々なＶを添加しない熱間鍛造非調質鋼が提案されている。
【０００４】
例えば、特開平９−３１０１２２では冷間加工とその後の時効処理により降伏比を向上させたＶを含有しない非調質鋼が提案されている。しかしながら、この提案では冷間加工が前提である制約条件とその後の時効処理にコストを要するといった問題点がある。
【０００５】
また、特開平９−３１０１５２、特開平１０−２３７５８７、および特開平１１−２２９０８２では、Ｓｉによるフェライト固溶強化を主旨としたＶを添加しない非調質鋼が提案されている。しかしながら、この提案では、その効果を発揮するまでＳｉを添加すると素材硬さが上がり、機械加工性の観点で好ましくないといった問題点がある。
【０００６】
さらに、特開平４−１４１５４８ではＣｕによる析出強化を主旨としたＶを添加しない非調質鋼が提案されている。しかしながら、この提案では、Ｃｕの熱間脆性により圧延時において表面キズが多発する問題点がある。
【０００７】
加えて、特開平９−５３１４２では冷却中におけるＴｉＣの微細析出とＴｉＣを核としたフェライトの微細化による強化を主旨としたＶを添加しない非調質鋼が提案されている。しかしながら、この提案では、Ｔｉの添加量が多く、ＴｉＣの析出に先立ち疲労強度を低下させるＴｉＮが多量に発生するといった問題点がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、上記のような問題点を鑑み、鋼の化学成分の調整と熱間圧延等の熱間成形条件の調整により、Ｖを添加しなくとも部品としてユーザーが満足できる熱間鍛造用非調質鋼を提供するものである。この課題をより具体的に抽出するために、熱間鍛造非調質鋼による部品に要求される特性とＶの添加有無の関係を整理してみると、下記のとおりとなる。
【０００９】
すなわち、熱間鍛造用非調質鋼による部品として要求される特性としては、引張強度、降伏強度および衝撃値が上げられるが、Ｖを添加しない場合には、
・引張強度：Ｖを添加しなくてもＣ、Ｍｎ、Ｃｒ等の含有量を上げれば、向上する、
・降伏強度：引張強度を上げれば降伏強度も向上するが、部品の硬さが上がることにより、機械加工性が劣化する、
・衝撃値 ：硬さを上げて、降伏強度を確保しようとすると、衝撃値は低下し、所期の値の確保が難しくなる、
ことが指摘される。
【００１０】
一般に、降伏強度を引張強度で割った降伏比（降伏強度／引張強度）は、Ｖを添加しない場合には降伏比が低く、降伏強度を確保しようとすると硬さが上がり、機械加工性の観点から不利となる。したがって、Ｖを添加しない場合には、衝撃値と降伏比が低くなるといった問題点がある。
【００１１】
一方、Ｖ添加の効果としては、以下の通りである。Ｖを添加すると熱間鍛造後の冷却中にＶ炭窒化物が析出し、オーステナイトからフェライトに変態する際に、オーステナイト粒界ばかりでなく、これらのＶ炭窒化物を核としてフェライトが析出するので、フェライトの析出サイトが多くなる。したがって、フェライト結晶粒が細かくなり、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織が微細化する。このようなミクロ組織の微細化を介して、衝撃値や降伏比を向上することができる。さらに、Ｖ炭窒化物は、パーライトに比較して硬さが低いフェライトの硬さを上げるといった効果もある。
【００１２】
以上の観点から、本発明が解決しようとする具体的な課題は、Ｖを添加しないコストの低い成分系で、衝撃値と降伏比をＶを添加した熱間鍛造用非調質鋼と同等以上に向上することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決する手段として、本発明者等が鋭意研究を積み重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
【００１４】
（Ａ）Ｖ添加鋼でなくても、ＡｌとＮを調整した鋼においても、ある限定された条件下においては、ＡｌＮによってミクロ組織を微細化することにより、衝撃値や降伏比の向上が可能である。
【００１５】
（Ｂ）その条件とは熱間鍛造前の鋼に存在するＡｌＮが、ユーザーにおける熱間鍛造工程の加熱時に、一旦、完全にオーステナイト中に固溶し、熱間鍛造後の冷却中に再度ＡｌＮとして析出することである。
【００１６】
（Ｃ）その理由は、ＡｌＮがオーステナイト中に固溶している場合は、熱間鍛造後の冷却中にＡｌＮが均一に多数析出し、上述したＶ炭窒化物のように、ＡｌＮを析出サイトとしてフェライトが多数析出することによって、ミクロ組織が微細化するからである。
【００１７】
（Ｄ）一方、熱間鍛造工程の加熱時に、ＡｌＮが溶け残っていると、溶け残ったＡｌＮを核として優先的にＡｌＮが析出するので、フェライトの析出サイトとなるＡｌＮの数が少なくなり、ミクロ組織の微細化に寄与しない。
【００１８】
（Ｅ）熱力学的計算によると、ＡｌＮのオーステナイト中への固溶温度は実験室等で十分な加熱時間を確保した理想的な条件、すなわち平衡状態においても約１０５０℃であり、Ｖ炭窒化物の固溶温度である約８５０℃と比較すると約２００℃程度高く、Ｖ炭窒化物に比べてＡｌＮはオーステナイト中に固溶しにくい。
【００１９】
（Ｆ）したがって、実際の製造工程において、熱間鍛造温度が１０５０℃以上であっても、高周波加熱のように保持時間が短い場合には、ＡｌＮが溶け残る可能性がある。
【００２０】
（Ｇ）ユーザーにおける熱間鍛造の加熱時にＡｌＮを安定してオーステナイト中に固溶させるためには、ユーザーに出荷前の鋼で既にＡｌＮを微細に析出させ、ユーザーにおける熱間鍛造の加熱時にＡｌＮをオーステナイト中に固溶し易く制御しておく必要がある。
【００２１】
（Ｈ）ユーザーに出荷前の鋼のＡｌＮの大きさは、熱間圧延等の加熱成形時の加熱温度、仕上温度および仕上後の冷却速度によって支配される。
【００２２】
（Ｉ）したがって、ＡｌＮによる衝撃値や降伏比の向上効果を確実にするためには、熱間圧延等の熱間成形工程までさかのぼって品質を作り込む必要がある。
【００２３】
（Ｊ）以上のような対策を講じても、Ｖを添加した非調質鋼と比較して、まだ、衝撃値や降伏比は低いが、Ｖを添加していない鋼ではＶ添加鋼では無視し得るような微量のＮｉおよびＭｏの複合添加が降伏比や衝撃値の改善に大きく寄与し、Ｖを添加した鋼と同等以上の衝撃値と降伏比を確保することができる。
【００２４】
これらの知見に基づいた課題を解決する具体的な手段は、下記のとおりである。
（１）質量パーセントで、
Ｃ＝０．２０〜０．６０％、
Ｓｉ＝０．０１〜１．００％、
Ｍｎ＝０．３０〜２．５０％、
Ｐ＝０．０３５％以下、
Ｎｉ＝０．０１〜０．３５％、
Ｃｒ＝０．１０〜１．５０％、
Ｍｏ＝０．０１〜０．３５％、
Ａｌ＝０．０２０〜０．０４５％、
Ｏ＝０．００１５％以下、
Ｎ＝０．０１００〜０．０２５０％、
を含有し、さらに、Ｎｉ＋Ｍｏで示されるパラメーターが０．０５％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を１２５０℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で熱間成形を終了後、３０℃／分以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却して得られることを特徴とするＶを含有しないフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼。
【００２５】
（２）上記（１）に、質量パーセントで、
Ｎｂ＝０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ＝０．０１０〜０．０３５％、
のうちから１種または２種を含有しているＶを含有しないフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼。
【００２６】
（３）上記（１）又は（２）に、さらに
Ｓ＝０．００５〜０．１００％、
Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％、
Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％、
Ｔｅ＝０．００２〜０．０３０％、
Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％、
Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％、
Ｓｂ＝０．０１５〜０．１００％、
のうちから１種または２種以上を含有するＶを含有しないフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼。
【００２７】
【発明の実施の形態】
以下に、課題を解決するための手段を実証した発明の実施の形態を示す。
実験１
実験１では、Ｖ無添加鋼について、
（１）ミクロ組織の微細化とＡｌとＮの関係
（２）熱間鍛造前の鋼の熱間成形条件の影響
（３）少量のＮｉおよびＭｏの複合添加効果
を調査した。
【００２８】
表１には、実験に使用したＶ添加鋼とＶ無添加の化学成分を示す。これらのなかで、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼とは、上記調査（１）の結果、ミクロ組織の微細化が可能なようにＡｌとＮを調整した鋼であり、Ｖ無添加，Ａｌ，Ｎ調整、Ｎｉ，Ｍｏ添加鋼とは、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼に微量のＮｉおよびＭｏを添加した鋼である。これらの鋼を高周波真空溶解炉により溶製し鋼塊にした。これらの鋼塊を図１に示す熱間圧延等を想定した熱間成形方法で、１１００〜１３００℃に加熱後１８０分保持し（以下、これらの温度を加熱温度と称する）、７００〜１０００℃までに鍛伸を終了して８０ｍｍφに成形後（以下、これらの熱間成形が完了する温度を仕上温度と称する）、６００℃までに冷却速度１０〜１００℃／分（以下、これらを単に冷却速度と称する）で冷却後放冷した。以下、表現上の混同を避けるために、この段階までの鋼を、特に、「熱間鍛造前の鋼」と定義し、その作り込みに関する加熱温度、仕上温度および冷却速度も本発明の範疇としている。これらの８０ｍｍφ鋼、すなわち、「熱間鍛造前の鋼」について、代表的なＶ炭窒化物やＡｌＮの粒径を１０視野測定し、それらの平均値を求めた。
【００２９】
次に、これらの８０ｍｍφ鋼をユーザーでの熱間鍛造を想定し、図２に示すように、高周波加熱後４０ｍｍφに鍛伸後放冷した。放冷後の４０ｍｍφ鋼材の１／２Ｒ部からＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を切り出して機械加工した。これらの試験片について、ミクロ組織の細かさを評価するためにフェライト結晶粒度番号（番号が大きい方がフェライト結晶粒が細かく、フェライト−パーライト組織を主体とするミクロ組織が微細である）を測定し、室温にて引張試験とシャルピー衝撃試験を実施し、降伏強度、引張強度、降伏比および衝撃値を求めた。
