JP4957325B2 - Non-tempered steel - Google Patents
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Description
本発明は、非調質鋼材に関し、詳しくは、降伏特性が良好で、自動車エンジンなどのコネクティングロッドや自動車の足回り部品であるナックルなどの素材として好適な非調質鋼材に関する。 The present invention relates to a non-heat treated steel material, and more particularly, to a non-heat treated steel material having good yield characteristics and suitable as a material for a connecting rod such as an automobile engine or a knuckle that is an undercarriage part of an automobile.
自動車エンジンなどのコネクティングロッド（以下、「コンロッド」という。）は、ピストンとクランクシャフトを連結するエンジン部品であり、爆発力を駆動軸に伝達する役割を担っている。このため、コンロッドには高い降伏応力（以下、「０．２％耐力」という。）が要求される。特に、近年のエンジンの高出力化にともなって、コンロッドに要求される降伏応力はますます大きくなっている。 A connecting rod (hereinafter referred to as a “connecting rod”) such as an automobile engine is an engine component that couples a piston and a crankshaft, and plays a role of transmitting explosive force to a drive shaft. For this reason, a high yield stress (hereinafter referred to as “0.2% yield strength”) is required for the connecting rod. In particular, with the recent increase in engine output, the yield stress required for connecting rods is increasing.
また、自動車の足回り部品であるナックルなどについても同様の高強度化の動向があり、要求される０．２％耐力が大きくなっている。 In addition, there is a similar trend of increasing the strength of knuckle, which is an undercarriage part of an automobile, and the required 0.2% proof stress is increasing.
ＪＩＳ Ｇ ４０５１（２００５）に規定された「機械構造用炭素鋼鋼材」のうち、Ｓ４８Ｃなどのいわゆる「中炭素鋼鋼材」は、これに「焼入れ−焼戻し」のいわゆる「調質処理」を施せば、安定して６００ＭＰａ以上の０．２％耐力が確保できる。 Of the “carbon steels for machine structural use” defined in JIS G 4051 (2005), so-called “medium carbon steels” such as S48C are subjected to a so-called “tempering treatment” of “quenching-tempering”. The 0.2% yield strength of 600 MPa or more can be secured stably.
このため、従来のコンロッドやナックルは、Ｓ４８Ｃなど中炭素の機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理して製造されてきた。 For this reason, conventional connecting rods and knuckles have been manufactured by tempering a carbon steel material for machine structure of medium carbon such as S48C.
しかしながら、最近の厳しい経済情勢や自動車業界の競争を反映して、各種自動車部品の製造コスト低減や高性能化の動きが活発化しており、この動きはエンジン部品であるコンロッドや足回り部品のナックルなどにおいても例外ではなくなってきている。 However, reflecting recent severe economic conditions and competition in the automobile industry, movements to reduce manufacturing costs and improve performance of various automobile parts have become active, and this movement is the knuckle of connecting rods and undercarriage parts that are engine parts. It is no longer an exception.
このため、製造コストが嵩む「焼入れ−焼戻し」の調質処理を行うことなく、つまり非調質で、前記中炭素の機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理した場合と同等の０．２％耐力を確保したいとの要望が大きくなり、一部の車種では採用され始めた。 For this reason, 0.2% which is equivalent to the case of tempering the carbon steel material for mechanical structure of medium carbon without performing the tempering treatment of “quenching-tempering”, which increases the manufacturing cost, that is, non-tempering. The demand for securing proof strength has increased, and it has begun to be adopted in some models.
また、高性能化のために自動車部品はどんどん軽量化されてきており、そのため軽量な状態で十分な０．２％耐力を確保する必要があり、従来のＳ４８Ｃなど中炭素の機械構造用炭素鋼鋼材を「焼入れ−焼戻し処理」した部品よりも高い０．２％耐力を有するものへの要望が大きくなっている。例えば、具体的には０．２％耐力で９００ＭＰａ以上の高強度を有する部品が必要とされる場合がある。 In addition, automobile parts have been made lighter for higher performance, and therefore, it is necessary to ensure sufficient 0.2% proof stress in a light state. Conventional carbon steel for machine structures such as S48C. There is an increasing demand for a steel having a 0.2% proof stress higher than that of a “quenched-tempered” steel material. For example, a part having a high strength of 900 MPa or more with a 0.2% proof stress may be specifically required.