それらの結果を表１に示す。
【００３０】
【表１】
先ず、Ｖ無添加鋼により、フェライト結晶粒度番号とＡｌおよびＮの影響を調査した。これらの鋼の熱間鍛造前の熱間成形条件については、加熱温度を１２５０℃以上の１２９０〜１３０５℃、仕上温度を８００℃以上の８０４〜８４５℃および冷却速度を３０℃／分以上の３０〜３５℃／分とした。図３には、フェライト結晶粒度番号とＡｌおよびＮ含有量の関係を示す。これより、フェライト結晶粒度番号がＶ添加鋼と同等レベルの６．０を確保するためには、Ａｌ含有量が０．０２０質量％以上、かつ、Ｎ含有量が０．０１０００質量％以上必要なことがわかった。これは、Ａｌ含有量が０．０２０質量％以上、かつ、Ｎ含有量が０．０１００質量％以上で、フェライトの微細化に効果があるＡｌＮが十分に析出するためと推定される。
【００３２】
次に、「熱間鍛造前の鋼」の熱間成形条件が衝撃値や降伏比等の各種特性に及ぼす影響について、Ｖ添加鋼と上記の結果からＡｌ含有量０．０２０質量％でＮ含有量０．０１００質量％としたＶ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼を対比した。
【００３３】
図４には、「熱間鍛造前の鋼」中のＶ炭窒化物やＡｌＮの平均粒径と冷却速度の関係を示す。これより、加熱温度が１２５０℃以下の鋼と仕上温度が８００℃以下の鋼を除き、冷却速度が高くなるにつれて「熱間鍛造前の鋼」のＶ炭窒化物やＡｌＮの大きさが小さくなることがわかる。また、その傾向は冷却温度が３０℃／分以上では飽和することがわかる。これは、冷却速度が高い程、鋼中のＶ炭窒化物やＡｌＮが温度の高い領域で成長する時間が短くなり、それらの平均粒径が小さくなるためと推定される。一方、加熱温度が１２５０℃以下の場合には、熱間成形前の鋼塊中に存在する凝固中に大きく成長した種々の炭窒化物がオーステナイト中に固溶しきれず、それらの溶け残った炭窒化物を核として優先的に成長するため、その後の冷却速度が高くとも、それらの平均粒径が大きいと推定される。また、仕上げ温度が８００℃以下の場合には、熱間成形後冷却速度を制限する前の温度の高い領域に留まっている時間が長く、その間にＶ炭窒化物やＡｌＮが成長するため、その後の冷却速度が高くても、それらの平均粒径が大きいと推定される。
【００３４】
図５には、熱間鍛造後の鋼のフェライト結晶粒度番号と冷却速度の関係を示す。これより、Ｖ無添加鋼、Ａｌ，Ｎ調整鋼では加熱温度が１２５０℃以下の鋼と仕上温度が８００℃以下の鋼を除き、冷却速度が高くなるにつれてフェライト結晶粒度番号が大きくなる、すなわち、フェライト結晶粒が細かくなり、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織が微細となることがわかる。また、その傾向は、冷却速度が３０℃／分以上では飽和することがわかる。しかし、Ｖ添加鋼では冷却速度や加熱温度および仕上温度に関わらず、フェライト結晶粒度番号は大きく、ミクロ組織が微細であることがわかる。これについては、以下のように推察することができる。
【００３５】
先ず、Ｖ添加鋼や上述したようにＡｌとＮが一定量添加されている鋼においては、熱間鍛造後の冷却中にＶ炭窒化物やＡｌＮとして析出し、オーステナイトからフェライトに変態する際に、オーステナイト粒界ばかりでなく、これらのＶ炭窒化物やＡｌＮを核としてフェライトが析出することからフェライトの析出サイトが多くなり、フェライト結晶粒が微細となる。したがって、フェライト結晶粒の大きさは、このような析出サイトの密度（単位体積当たりの析出サイトの数）に支配され、フェライト結晶粒を細かくし、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織を微細化するためには、これらの析出サイトとなる炭窒化物の密度も高くしておく必要がある。一方、熱間鍛造後の冷却中に析出するこれらの炭窒化物の密度は、熱間鍛造の加熱時のオーステナイト中に「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が固溶している場合には高くなり、「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が溶け残っていると低くなる。その理由は、熱間鍛造の加熱時に「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物がオーステナイト中に固溶して存在しない場合は、冷却中に再度炭窒化物として析出する際に、その析出する頻度は鋼中のどこでも同じであり、均一にあらゆる箇所から析出し、冷却中に析出する炭窒化物の密度が高くなる。ところが、「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が固溶しきれずに溶け残っていると、冷却中に再度炭窒化物として析出する際に、それらの溶け残った炭窒化物を核として優先的に析出し、それ以外の場所では析出しにくくなるので、冷却中に析出する炭窒化物の密度が低くなる。したがって、フェライトの析出サイトとなる炭窒化物の密度を高くするには、熱間鍛造の加熱時のオーステナイト中に「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が完全に固溶し、溶け残っていないことが必要である。
【００３６】
一方、上述したように、「熱間鍛造前の鋼」のＶ炭窒化物やＡｌＮの大きさは、熱間成形時における加熱温度が１２５０℃以下の鋼と仕上温度が８００℃以下の鋼を除き、冷却速度が高くなるにつれて小さくなり、これらの炭窒化物の大きさが小さい方が、熱間鍛造時の加熱時にオーステナイト中へ固溶し易くなると考えられる。また、熱間鍛造時の加熱時にオーステナイト中への固溶のし易さは、「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物の大きさばかりでなく、その種類にも左右されることが考えられる。すなわち、前述した熱力学的計算によると、Ｖ添加鋼中に存在するＶ炭窒化物はオーステナイト中への固溶温度が低く、「熱間鍛造前の鋼」のＶ炭窒化物の粒径が大きくても、オーステナイト中に固溶するが、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼中に存在するＡｌＮのオーステナイト中への固溶温度はＶ炭窒化物よりも高く、「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの粒径が大きい場合にはオーステナイト中に固溶しない場合があると推定される。したがって、図５に示すように、Ｖ添加鋼では、フェライト結晶粒度番号は「熱間鍛造前の鋼」の熱間成形方法にあまり左右されないが、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼においてフェライト結晶粒度番号を上げ、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織を微細とするためには、「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの粒径を小さくするように「熱間鍛造前の鋼」の熱間成形方法を制御しなければならない。
【００３７】
図６に、これらの現象を概念図として示す。従来のＶ添加鋼では「熱間鍛造前の鋼」の炭窒化物が大きくても、Ｖ炭窒化物は固溶し易いので、熱間鍛造時の加熱時にＶ炭窒化物はオーステナイト中に固溶し、溶け残らないので、熱間鍛造後の冷却中に再度析出する炭窒化物の密度は高く、ミクロ組織の微細化に寄与する。一方、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼では「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮが大きい場合、ＡｌＮは固溶しにくいので、熱間鍛造時の加熱時にＡｌＮが溶け残り、熱間鍛造後の冷却中にそれらの溶け残ったＡｌＮを核として成長するので、フェライトの析出サイトとなるＡｌＮの密度は低く、ミクロ組織の微細化に寄与しない。
【００３８】
したがって、Ｖ添加鋼と異なり、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼においては、ミクロ組織を微細化するために、「熱間鍛造前の鋼」の段階でＡｌＮの粒径を小さく制御する必要があり、この制御に関する熱間成形方法、すなわち、
・加熱温度＝１２５０℃以上
・仕上温度＝ ８００℃以上
・冷却速度＝ ３０℃／分以上
といった請求項目も本発明の重要な要件のうちの一つとなる。
【００３９】
一方、本発明が解決しようとする課題である衝撃値と降伏比について、図７には、衝撃値とフェライト結晶粒度番号の関係を示すが、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼では、上記の熱間成形方法によりフェライト結晶粒度番号を上げ、ミクロ組織を微細化すれば、衝撃値は向上するが、それでも、Ｖ添加鋼の衝撃値のレベルである４０Ｊ／ｃｍ2に満たない。また、図８には、降伏比とフェライト結晶粒度番号の関係を示すが、同じく、Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼では、上記の熱間成形方法によりフェライト結晶粒度番号を上げ、ミクロ組織を微細化すれば、降伏比は向上するが、それでも、Ｖ添加鋼の降伏比のレベルである０．６５に満たない。
そこで、コストアップが問題とならない程度の少量のＮｉおよびＭｏの複合添加効果を調査した。
【００４０】
図９には、ＡｌとＮを調整し、熱間成形方法の改善により、フェライト結晶粒度番号を上げた鋼の衝撃値とＮｉ＋Ｍｏパラメーターの関係を示す。これより、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターが０．０５質量％以上であれば、衝撃値がＶ添加鋼のレベルである４０Ｊ／ｃｍ2を確保できることがわかる。図１０には、同じく、熱間成形方法の改善によりフェライト結晶粒度を上げた鋼の降伏比とＮｉ＋Ｍｏパラメーターの関係を示す。これより、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターが０．０５質量％以上であれば、降伏比がＶ添加鋼のレベルである０．６５を確保できることがわかる。
【００４１】
したがって、本発明が解決しようとする課題、すなわち、Ｖを添加しないコストの低い成分系で、衝撃値と降伏比をＶを添加した熱間鍛造用非調質鋼と同等以上に向上するには、