そこで、特に自動車部品を対象として、「焼入れ−焼戻し」の調質処理や冷間加工などの特別な処理を施すことなく、熱間鍛造のままで、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力を確保できる非調質鋼材への要望が大きくなっている。 Therefore, especially for automobile parts, a large 0.2% proof stress of 900 MPa or more is ensured with hot forging without applying special treatments such as tempering and tempering for quenching and tempering. There is a growing demand for non-heat treated steel.
このため、例えば、特許文献１〜３に、鋼の化学組成や製造方法を制御して高い０．２％耐力を得るための非調質鋼材やその製造方法が開示されている。特許文献４には耐摩耗性に優れた非調質鋼、特許文献５には衝撃特性の異方性に優れる非調質鋼が開示されている。 For this reason, for example, Patent Documents 1 to 3 disclose a non-tempered steel material and a manufacturing method thereof for controlling the chemical composition and manufacturing method of steel to obtain a high 0.2% proof stress. Patent Document 4 discloses a non-heat treated steel excellent in wear resistance, and Patent Document 5 discloses a non-heat treated steel excellent in anisotropy of impact characteristics.
具体的には、特許文献１に、重量比にして、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．００５〜２．００％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｎ ：０．００２０〜０．０２００％、Ｖ ：０．２０〜０．７０％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％のうちの１種または２種、（ｂ）Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、（ｃ）Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％のうちの１種または２種、の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有し、残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼材を、Ａｃ3点以上の温度に加熱して熱間鍛造を施し、冷却させて変態が終了した後の金属組織の９０％以上がフェライト＋パーライト組織であるようにし、これにさらに２００〜７００℃の温度で時効処理を行う「疲労特性に優れる非調質鋼の製造方法」が開示されている。 Specifically, in Patent Document 1, as a weight ratio, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.005 to 2.00%, Mn: 0.40 to 2.00%, S: 0.01-0.10%, Al: 0.0005-0.05%, Ti: 0.003-0.05%, N: 0.0020-0.0200%, V: 0.20-0. 70% is contained, and if necessary, (a) Cr: 0.02 to 1.50%, Mo: one or two of 0.02 to 1.00%, (b) Nb: One selected from the group of 0.001 to 0.20%, (c) Pb: 0.05 to 0.30%, Ca: 0.0005 to 0.010%, or containing two or more elements, the balance a steel material having a composition consisting of Fe and impurity elements, subjected to hot forging is heated to a temperature of more than 3 points Ac, allowed to cool “A method for producing a non-tempered steel with excellent fatigue characteristics” in which 90% or more of the metal structure after completion of the state is a ferrite + pearlite structure and further subjected to aging treatment at a temperature of 200 to 700 ° C. It is disclosed.
特許文献２に、重量比にして、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：０．００５〜２．００％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｎ ：０．００２０〜０．０２００％、Ｖ ：０．２０〜０．７０％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％のうちの１種または２種、（ｂ）Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、（ｃ）Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％のうちの１種または２種、の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有し、残部はＦｅならびに不純物元素からなる組成の鋼を、Ａｃ3点以上の温度に加熱して、鍛造仕上げ温度が７５０〜９００℃の条件で亜熱間鍛造を施し、冷却させ変態が終了した後の金属組織の９０％以上がフェライト＋パーライト組織であるようにし、これにさらに２００〜７００℃の温度で時効処理を行う「降伏強度、靱性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法」が開示されている。 In Patent Document 2, in terms of weight ratio, C: 0.15-0.50%, Si: 0.005-2.00%, Mn: 0.40-2.00%, S: 0.01-0 .10%, Al: 0.0005 to 0.050%, Ti: 0.003 to 0.050%, N: 0.0020 to 0.0200%, V: 0.20 to 0.70% If necessary, (a) one or two of Cr: 0.02 to 1.50%, Mo: 0.02 to 1.00%, (b) Nb: 0.001 to 0 20%, (c) one or more elements selected from the group consisting of Pb: 0.05 to 0.30% and Ca: 0.0005 to 0.010% containing the balance being a steel having a composition consisting of Fe and impurity elements, is heated to a temperature of more than 3 points Ac, forging finishing temperature of 750 to 900 ° C. The sub-hot forging is performed, and after cooling and the transformation is completed, 90% or more of the metal structure is a ferrite + pearlite structure, and an aging treatment is further performed at a temperature of 200 to 700 ° C. Further, a method for producing a sub-hot forged non-heat treated steel material having excellent toughness and fatigue properties is disclosed.