・鋼のＡｌ含有量を０．０２０質量％以上、かつ、Ｎ含有量を０．０１００質量％とし、熱間成形方法の改善、すなわち、
・加熱温度＝１２５０℃以上
・仕上温度＝ ８００℃以上
・冷却速度＝ ３０℃／分以上
によって、「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの大きさを制御し、それらを熱間鍛造の加熱時にオーステナイト中に固溶させることにより、フェライトの析出サイトとなるＡｌＮの密度を高くし、フェライト結晶粒を細かくすることにより、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織の微細化を図り、かつ、
・Ｎｉ＋Ｍｏパラメーター＝０．０５質量％以上
として、衝撃値および降伏比を向上することにより、はじめて達成できることが発見され、本発明を成すに至った。
【００４２】
実験２
実験２では、実験１で発見した本発明が、熱間鍛造用非調質鋼として想定しうる化学成分の範囲全般について成立し得るものかどうか確認し、発明鋼の化学成分の範囲を決定した。
【００４３】
表２には、使用した発明鋼と比較鋼の化学成分を示す。ここで、第１発明鋼とは特許請求項１に該当する発明鋼で、第２発明鋼とは特許請求項２に該当する発明鋼である。また、比較鋼１はＡｌの添加量が、比較鋼２はＮの添加量が本発明鋼の範囲から外れ、比較鋼３はＡｌおよびＮ含有量は本発明鋼の範囲であるがＮｉ＋Ｍｏパラメーターが本発明鋼の範囲から外れる。さらに、現用鋼はＶを０．１０質量％添加したＶ添加鋼である。これらの鋼を高周波真空溶解炉により溶製し鋼塊に製造した。これらの鋼塊を前掲の図１に示す熱間圧延等を想定した熱間成形方法で、１１００〜１３００℃に加熱後１８０分保持し、７００〜１０００℃までに鍛伸を終了して８０ｍｍφに成形後、６００℃までに冷却速度１０〜１００℃／分で冷却後放冷した。次に、これらの８０ｍｍφの鋼をユーザーでの熱間鍛造を想定し、同じく前掲の図２に示すように、高周波加熱後、４０ｍｍφに鍛伸後放冷した。放冷後の４０ｍｍφの鋼材の１／２Ｒ部からＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を切り出して機械加工した。これらの試験片について、ミクロ組織の細かさを評価するためにフェライト結晶粒度番号（大きい方がフェライト結晶粒が細かく、フェライト−パーライト組織を主体とするミクロ組織が微細である）を測定し、室温にて引張試験とシャルピー衝撃試験を実施し、降伏強度、引張強度，降伏比および衝撃値を求めた。
それらの結果を表３に示す。
【００４４】
【表２】
【表３】
これより、発明鋼で加熱温度、仕上温度および冷却速度が本発明により規定した熱間成形条件を満足する発明例では、いずれもフェライト結晶粒度番号が６．０以上であり、衝撃値が現用のＶ添加鋼と同等以上の４０Ｊ／ｃｍ2であり、かつ、降伏比がＶ添加鋼と同等以上の０．６５以上であることがわかる。
【００４７】
これらに対して、加熱温度、仕上温度および冷却速度が本発明により規定した熱間成形条件を満足しても、Ａｌが本発明鋼の範囲未満である比較鋼１やＮが本発明鋼の範囲未満の比較鋼２では、フェライト結晶粒度番号が小さく、衝撃値４０Ｊ／ｃｍ2および降伏比０．６５に満たない。また、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターが０．０５質量％未満の比較鋼３ではフェライト結晶粒度番号が６．０以上であっても、降伏比は０．６５および衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ2に満たない。
【００４８】
さらに、発明鋼Ｇであっても、比較例にあるように加熱温度が本発明の請求範囲未満である１１００℃の場合や仕上温度が本発明の請求範囲未満である７００℃の場合、さらに、冷却速度が本発明の請求範囲未満である１５℃／分の場合は、いずれも、フェライト結晶粒度が６．０未満であり、衝撃値４０Ｊ／ｃｍ2および降伏比０．６５に満たない。
【００４９】
したがって、本発明鋼を使用し、熱間圧延等の熱間成形の条件が本発明により規定した条件を満足する本発明例をもってはじめて、請求した化学成分の範囲にわたり、本発明が解決しようとする課題、すなわち、Ｖを添加しないコストの低い成分系で、衝撃値と降伏比をＶを添加した熱間鍛造用非調質鋼と同等以上に向上できることが確認された。
【００５０】
以上により本発明は完成に至ったが、次に本発明の化学成分と熱間成形条件について、その限定理由を説明する。％はいずれも質量％である。
【００５１】
Ｃ：０．２０〜０．６０％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、０．２０％以上の添加が必要である。しかし、０．６０％を越える添加は靭性を低下させ、また、機械加工性を劣化させる。
したがって、Ｃの添加量は０．２０〜０．６０％の範囲とした。
【００５２】
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは、鋼の脱酸に必要な元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。
しかし、１．００％を越える添加は靭性を低下させ、また、機械加工性を劣化させる。
したがって、Ｓｉの添加量は０．０１〜１．００％の範囲とした。
【００５３】
Ｍｎ：０．３０〜２．５０％
Ｍｎは、固溶強化や焼入性の向上により強度を確保するために必要な元素であり、０．３０％以上の添加が必要である。
しかし、２．５０％を越える添加はその効果が飽和するばかりでなく、焼入性が高くなり過ぎてベイナイト組織が多くなり降伏比が低下する。
したがって、Ｍｎの添加量は０．３０〜２．５０％の範囲とした。
【００５４】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐはオーステナイト粒界に偏析して粒界を脆弱することにより靭性を低下する元素であり、０．０３５％を越えて含むとこのような弊害が顕著となる。
したがって、Ｐの含有量を０．０３５％以下と限定した。
【００５５】
Ｎｉ：０．０１〜０．３５％
ＮｉはＶを含有しない本発明鋼において、Ｍｏと共に重要な元素である。すなわち、Ｖを添加していない鋼では、微量のＮｉでもＭｏと複合添加することにより衝撃値と降伏比を向上する。その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要である。
しかし、Ｎｉは高価な元素であり、０．３５％を越えるとかえってＶを添加した鋼よりコストが高くなる。
したがって、Ｎｉの添加量は０．０１〜０．３５％の範囲とした。
【００５６】
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％
ＣｒはＭｎと同様に固溶強化や焼入性の向上により強度を確保するために必要な元素であり、０．１０％以上の添加が必要である。
しかし、１．５０％を越える添加はその効果が飽和するばかりでなく焼入性が高くなり過ぎてベイナイト組織が多くなり降伏比が低下する。
したがって、Ｃｒの添加量は０．１０〜１．５０％の範囲とした。
【００５７】
Ｍｏ：０．０１〜０．３５％
ＭｏはＶを含有しない本発明鋼において、Ｎｉと共に重要な元素である。すなわち、Ｖを添加していない鋼では、微量のＭｏでもＮｉと複合添加することにより降伏比と衝撃値を向上する。その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要である。
しかし、Ｍｏも高価な元素であり、０．３５％を越えるとかえってＶを添加した鋼よりコストが高くなる。
したがって、Ｍｏの添加量は０．０１〜０．３５％の範囲とした。
【００５８】
Ａｌ：０．０２０〜０．０４５％
Ａｌは本発明において重要な元素である。すなわち、熱間鍛造の加熱時にオーステナイトに固溶したＡｌは、熱間鍛造後の冷却中にＡｌＮとしてフェライトの析出核となり、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織を微細化することによって衝撃値と降伏比を向上する。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０２０％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は疲労強度に対して有害なＡｌ2Ｏ3介在物の生成を助長する。これを回避するためには、上限を０．０４５％に限定する必要がある。
したがって、Ａｌの添加量は０．０２０〜０．０４５％の範囲とした。
【００５９】
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは、鋼中においては酸化物系介在物として存在し、疲労強度を損なう元素である。
したがって、Ｏの上限を０．００１５％以下と規定した。
【００６０】
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
ＮはＡｌと共に本発明において重要な元素である。すなわち、熱間鍛造の加熱時にオーステナイトに固溶したＮは、熱間鍛造後の冷却中にＡｌＮとしてフェライトの析出核となり、フェライト−パーライトを主体とするミクロ組織を微細化することによって、衝撃値と降伏比を向上する。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０１００％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は凝固時の鋼塊表面での気泡の発生や鋼材の鍛造性の劣化を招く。これを回避するためには、上限を０．０２５０％に限定する必要がある。
したがって、Ｎの添加量は０．０１００〜０．０２５０％の範囲とした。
【００６１】
Ｎｉ＋Ｍｏパラメーター：０．０５％以上
Ｎｉ含有量とＭｏ含有量を加えたＮｉ＋Ｍｏパラメーターは、本発明鋼において、重要なパラメーターである。すなわち、ＮｉおよびＭｏは、該当するそれぞれの項で記したように、それぞれ、降伏比と衝撃値を向上させる元素であり、後述する熱間成形条件で「熱間鍛造前の鋼」のＡｌＮの大きさを制御し、熱間鍛造後のミクロ組織の微細化を図った上で、Ｖ添加鋼レベルの降伏比と衝撃値を確保するには、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターを０．０５％以上とする必要がある。
したがって、Ｎｉ＋Ｍｏパラメーターは０．０５％以上とした。
【００６２】
熱間圧延等の熱間成型時において、
・加熱温度＝１２５０℃以上
・仕上温度＝ ８００℃以上
・冷却速度＝ ３０℃／分以上