特許文献３に、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１０〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｖ：０．１５〜０．４０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｃｒ：０．０５〜０．２％、（ｂ）Ｎ：０．００２〜０．０３％、（ｃ）Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種または２種、の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる素材鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後室温にまで冷却してミクロ組織をフェライト・パ−ライト組織とし、さらに加工度が２〜１０％の冷間加工を施す「非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法」が開示されている。 In Patent Document 3, in mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.4-1.5%, Mn: 0.5-2.0%, P: 0.10-0. 15%, S: 0.01 to 0.15%, V: 0.15 to 0.40%, Al: 0.001 to 0.1%, if necessary, (a) Cr: 0.05-0.2%, (b) N: 0.002-0.03%, (c) Ti: 0.05-0.30%, Nb: 0.01-0.10% A material steel containing one or more elements selected from the group consisting of one or two kinds, the balance being composed of Fe and inevitable impurities, is heated to 1000 ° C. or more and subjected to hot forging, “Method for manufacturing non-tempered steel hot-forged member” has been developed, which is cooled to room temperature to make the microstructure of ferrite and pearlite and cold work with a workability of 2 to 10%. It is.
特許文献４に、質量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．０％およびＳｉ：０．５〜２．５％を含有し、Ｆ＝［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／３．５で規定されるＦ値が１．０以上、あるいは、必要に応じてさらに、（ａ）Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下のうちの１種以上、（ｂ）Ｃｒ：１．５％以下、（ｃ）Ａｌ：０．０４％以下、（ｄ）Ｓ：０．１２％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｔｅ：０．１％以下、Ｂｉ：０．１％以下のうちの１種以上、の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有し、Ｆ′＝［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］／３．５＋３［Ｖ］＋２．５［Ｎｂ］＋２．５［Ｔｉ］で規定されるＦ′値が１．０以上で、かつ、任意の縦断面における、被検面積３００ｍｍ2当たりの平均粒径２０μｍ以上の酸化物系介在物が１０個以下である「耐摩耗性に優れた熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。 Patent Document 4 contains, in mass%, C: 0.3 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.0% and Si: 0.5 to 2.5%, F = [Si] F value specified by + [Mn] /3.5 is 1.0 or more, or, if necessary, (a) V: 0.4% or less, Nb: 0.15% or less, Ti: 0 One or more of 15% or less, (b) Cr: 1.5% or less, (c) Al: 0.04% or less, (d) S: 0.12% or less, Pb: 0.3% Hereinafter, one or two selected from the group consisting of Zr: 0.2% or less, Ca: 0.01% or less, Te: 0.1% or less, Bi: 0.1% or less Containing the above elements, F ′ value defined by F ′ = [Si] + [Mn] /3.5+3 [V] +2.5 [Nb] +2.5 [Ti] is 1.0 or more, And in any longitudinal section Oxide inclusions above average particle size 20μm of per area 300 mm 2 is 10 or less "wear resistance excellent hot forging microalloyed steels" is disclosed.
特許文献５に、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．８０％、Ｍｎ：０．２０〜３．５０％、Ｓ：０．０３〜０．２０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｏ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｂ：０．０１５％以下のうちの１種または２種以上、（ｂ）Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上、（ｃ）Ｂｉ：０．３０％以下、Ｐｂ：０．３０％以下のうちの１種または２種、の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有し、さらに硫化物形態を制御する化学成分として、Ｍｎよりも硫化物を形成しやすい元素、および、Ｍｎと化合物を形成する元素を含有し、残部がFｅおよび不可避不純物からなり、鋼の圧延又は鍛造方向に垂直な衝撃値と圧延又は鍛造方向に平行な衝撃値とが硫化物系介在物の延伸率（アスペクト比）と特定の関係式を満たす「圧延又は鍛造方向に垂直な方向の衝撃特性に優れる非調質鋼」が開示されている。 In Patent Document 5, in mass%, C: 0.01-0.70%, Si: 0.05-1.80%, Mn: 0.20-3.50%, S: 0.03-0. 20%, Al: 0.003-0.10%, N: 0.003-0.025%, if necessary, (a) O: 0.01% or less, Cr: 1.50 %, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.50% or less, B: 0.015% or less, (b) V: 0.50% or less, Nb: 0 10% or less, Ti: 0.5% or less of 1 type or 2 types, (c) Bi: 0.30% or less, Pb: 1 type or 2 types of 0.30% or less, An element that contains one or more elements selected from the group, and more easily forms a sulfide than Mn as a chemical component that controls the sulfide form; and M And the balance is Fe and inevitable impurities, and the impact value perpendicular to the rolling or forging direction of steel and the impact value parallel to the rolling or forging direction are the stretch ratio of sulfide inclusions. “Non-tempered steel excellent in impact properties in a direction perpendicular to the rolling or forging direction” satisfying a specific relational expression with (aspect ratio) is disclosed.
前記の特許文献１で開示された非調質鋼材の０．２％耐力（降伏強度）は高々８３４ＭＰａ（８５．０ｋｇｆ／ｍｍ2）という低いものでしかない。 The 0.2% yield strength (yield strength) of the non-heat treated steel disclosed in Patent Document 1 is only as low as 834 MPa (85.0 kgf / mm 2 ) at most.
同様に、特許文献２で開示された非調質鋼材の０．２％耐力（降伏強度）も高々８２９ＭＰａ（８４．５ｋｇｆ／ｍｍ2）という低いものでしかない。 Similarly, the 0.2% yield strength (yield strength) of the non-heat treated steel disclosed in Patent Document 2 is only as low as 829 MPa (84.5 kgf / mm 2 ).
一方、特許文献３で開示された非調質鋼材の場合、９００ＭＰａを超える９５５．８ＭＰａという大きな０．２％耐力を達成しているものもあるが、これは前記特許文献３の段落〔００４３〕に記載されているように、初期降伏応力（０．２％耐力）は冷間加工時の塑性変形量の増加とともに上昇するため、加工度が５％の冷間加工を施していることによるものである。しかしながら、冷間加工を施すと、部品の製造工程が複雑になり、製造コストが過大になってしまう。 On the other hand, in the case of the non-tempered steel material disclosed in Patent Document 3, there is one that has achieved a large 0.2% proof stress of 955.8 MPa exceeding 900 MPa, which is the paragraph [0043] of Patent Document 3 described above. As described in, the initial yield stress (0.2% proof stress) increases with an increase in the amount of plastic deformation at the time of cold working, which is due to cold working with a working degree of 5%. It is. However, when cold working is performed, the parts manufacturing process becomes complicated and the manufacturing cost becomes excessive.
特許文献４で開示された技術の主眼点の１つは、その段落〔００１１〕に記載されているように、ＳｉやＭｎのフェライトへの固溶によりフェライトを強化させるために添加元素を適正化することである。すなわち、従来から行われているＶ等の炭窒化物による析出強化ではなく、ＳｉやＭｎによるフェライトの固溶強化による非調質鋼の強化を目指すものである。したがって、ＶやＮｂはいわゆる「任意添加元素」との位置づけであるので、例えば、前記特許文献４の実施例で具体的に開示されている鋼におけるＶ含有量は、高々０．１９５％と低いものである。このため、前記実施例において得られている硬さも２９２ＨＶ（ビッカース硬さで２９２）程度の値である。 One of the main points of the technology disclosed in Patent Document 4 is that, as described in the paragraph [0011], the additive element is optimized in order to strengthen the ferrite by solid solution of Si or Mn in ferrite. It is to be. That is, it aims at strengthening of non-tempered steel by solid solution strengthening of ferrite with Si or Mn instead of conventional precipitation strengthening with carbonitride such as V. Therefore, since V and Nb are positioned as so-called “arbitrary additive elements”, for example, the V content in the steel specifically disclosed in the examples of Patent Document 4 is as low as 0.195% at most. Is. For this reason, the hardness obtained in the said Example is also a value about 292HV (Vickers hardness 292).