熱間鍛造後のミクロ組織を微細化し降伏比と衝撃値の向上を図るためには、熱間鍛造後の加熱時において、炭窒化物をオーステナイト中に固溶し、冷却中に析出する炭窒化物の密度を高める必要がある。Ｖ無添加、Ａｌ，Ｎ調整鋼においては、ＡｌＮはＶ炭窒化物よりオーステナイトへの固溶温度が高いので、熱間鍛造時の加熱時にＡｌＮをオーステナイト中に固溶するために、予め、「熱間鍛造前の鋼」において、ＡｌＮの粒径を小さくし、オーステナイト中に固溶し易くしておく必要がある。
【００６３】
そこで、熱間鍛造前の熱間圧延等の熱間成形工程において、鋼塊中に存在する凝固中に大きく成長した種々の炭窒化物をオーステナイト中に固溶させるためにも熱間成型時の加熱温度を１２５０℃以上とすることが必要であり、熱間圧延等の熱間成形後冷却速度を制限する前の温度の高い領域に長時間留めてＡｌＮを大きく成長させないためにも仕上温度を８００℃以上とすることが必要であり、熱間圧延等の熱間成形後の冷却時にＡｌＮを大きく成長させないためにも、冷却速度を３０℃／分以上とすることが必要である。
したがって、熱間圧延等の熱間成型時において、加熱温度を１２５０℃以上、仕上温度を８００℃以上、冷却速度を３０℃／分以上と規定した。
【００６４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
ＮｂはＣおよびＮと炭窒化物を形成し、ミクロ組織を微細化する効果が大きく、さらに、衝撃値や降伏比を向上させる必要がある場合には添加する必要がある。その効果を発揮するためには、少なくとも０．００５％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は粗大な炭窒化物を形成し、衝撃値や降伏比の向上に寄与しないばかりでなく、鋼材のコストも上がる。これを回避するためには、上限を０．０５０％に限定する必要がある。
したがって、Ｎｂの添加量は０．００５〜０．０５０％の範囲とした。
【００６５】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０３５％
ＴｉはＮｂと同様に、ＣおよびＮと炭窒化物を形成し、ミクロ組織を微細化する効果が大きく、さらに、衝撃値や降伏比を向上させる必要がある場合には添加する必要がある。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０１０％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は粗大な炭窒化物を形成し、衝撃値や降伏比の向上に寄与しないばかりでなく，疲労強度を低下させるＴｉＮを多量に発生し、鋼材のコストも上がる。これを回避するためには、上限を０．０３５％に限定する必要がある。
したがって、Ｔｉの添加量は０．０１０〜０．０３５％の範囲とした。
【００６６】
Ｓ：０．００５〜０．１００％
Ｓは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．００５％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、疲労強度を低下させる要因となる。これを回避するためには上限を０．１００％に限定する必要がある。
したがって、Ｓの添加量は０．００５〜０．１００％の範囲とした。
【００６７】
Ｐｂ：０．０１〜０．０９％
Ｐｂは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０１％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、疲労強度を低下させる。また、０．１０％以上ではＰｂの取扱い上、集塵装置、方法等の法的な規制を受ける。これを回避するためには、上限を０．０９％に限定する必要がある。
したがって、Ｐｂの添加量は０．０１〜０．０９％の範囲とした。
【００６８】
Ｂｉ：０．０４〜０．２０％
Ｂｉは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０４％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。これを回避するためには、上限を０．２０％に限定する必要がある。
したがって、Ｂｉの添加量は０．０４〜０．２０％の範囲とした。
【００６９】
Ｔｅ：０．００２〜０．０３０％
Ｔｅは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．００２％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、熱間脆性を生ずる。これを回避するためには、上限を０．０３０％に限定する必要がある。
したがって、Ｔｅの添加量は０．００２〜０．０３０％の範囲とした。
【００７０】
Ｚｒ：０．０１〜０．２０％
Ｚｒは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０１％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。これを回避するためには、上限を０．２０％に限定する必要がある。
したがって、Ｚｒの添加量は０．０１〜０．２０％の範囲とした。
【００７１】
Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％
Ｃａは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０００１％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。これを回避するためには、上限を０．０１００％に限定する必要がある。
したがって、Ｃａの添加量は０．０００１〜０．０１００％の範囲とした。
【００７２】
Ｓｂ：０．０１５〜０．１００％
Ｓｂは被削性を向上させる元素である。その効果を発揮するためには、少なくとも０．０１５％以上の添加が必要である。
しかし、その過剰な添加は、靭性を低下させる。これを回避するためには、上限を０．１００％に限定する必要がある。
したがって、Ｓｂの添加量は０．０１５〜０．１００％の範囲とした。
【００７３】
【実施例】
次に、具体的な鍛造部品における実施例を挙げて、本発明を更に詳細に説明する。表４には以上の知見を基にした発明鋼と比較鋼およびＶ添加鋼である現用鋼の化学成分を示す。ここで、比較鋼１はＡｌとＮが本発明の範囲より外れ、比較鋼２はＮｉ＋Ｍｏパラメーターが本発明の範囲より外れる。これらの鋼のうち、発明鋼については、新たに電炉にて溶製して連続鋳造によりブルーム鋳片とし、比較鋼および現用鋼については、既存製品のブルーム鋳片を使用した。
【００７４】
【表４】
次に、これらのブルーム鋳片を加熱温度１３００℃、仕上温度８００〜９００℃、冷却速度１５〜７０℃／分で直径１３０ｍｍに熱間圧延した。これらの圧延材を高周波加熱後、図１１に示すクランクシャフトに成形し、その後、ベルトコンベア上にて室温まで放冷した。このクランクシャフトの図１１に示す位置より、ＪＩＳ４号引張試験片およびＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を採取し、室温にて引張試験とシャルピー衝撃試験を実施し、降伏強度、引張強度、降伏比および衝撃値を求めた。それらの結果を圧延条件と共に表５に示す。
【００７６】
【表５】
これより、発明鋼を使用し、熱間圧延条件が本発明の範囲である加熱温度１２５０℃以上、仕上温度８００℃以上、冷却速度３０℃／分以上である発明例の降伏比は０．６６および衝撃値は３２Ｊ／ｃｍ2であり、Ｖを添加した現用鋼の降伏比の０．６５および衝撃値の３０Ｊ／ｃｍ2と同等以上である。これに対して、比較鋼１および２では熱間圧延条件が本発明の範囲にあっても、それらの衝撃値および降伏比は共にＶを添加した現用鋼より低い。また、本発明成分鋼であっても、熱間圧延条件のうち冷却速度が１５℃／分と本発明の範囲である３０℃／分以上を外れる比較例では、その衝撃値および降伏比は共にＶを添加した現用鋼より低い。
【００７８】
さらに、これらのクランクシャフト本体について実施した実体ねじり疲労試験の結果を図１２に示す。これより、発明鋼を使用した発明例ではＶを添加した現用鋼と同等の疲労強度を有するが、比較例では、いずれも、現用鋼の疲労限以下のトルクで破損した。
【００７９】
以上のように、本発明鋼を使用し、熱間圧延条件が本発明の範囲にあれば、実部品においてもＶを添加した現用鋼と同等以上の機械的性質と疲労強度を有することが確認された。
【００８０】
【発明の効果】
発明の効果としては、本発明により、鋼の化学成分と熱間圧延等の熱間成形条件を調整することにより、Ｖを含有しない低コストな成分の鋼でも、Ｖを添加した熱間鍛造用非調質鋼と同等以上の機械的性質および疲労強度を付与することができる。したがって、熱間鍛造品を使用する産業界におけるコストの低減に貢献し、さらに、省工程、省エネルギーに寄与する非調質鋼の採用を促進することにより、業界を越えて広く地球環境保全に貢献することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱間圧延等の熱間成形方法を模した実験条件を示す。
【図２】熱間鍛造を模した実験条件を示す。
【図３】熱間鍛造後の鋼のフェライト結晶粒度番号とＡｌおよびＮ含有量の関係を示すグラフである。
【図４】「熱間鍛造前の鋼」の平均炭窒化物粒径と６００℃までの平均冷却速度を示すグラフである。
【図５】熱間鍛造後の鋼のフェライト結晶粒度番号と６００℃までの平均冷却速度を示すグラフである。
【図６】従来技術と本発明における炭窒化物固溶、析出挙動の説明図である。
【図７】衝撃値とフェライト結晶粒度番号との関係を示すグラフである。
【図８】降伏比とフェライト結晶粒度番号との関係を示すグラフである。
【図９】衝撃値とＮｉ＋Ｍｏ含有量との関係を示すグラフである。
【図１０】降伏比とＮｉ＋Ｍｏ含有量との関係を示すグラフである。
【図１１】クランクシャフトの概略図を示す。
【図１２】クランクシャフトの実体ねじり疲労試験結果を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is a ferrite-pearlite that can be sufficiently cooled and toughened as a part even if heat treatment such as quenching and tempering is omitted simply by allowing to cool after hot forging. Type The present invention relates to non-heat treated steel for hot forging.
[0002]
[Prior art]
As conventional technology, non-tempered steel for hot forging in which V is added as a precipitation strengthening element to a medium carbon steel of about 0.30 to 0.60% as a precipitation strengthening element is generally used. Yes.
[0003]
As a problem in such prior art, first, V is a very expensive additive element, and an increase in material cost is inevitable. Conventionally, such problems have been recognized, and hot forged non-tempered steels to which various V are not added have been proposed so far.
[0004]
For example, Japanese Patent Laid-Open No. 9-310122 proposes a non-tempered steel containing no V and having a yield ratio improved by cold working and subsequent aging treatment. However, in this proposal, there is a problem that a cost is required for the constraint condition on which cold working is a prerequisite and the subsequent aging treatment.
[0005]
In addition, JP-A-9-310152, JP-A-10-237587, and JP-A-11-229082 propose non-tempered steel that does not contain V and is mainly intended for strengthening ferrite solid solution by Si. However, this proposal has a problem that if Si is added until the effect is exhibited, the material hardness increases, which is not preferable from the viewpoint of machinability.
[0006]
Furthermore, Japanese Patent Laid-Open No. 4-141548 proposes a non-tempered steel that does not contain V, mainly intended for precipitation strengthening by Cu. However, this proposal has a problem that surface scratches frequently occur during rolling due to hot brittleness of Cu.
[0007]
In addition, Japanese Patent Laid-Open No. 9-53142 proposes a non-tempered steel that does not contain V and is intended to strengthen by fine precipitation of TiC during cooling and refinement of ferrite with TiC as a nucleus. However, this proposal has a problem in that the amount of Ti added is large and a large amount of TiN is generated to reduce the fatigue strength prior to precipitation of TiC.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above problems, the problem to be solved by the present invention is that the user is satisfied as a part without adding V by adjusting the chemical composition of steel and the hot forming conditions such as hot rolling. The present invention provides non-heat treated steel for hot forging. In order to extract this problem more specifically, the relationship between the properties required for parts made of hot forged non-heat treated steel and the presence or absence of V is summarized as follows.
[0009]
That is, as the characteristics required as a part made of non-heat treated steel for hot forging, tensile strength, yield strength and impact value can be increased, but when V is not added,
・ Tensile strength: Even if V is not added, if the content of C, Mn, Cr, etc. is increased, it is improved.
・ Yield strength: Yield strength increases with increasing tensile strength, but machinability deteriorates due to increased hardness of parts.
・ Impact value: If you try to secure the yield strength by increasing the hardness, the impact value will decrease, making it difficult to ensure the desired value.
It is pointed out.
[0010]
In general, the yield ratio obtained by dividing the yield strength by the tensile strength (yield strength / tensile strength) is low when V is not added, and the hardness increases when attempting to secure the yield strength, and the viewpoint of machinability. Is disadvantageous. Therefore, when V is not added, there is a problem that the impact value and the yield ratio are lowered.
[0011]
On the other hand, the effect of V addition is as follows. When V is added, V carbonitride precipitates during cooling after hot forging, and not only austenite grain boundaries but also ferrite precipitates with these V carbonitrides as nuclei when transformed from austenite to ferrite. The number of ferrite precipitation sites increases. Therefore, the ferrite crystal grains become finer, and the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite is refined. Through such refinement of the microstructure, the impact value and the yield ratio can be improved. Furthermore, V carbonitride has the effect of increasing the hardness of ferrite, which is lower in hardness than pearlite.
[0012]
From the above viewpoint, the specific problem to be solved by the present invention is a low-cost component system in which V is not added, and the impact value and yield ratio are equal to or higher than those of non-heat treated steel for hot forging added with V. To improve.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
As a means for solving the above-mentioned problems, the present inventors have intensively studied and as a result, the following knowledge has been obtained.
[0014]
(A) Even if it is not V-added steel, even in steel with Al and N adjusted, the impact value and yield ratio can be improved by refining the microstructure with AlN under certain limited conditions. It is.
[0015]
(B) The condition is that AlN present in the steel before hot forging is once completely dissolved in austenite at the time of heating in the hot forging process by the user, and again AlN during cooling after hot forging. It is to precipitate as.
[0016]
(C) The reason is that when AlN is dissolved in austenite, a large number of AlN precipitates uniformly during cooling after hot forging, and AlN is precipitated at the precipitation sites like the V carbonitride described above. This is because a large amount of ferrite precipitates to refine the microstructure.
[0017]
(D) On the other hand, when AlN remains undissolved during heating in the hot forging process, AlN preferentially precipitates with the undissolved AlN as a nucleus, so the number of AlNs that become ferrite precipitation sites decreases. Does not contribute to refinement of the microstructure.
[0018]
(E) According to thermodynamic calculation, the solid solution temperature of AlN in austenite is about 1050 ° C. even under ideal conditions that ensure a sufficient heating time in a laboratory or the like, that is, in an equilibrium state. Compared to the solid solution temperature of about 850 ° C., the temperature is about 200 ° C., and AlN is less soluble in austenite than V carbonitride.
[0019]
(F) Therefore, in the actual manufacturing process, even if the hot forging temperature is 1050 ° C. or higher, if the holding time is short such as high-frequency heating, AlN may remain undissolved.
[0020]
(G) In order to stably dissolve AlN in the austenite when the user is heated by hot forging, AlN is already finely precipitated in the steel before shipment to the user, and when the user is heated by hot forging, Must be controlled so as to be easily dissolved in austenite.
[0021]
(H) The size of the AlN of the steel before shipment to the user is governed by the heating temperature at the time of hot forming such as hot rolling, the finishing temperature, and the cooling rate after finishing.
[0022]
(I) Therefore, in order to ensure the effect of improving the impact value and yield ratio by AlN, it is necessary to trace the quality back to the hot forming process such as hot rolling.
[0023]
(J) Even if the above measures are taken, the impact value and yield ratio are still low compared to non-tempered steel with V added, but with steel with no V added, it is ignored with V-added steel. Such a small amount of combined addition of Ni and Mo greatly contributes to the improvement of the yield ratio and impact value, and it is possible to secure an impact value and yield ratio equal to or higher than those of steel to which V is added.
[0024]
Specific means for solving the problems based on these findings are as follows.
(1) In mass percent,
C = 0.20-0.60%,
Si = 0.01-1.00%,
Mn = 0.30-2.50%,
P = 0.035% or less,
Ni = 0.01-0.35%,
Cr = 0.10 to 1.50%,
Mo = 0.01-0.35%,
Al = 0.020-0.045%,
O = 0.0015% or less,
N = 0.0100-0.0250%,
Furthermore, after the parameter indicated by Ni + Mo is 0.05% or more, the steel composed of the remaining Fe and inevitable impurity elements is heated to 1250 ° C. or higher, and hot forming is finished at a finishing temperature of 800 ° C. or higher. V-free ferrite-pearlite obtained by cooling to 600 ° C. or less at a cooling rate of 30 ° C./min or more Type Non-tempered steel for hot forging.
[0025]
(2) In (1) above, in weight percent,
Nb = 0.005 to 0.050%,
Ti = 0.010-0.035%,
Ferrite-pearlite containing one or two of them and not containing V Type Non-tempered steel for hot forging.
[0026]
(3) In addition to (1) or (2) above,
S = 0.005 to 0.100%,
Pb = 0.01-0.09%,
Bi = 0.04-0.20%,
Te = 0.002 to 0.030%,
Zr = 0.01-0.20%,
Ca = 0.0001 to 0.0100%,
Sb = 0.015 to 0.100%,
Ferrite-pearlite not containing V containing one or more of them Type Non-tempered steel for hot forging.
[0027]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Embodiments of the invention that demonstrate means for solving the problems will be described below.
In
(1) Microstructure refinement and the relationship between Al and N
(2) Influence of hot forming conditions of steel before hot forging
(3) Effects of adding a small amount of Ni and Mo
investigated.
[0028]
Table 1 shows the V-added steel used in the experiment and the chemical component with no V added. Among these, V-free, Al, N-adjusted steel is a steel in which Al and N are adjusted so that the microstructure can be refined as a result of the investigation (1). , N-adjusted, Ni, Mo-added steel is steel obtained by adding a small amount of Ni and Mo to V-free, Al, N-adjusted steel. These steels were melted by a high-frequency vacuum melting furnace into steel ingots. These steel ingots are heated to 1100 to 1300 ° C. for 180 minutes by the hot forming method assuming hot rolling shown in FIG. 1 (hereinafter, these temperatures are referred to as heating temperatures), and 700 to 1000 ° C. After completion of forging and forming to 80 mmφ (hereinafter, the temperature at which these hot formings are completed is referred to as the finishing temperature), the cooling rate is 10 to 100 ° C./min (hereinafter, these are simply cooled) to 600 ° C. (Referred to as speed) and then left to cool. Hereinafter, in order to avoid confusion in terms of expression, the steel up to this stage is specifically defined as “steel before hot forging”, and the heating temperature, finishing temperature, and cooling rate related to its formation are also included in the scope of the present invention. Yes. With respect to these 80 mmφ steels, that is, “steel before hot forging”, the grain sizes of typical V carbonitrides and AlN were measured in 10 fields, and the average value thereof was obtained.
[0029]
Next, these 80 mmφ steels were assumed to be hot forged by the user, and as shown in FIG. 2, after high-frequency heating, they were forged to 40 mmφ and allowed to cool. A JIS No. 4 tensile test piece and a JIS No. 3 Charpy impact test piece were cut out and machined from the 1 / 2R part of the 40 mmφ steel material after being allowed to cool. For these specimens, in order to evaluate the fineness of the microstructure, the ferrite crystal grain size number (the larger the number, the finer the ferrite crystal grain, the finer the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite structure) is measured. A tensile test and a Charpy impact test were performed at room temperature, and yield strength, tensile strength, yield ratio, and impact value were determined.
The results are shown in Table 1.
[0030]
[Table 1]
First, the effect of ferrite grain size number and Al and N was investigated using V-free steel. Regarding the hot forming conditions before hot forging of these steels, the heating temperature is 1290 to 1305 ° C. of 1250 ° C. or higher, the finishing temperature is 804 to 845 ° C. of 800 ° C. or higher, and the cooling rate is 30 ° C./min or higher. It was set to -35 degreeC / min. FIG. 3 shows the relationship between the ferrite grain size number and the Al and N contents. From this, in order to ensure that the ferrite grain size number is 6.0, which is the same level as that of the V-added steel, the Al content is 0.020% by mass or more and the N content is 0.01000% by mass or more. I understood it. This is presumed to be because AlN having an Al content of 0.020% by mass or more and an N content of 0.0100% by mass or more and sufficiently effective in refining ferrite is precipitated.
[0032]
Next, regarding the influence of the hot forming conditions of “steel before hot forging” on various properties such as impact value and yield ratio, the V content of steel and the above results indicate that N content is contained at an Al content of 0.020 mass%. V-added, Al, N-adjusted steel with an amount of 0.0100% by mass was compared.
[0033]
FIG. 4 shows the relationship between the average particle size of V carbonitride and AlN in “steel before hot forging” and the cooling rate. From this, the size of V carbonitrides and AlN of “steel before hot forging” decreases as the cooling rate increases, except for steels with a heating temperature of 1250 ° C. or less and steels with a finishing temperature of 800 ° C. or less. I understand that. Moreover, it turns out that the tendency is saturated when cooling temperature is 30 degreeC / min or more. This is presumed to be because the higher the cooling rate, the shorter the time during which V carbonitrides and AlN in the steel grow in the higher temperature region, and the average particle size thereof becomes smaller. On the other hand, when the heating temperature is 1250 ° C. or less, various carbonitrides that have grown greatly during solidification existing in the steel ingot before hot forming cannot be completely dissolved in austenite, and those undissolved carbons Since it grows preferentially with nitrides as nuclei, even if the subsequent cooling rate is high, it is presumed that their average particle size is large. In addition, when the finishing temperature is 800 ° C. or lower, the time remaining in the high temperature region before limiting the cooling rate after hot forming is long, and during that time V carbonitride and AlN grow, Even if the cooling rate is high, the average particle size is estimated to be large.
[0034]
FIG. 5 shows the relationship between the ferrite grain size number of the steel after hot forging and the cooling rate. From this, in the V-free steel, Al, N-adjusted steel, except for the steel having a heating temperature of 1250 ° C. or less and the steel having a finishing temperature of 800 ° C. or less, the ferrite grain size number increases as the cooling rate increases. It can be seen that the ferrite crystal grains become fine and the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite becomes fine. Moreover, it turns out that the tendency is saturated when a cooling rate is 30 degrees C / min or more. However, it can be seen that the V-added steel has a large ferrite crystal grain size number and a fine microstructure regardless of the cooling rate, heating temperature, and finishing temperature. This can be inferred as follows.
[0035]
First, in V-added steel and steel to which a certain amount of Al and N is added as described above, V precipitates as V carbonitride and AlN during cooling after hot forging, and transforms from austenite to ferrite. In addition to the austenite grain boundaries, ferrite precipitates with these V carbonitrides and AlN as nuclei, so the number of ferrite precipitation sites increases and the ferrite crystal grains become finer. Therefore, the size of the ferrite crystal grains is governed by the density of such precipitation sites (the number of precipitation sites per unit volume), and the ferrite crystal grains are made finer and the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite is refined. In order to achieve this, it is necessary to increase the density of carbonitrides that form these precipitation sites. On the other hand, the density of these carbonitrides precipitated during cooling after hot forging is the case where carbonitrides of “steel before hot forging” are dissolved in austenite during heating for hot forging. If the carbonitride of “steel before hot forging” remains undissolved, it will be low. The reason for this is that when the carbonitride of “steel before hot forging” does not exist in the austenite during heating during hot forging, the precipitation occurs when it again precipitates as carbonitride during cooling. The frequency of performing the same is the same everywhere in the steel, and the density of carbonitrides that are uniformly deposited from every point and precipitate during cooling increases. However, if the carbonitride of “steel before hot forging” is not completely dissolved and remains undissolved, when it is precipitated again as carbonitride during cooling, the undissolved carbonitride is used as a nucleus. Since it precipitates preferentially and becomes difficult to precipitate in other places, the density of carbonitrides precipitated during cooling is lowered. Therefore, in order to increase the density of the carbonitride that becomes the precipitation site of ferrite, the carbonitride of “steel before hot forging” completely dissolves and remains undissolved in the austenite during hot forging. It is necessary not to.
[0036]
On the other hand, as described above, the size of V carbonitride and AlN of “steel before hot forging” is a steel having a heating temperature of 1250 ° C. or less during hot forming and a steel having a finishing temperature of 800 ° C. or less. Except for this, it is considered that the smaller the size of these carbonitrides, the easier it is to dissolve into austenite during heating during hot forging. In addition, the easiness of solid solution in austenite during heating during hot forging may depend not only on the size of the carbonitride of “steel before hot forging” but also on its type. It is done. That is, according to the thermodynamic calculation described above, the V carbonitride present in the V-added steel has a low solid solution temperature in austenite, and the particle size of the V carbonitride of “steel before hot forging” is low. Even if it is large, it dissolves in austenite. However, the solid solution temperature of AlN in the austenite added in V, Al, N-adjusted steel is higher than that in V carbonitride. When the particle size of AlN is large, it is estimated that solid solution may not occur in austenite. Therefore, as shown in FIG. 5, in the V-added steel, the ferrite crystal grain size number is not greatly influenced by the hot forming method of “steel before hot forging”, but in the V-free steel, Al, N-adjusted steel, ferrite crystals In order to increase the grain size number and make the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite fine, the heat of “steel before hot forging” should be reduced so as to reduce the grain size of AlN in “steel before hot forging”. The forming method must be controlled.
[0037]
FIG. 6 shows these phenomena as conceptual diagrams. In the conventional V-added steel, even if the carbonitride of “steel before hot forging” is large, V carbonitride easily dissolves, so that V carbonitride is solidified in austenite during heating during hot forging. Since it melts and does not remain undissolved, the density of carbonitride that re-deposits during cooling after hot forging is high, contributing to refinement of the microstructure. On the other hand, in the case of Al, N-adjusted steel with no addition of V, when AlN of “steel before hot forging” is large, AlN is difficult to dissolve, so AlN remains undissolved during heating during hot forging, Since the undissolved AlN grows as a nucleus during cooling, the density of AlN serving as a ferrite precipitation site is low and does not contribute to refinement of the microstructure.
[0038]
Therefore, unlike the V-added steel, in the V-free, Al and N-adjusted steel, it is necessary to control the grain size of AlN to be small at the stage of “steel before hot forging” in order to refine the microstructure. There is a hot forming method for this control, i.e.
・ Heating temperature = 1250 ℃ or more
-Finishing temperature = 800 ° C or higher
・ Cooling rate = 30 ℃ / min or more
Such a claim item is one of the important requirements of the present invention.
[0039]
On the other hand, FIG. 7 shows the relationship between the impact value and the ferrite grain size number, which is a problem to be solved by the present invention. FIG. 7 shows the relationship between the impact value and the ferrite grain size number. If the ferrite grain size number is increased by the hot forming method and the microstructure is refined, the impact value is improved, but the impact value level of the V-added steel is still 40 J / cm. 2 Less than. FIG. 8 shows the relationship between the yield ratio and the ferrite grain size number. Similarly, in the case of V-free, Al, N-adjusted steel, the ferrite grain size number is increased by the hot forming method, and the microstructure is changed. If it refines | miniaturizes, a yield ratio will improve, but it is still less than 0.65 which is the level of the yield ratio of V addition steel.
Therefore, the combined effect of a small amount of Ni and Mo, which does not raise the cost, was investigated.
[0040]
FIG. 9 shows the relationship between the impact value and the Ni + Mo parameter of steel in which Al and N are adjusted and the ferrite grain size number is increased by improving the hot forming method. From this, if the Ni + Mo parameter is 0.05 mass% or more, the impact value is 40 J / cm, which is the level of V-added steel. 2 It can be seen that can be secured. FIG. 10 similarly shows the relationship between the yield ratio of steel whose ferrite grain size is increased by improving the hot forming method and the Ni + Mo parameter. From this, it can be seen that if the Ni + Mo parameter is 0.05% by mass or more, the yield ratio of 0.65 which is the level of V-added steel can be secured.
[0041]
Therefore, the problem to be solved by the present invention, that is, to improve the impact value and the yield ratio to the same level or higher than the non-heat treated steel for hot forging added with V in a low-cost component system without adding V. ,
-The Al content of the steel is 0.020 mass% or more and the N content is 0.0100 mass% to improve the hot forming method, that is,
・ Heating temperature = 1250 ℃ or more
-Finishing temperature = 800 ° C or higher
・ Cooling rate = 30 ℃ / min or more
By controlling the size of AlN of “steel before hot forging” and by dissolving them in austenite during heating of hot forging, the density of AlN that becomes the precipitation site of ferrite is increased, and ferrite By making the crystal grains finer, the microstructure of ferrite-pearlite is mainly refined, and
・ Ni + Mo parameter = 0.05% by mass or more
As a result, it was discovered that the impact value and the yield ratio can be improved for the first time, and the present invention has been achieved.
[0042]
In
[0043]
Table 2 shows the chemical components of the used inventive steel and comparative steel. Here, the first invention steel is an invention steel corresponding to claim 1, and the second invention steel is an invention steel corresponding to claim 2. Further,
The results are shown in Table 3.
[0044]
[Table 2]
[Table 3]
Thus, in the inventive examples in which the heating temperature, the finishing temperature and the cooling rate of the invention steel satisfy the hot forming conditions defined by the present invention, the ferrite grain size number is 6.0 or more, and the impact value is in use. 40 J / cm equivalent to or better than V-added steel 2 In addition, it can be seen that the yield ratio is equal to or greater than 0.65, which is equal to or greater than that of the V-added steel.
[0047]
On the other hand, even if the heating temperature, finishing temperature and cooling rate satisfy the hot forming conditions specified by the present invention, the
[0048]
Furthermore, even in the case of the invention steel G, as in the comparative example, when the heating temperature is 1100 ° C. which is less than the claimed range of the present invention or when the finishing temperature is 700 ° C. which is less than the claimed range of the present invention, In all cases where the cooling rate is less than the claims of the present invention at 15 ° C./min, the ferrite grain size is less than 6.0 and the impact value is 40 J / cm. 2 And the yield ratio is less than 0.65.
[0049]
Therefore, the present invention intends to solve the present invention over the range of the claimed chemical composition only by using the present invention steel and using the present invention example in which the conditions of hot forming such as hot rolling satisfy the conditions defined by the present invention. It was confirmed that the problem value, that is, a low-cost component system in which V is not added, can improve the impact value and the yield ratio to the same or better than those of the non-heat treated steel for hot forging to which V is added.
[0050]
The present invention has been completed as described above. Next, the reasons for limitation of the chemical components and hot forming conditions of the present invention will be described. % Is mass%.
[0051]
C: 0.20 to 0.60%
C is an element necessary for ensuring the strength, and 0.20% or more must be added. However, addition exceeding 0.60% lowers toughness and degrades machinability.
Therefore, the amount of C added is in the range of 0.20 to 0.60%.
[0052]
Si: 0.01-1.00%
Si is an element necessary for deoxidation of steel, and addition of 0.01% or more is necessary.
However, addition exceeding 1.00% lowers toughness and deteriorates machinability.
Therefore, the amount of Si added is in the range of 0.01 to 1.00%.
[0053]
Mn: 0.30 to 2.50%
Mn is an element necessary for securing strength through solid solution strengthening and hardenability improvement, and 0.30% or more must be added.
However, the addition exceeding 2.50% not only saturates the effect, but also increases the hardenability, increases the bainite structure and lowers the yield ratio.
Therefore, the amount of Mn added is in the range of 0.30 to 2.50%.
[0054]
P: 0.035% or less
P is an element that segregates at the austenite grain boundary and weakens the grain boundary, thereby lowering the toughness. If it exceeds 0.035%, such an adverse effect becomes remarkable.
Therefore, the P content is limited to 0.035% or less.
[0055]
Ni: 0.01 to 0.35%
Ni is an important element together with Mo in the steel of the present invention that does not contain V. That is, in steel to which V is not added, even if a small amount of Ni is added in combination with Mo, the impact value and the yield ratio are improved. In order to exhibit the effect, addition of 0.01% or more is necessary.
However, Ni is an expensive element, and if it exceeds 0.35%, the cost becomes higher than steel to which V is added.
Therefore, the amount of Ni added is in the range of 0.01 to 0.35%.
[0056]
Cr: 0.10 to 1.50%
Cr, like Mn, is an element necessary for ensuring strength by improving solid solution strengthening and hardenability, and it is necessary to add 0.10% or more.
However, the addition exceeding 1.50% not only saturates the effect but also increases the hardenability, increases the bainite structure and lowers the yield ratio.
Therefore, the amount of Cr added is in the range of 0.10 to 1.50%.
[0057]
Mo: 0.01 to 0.35%
Mo is an important element together with Ni in the steel of the present invention that does not contain V. That is, in steel to which V is not added, the yield ratio and impact value are improved by adding Ni in combination with even a small amount of Mo. In order to exhibit the effect, addition of 0.01% or more is necessary.
However, Mo is also an expensive element, and if it exceeds 0.35%, the cost becomes higher than steel to which V is added.
Therefore, the addition amount of Mo is set to a range of 0.01 to 0.35%.
[0058]
Al: 0.020 to 0.045%
Al is an important element in the present invention. That is, Al dissolved in austenite during heating during hot forging becomes precipitation nuclei of ferrite as AlN during cooling after hot forging, and the impact value is obtained by refining the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite. Improve yield ratio. In order to exhibit the effect, addition of at least 0.020% or more is necessary.
However, excessive addition of Al is harmful to fatigue strength. 2 O Three Helps to generate inclusions. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.045%.
Therefore, the amount of Al added is in the range of 0.020 to 0.045%.
[0059]
O: 0.0015% or less
O exists as an oxide inclusion in steel and is an element that impairs fatigue strength.
Therefore, the upper limit of O is defined as 0.0015% or less.
[0060]
N: 0.0100 to 0.0250%
N is an important element in the present invention together with Al. In other words, N dissolved in austenite during heating in hot forging becomes precipitation nuclei of ferrite as AlN during cooling after hot forging, and the impact value is reduced by refining the microstructure mainly composed of ferrite-pearlite. And improve the yield ratio. In order to exhibit the effect, addition of at least 0.0100% or more is necessary.
However, the excessive addition leads to generation of bubbles on the steel ingot surface during solidification and deterioration of the forgeability of the steel material. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.0250%.
Therefore, the amount of N added is in the range of 0.0100 to 0.0250%.
[0061]
Ni + Mo parameter: 0.05% or more
The Ni + Mo parameter including the Ni content and the Mo content is an important parameter in the steel of the present invention. That is, Ni and Mo are elements that improve the yield ratio and the impact value, respectively, as described in the corresponding sections, and the AlN of “steel before hot forging” under hot forming conditions described later. In order to secure the yield ratio and impact value at the V-added steel level after controlling the size and refining the microstructure after hot forging, the Ni + Mo parameter needs to be 0.05% or more. is there.
Therefore, the Ni + Mo parameter is set to 0.05% or more.
[0062]
During hot forming such as hot rolling,
・ Heating temperature = 1250 ℃ or more
-Finishing temperature = 800 ° C or higher
・ Cooling rate = 30 ℃ / min or more
In order to refine the microstructure after hot forging and improve the yield ratio and impact value, carbonitride that dissolves carbonitride in austenite during heating after hot forging and precipitates during cooling It is necessary to increase the density of things. In the V-free, Al, N-adjusted steel, since AlN has a higher solid solution temperature in austenite than V carbonitride, in order to dissolve AlN in austenite during heating during hot forging, In the “steel before hot forging”, it is necessary to reduce the grain size of AlN so that it is easily dissolved in austenite.
[0063]
Therefore, in hot forming processes such as hot rolling before hot forging, various carbonitrides that have grown greatly during solidification existing in the steel ingot are also dissolved in austenite during hot forming. It is necessary to set the heating temperature to 1250 ° C. or higher, and the finishing temperature is also set so that AlN does not grow greatly by keeping it in a high temperature region before limiting the cooling rate after hot forming such as hot rolling. The temperature must be 800 ° C. or higher, and the cooling rate must be 30 ° C./min or higher so that AlN does not grow greatly during cooling after hot forming such as hot rolling.
Therefore, at the time of hot forming such as hot rolling, the heating temperature is defined as 1250 ° C. or higher, the finishing temperature is defined as 800 ° C. or higher, and the cooling rate is defined as 30 ° C./min or higher.
[0064]
Nb: 0.005 to 0.050%
Nb forms carbonitride with C and N, has a large effect of refining the microstructure, and it is necessary to add Nb when it is necessary to improve the impact value and the yield ratio. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.005% or more.
However, the excessive addition forms coarse carbonitride, which not only contributes to the improvement of impact value and yield ratio, but also increases the cost of the steel material. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.050%.
Therefore, the amount of Nb added is in the range of 0.005 to 0.050%.
[0065]
Ti: 0.010 to 0.035%
Ti, like Nb, forms carbonitrides with C and N, has a large effect of refining the microstructure, and needs to be added when it is necessary to improve the impact value and yield ratio. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.010% or more.
However, the excessive addition forms coarse carbonitride, which not only contributes to the improvement of impact value and yield ratio, but also generates a large amount of TiN that lowers the fatigue strength, which increases the cost of the steel material. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.035%.
Therefore, the amount of Ti added is in the range of 0.010 to 0.035%.
[0066]
S: 0.005-0.100%
S is an element that improves machinability. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.005% or more.
However, the excessive addition becomes a factor which reduces fatigue strength. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.100%.
Therefore, the addition amount of S is set in the range of 0.005 to 0.100%.
[0067]
Pb: 0.01 to 0.09%
Pb is an element that improves machinability. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.01% or more.
However, excessive addition reduces fatigue strength. Moreover, if it is 0.10% or more, it is subject to legal restrictions such as dust collector and method in handling Pb. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.09%.
Therefore, the amount of Pb added is in the range of 0.01 to 0.09%.
[0068]
Bi: 0.04 to 0.20%
Bi is an element that improves machinability. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.04% or more.
However, the excessive addition reduces toughness. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.20%.
Therefore, the amount of Bi added is set in the range of 0.04 to 0.20%.
[0069]
Te: 0.002 to 0.030%
Te is an element that improves machinability. In order to exhibit the effect, addition of at least 0.002% or more is necessary.
However, excessive addition causes hot brittleness. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.030%.
Therefore, the addition amount of Te is set in the range of 0.002 to 0.030%.
[0070]
Zr: 0.01-0.20%
Zr is an element that improves machinability. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.01% or more.
However, the excessive addition reduces toughness. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.20%.
Therefore, the amount of Zr added is in the range of 0.01 to 0.20%.
[0071]
Ca: 0.0001 to 0.0100%
Ca is an element that improves machinability. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.0001% or more.
However, the excessive addition reduces toughness. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.0100%.
Therefore, the amount of Ca added is set in the range of 0.0001 to 0.0100%.
[0072]
Sb: 0.015 to 0.100%
Sb is an element that improves machinability. In order to exert the effect, it is necessary to add at least 0.015% or more.
However, the excessive addition reduces toughness. In order to avoid this, it is necessary to limit the upper limit to 0.100%.
Therefore, the amount of Sb added is in the range of 0.015 to 0.100%.
[0073]
【Example】
Next, the present invention will be described in more detail with reference to specific examples of forged parts. Table 4 shows the chemical components of the present invention steel, the comparative steel and the V steel added based on the above knowledge. Here, in
[0074]
[Table 4]
Next, these bloom slabs were hot-rolled to a diameter of 130 mm at a heating temperature of 1300 ° C., a finishing temperature of 800 to 900 ° C., and a cooling rate of 15 to 70 ° C./min. These rolled materials were formed into a crankshaft shown in FIG. 11 after high-frequency heating, and then allowed to cool to room temperature on a belt conveyor. JIS No. 4 tensile test piece and JIS No. 3 Charpy impact test piece were taken from the position shown in FIG. 11 of this crankshaft, and subjected to tensile test and Charpy impact test at room temperature, yield strength, tensile strength, yield ratio and impact. The value was determined. The results are shown in Table 5 together with the rolling conditions.
[0076]
[Table 5]
From this, the yield ratio of the invention example using the invention steel, the hot rolling conditions are the heating temperature of 1250 ° C. or more, the finishing temperature of 800 ° C. or more, and the cooling rate of 30 ° C./min or more is 0.66. And impact value is 32 J / cm 2 The yield ratio of the current steel to which V is added is 0.65 and the impact value is 30 J / cm. 2 Is equivalent to or better than On the other hand, in
[0078]
Furthermore, the result of the torsional fatigue test conducted on these crankshaft bodies is shown in FIG. As a result, the inventive examples using the inventive steel have fatigue strength equivalent to that of the current steel to which V is added, but in the comparative examples, all were damaged with a torque below the fatigue limit of the current steel.
[0079]
As described above, if the steel of the present invention is used and the hot rolling conditions are within the scope of the present invention, it is confirmed that the actual parts also have mechanical properties and fatigue strength equal to or better than the current steel to which V is added. It was done.
[0080]
【The invention's effect】
As an effect of the invention, by adjusting the chemical composition of the steel and hot forming conditions such as hot rolling according to the present invention, even for a low-cost steel not containing V, for hot forging with addition of V Mechanical properties and fatigue strength equal to or better than non-tempered steel can be imparted. Therefore, it contributes to cost reduction in the industry that uses hot forged products, and further contributes to global environmental conservation across industries by promoting the adoption of non-tempered steel that contributes to process saving and energy saving. can do.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows experimental conditions simulating a hot forming method such as hot rolling.
FIG. 2 shows experimental conditions simulating hot forging.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between ferrite crystal grain size number and Al and N content of steel after hot forging.
FIG. 4 is a graph showing the average carbonitride grain size of “steel before hot forging” and the average cooling rate up to 600 ° C.
FIG. 5 is a graph showing the ferrite grain size number of steel after hot forging and the average cooling rate up to 600 ° C.
FIG. 6 is an explanatory diagram of carbonitride solid solution and precipitation behavior in the prior art and the present invention.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between impact value and ferrite grain size number.
FIG. 8 is a graph showing the relationship between yield ratio and ferrite grain size number.
FIG. 9 is a graph showing the relationship between impact value and Ni + Mo content.
FIG. 10 is a graph showing the relationship between the yield ratio and the Ni + Mo content.
FIG. 11 shows a schematic view of a crankshaft.
FIG. 12 is a graph showing the results of a torsional fatigue test of the crankshaft.
Claims (3)
Ｃ＝０．２０〜０．６０％、
Ｓｉ＝０．０１〜１．００％、
Ｍｎ＝０．３０〜２．５０％、
Ｐ＝０．０３５％以下、
Ｎｉ＝０．０１〜０．３５％、
Ｃｒ＝０．１０〜１．５０％、
Ｍｏ＝０．０１〜０．３５％、
Ａｌ＝０．０２０〜０．０４５％、
Ｏ＝０．００１５％以下、
Ｎ＝０．０１００〜０．０２５０％、
を含有し、さらに、Ｎｉ＋Ｍｏで示されるパラメーターが０．０５％以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を１２５０℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で熱間成形を終了後、３０℃／分以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却して得られることを特徴とするＶを含有しないフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼。In weight percent,
C = 0.20-0.60%,
Si = 0.01-1.00%,
Mn = 0.30-2.50%,
P = 0.035% or less,
Ni = 0.01-0.35%,
Cr = 0.10 to 1.50%,
Mo = 0.01-0.35%,
Al = 0.020-0.045%,
O = 0.0015% or less,
N = 0.0100-0.0250%,
Furthermore, after the parameter indicated by Ni + Mo is 0.05% or more, the steel composed of the remaining Fe and inevitable impurity elements is heated to 1250 ° C. or higher, and hot forming is finished at a finishing temperature of 800 ° C. or higher , 30 ° C. / min up to 600 ° C. or less at a cooling rate higher than the ferrite does not contain a V, characterized in that it is obtained by cooling - pearlite type hot forging use non heat-treated steel.
Ｎｂ＝０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ＝０．０１０〜０．０３５％、
のうちから１種または２種を含有している請求項１記載のＶを含有しないフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼。Furthermore, in mass percent,
Nb = 0.005 to 0.050%,
Ti = 0.010-0.035%,
The non-tempered steel for hot-forging ferritic-pearlite type not containing V according to claim 1, which contains one or two of them.
Ｓ＝０．００５〜０．１００％、
Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％、
Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％、
Ｔｅ＝０．００２〜０．０３０％、
Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％、
Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％、
Ｓｂ＝０．０１５〜０．１００％、
のうちから１種または２種以上を含有している請求項１又は請求項２に記載のＶを含有しないフェライト−パーライト型熱間鍛造用非調質鋼。Furthermore, in mass% as an element that improves machinability,
S = 0.005 to 0.100%,
Pb = 0.01-0.09%,
Bi = 0.04-0.20%,
Te = 0.002 to 0.030%,
Zr = 0.01-0.20%,
Ca = 0.0001 to 0.0100%,
Sb = 0.015 to 0.100%,
One or ferrite not containing V as claimed in claim 1 or claim 2 containing two or more from among - pearlite type hot forging use non heat-treated steel.
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