ＳＡＥ Ｊ ４１７（１９８３）の硬さ換算表における「鋼のビッカース硬さに対する近似的換算値」によれば、上記の２９２というビッカース硬さは、ほぼ９２３ＭＰａの引張強さに相当する。そして、非調質鋼の場合には、その降伏比（「０．２％耐力／引張強さ」）は低く、０．９７５を超えるような大きな値は決して得られるものではない。このため、特許文献４で開示された非調質鋼材では、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力を達成することはできない。 According to the “approximate conversion value for Vickers hardness of steel” in the hardness conversion table of SAE J 417 (1983), the above-mentioned Vickers hardness of 292 corresponds to a tensile strength of approximately 923 MPa. In the case of non-tempered steel, its yield ratio (“0.2% yield strength / tensile strength”) is low, and a large value exceeding 0.975 is never obtained. For this reason, the non-heat treated steel material disclosed in Patent Document 4 cannot achieve a large 0.2% proof stress of 900 MPa or more.
特許文献５で開示された非調質鋼材は、硫化物に起因する靱性の異方性の改善のみに着目したものであり、９００ＭＰａ以上という自動車部品で要求されるような高い０．２％耐力を得ようとするものではない。そのため、前記特許文献４の場合と同様に、ＶやＮｂはいわゆる「任意添加元素」との位置づけで、例えば、前記特許文献５の実施例で具体的に開示されている鋼におけるＶ含有量は、高々０．２５％と低いものである。また、その非調質鋼材の組織はベイナイト組織であってもよいものであるが、ベイナイト組織の降伏比は、フェライト・パーライト組織に比べて低い。したがって、特許文献５で開示された非調質鋼材では、高い０．２％耐力を確保することが困難である。 The non-heat treated steel material disclosed in Patent Document 5 focuses only on the improvement of toughness anisotropy caused by sulfides, and has a high 0.2% proof stress as required for automobile parts of 900 MPa or more. Not trying to get. Therefore, as in the case of Patent Document 4, V and Nb are positioned as so-called “arbitrary additive elements”. For example, the V content in the steel specifically disclosed in the Example of Patent Document 5 is It is as low as 0.25% at most. Further, the structure of the non-tempered steel material may be a bainite structure, but the yield ratio of the bainite structure is lower than that of the ferrite-pearlite structure. Therefore, in the non-heat treated steel material disclosed in Patent Document 5, it is difficult to secure a high 0.2% proof stress.
そこで、本発明の目的は、「焼入れ−焼戻し」の調質処理や冷間加工などの特別な処理を施すことなく、熱間鍛造のままで、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力を確保できる非調質鋼材を提供することである。 Therefore, an object of the present invention is to secure a large 0.2% proof stress of 900 MPa or more as it is with hot forging without performing special treatment such as tempering treatment of “quenching-tempering” or cold working. It is to provide non-tempered steel.
本発明者らは前記した課題を解決するために種々の検討を行った。その結果、０．２％耐力を高めるためには、次に示す〈１〉〜〈６〉によることが有効であるとの知見を得た。 The present inventors have made various studies in order to solve the above-described problems. As a result, it was found that the following <1> to <6> are effective in increasing the 0.2% proof stress.
〈１〉組織中のフェライト＋パーライトの占める比率が８０％以上であると、ベイナイト組織が生成した場合に生じる降伏比の低下がほとんど起こらず、高い０．２％耐力を得ることができる。 <1> When the ratio of ferrite + pearlite in the structure is 80% or more, the yield ratio when the bainite structure is generated hardly decreases, and a high 0.2% proof stress can be obtained.
〈２〉０．２％耐力を高めるためには、フェライト中に炭化物を大量に析出させればよい。 <2> In order to increase the 0.2% proof stress, a large amount of carbide may be precipitated in the ferrite.
〈３〉炭化物を析出させるためには、いわゆる「炭化物形成元素」が窒化物として消費されることを抑止する必要があり、このためには、製鋼過程で混入するＮ（窒素）の含有量を少なくする必要がある。 <3> In order to precipitate carbide, it is necessary to prevent so-called “carbide-forming elements” from being consumed as nitrides. For this purpose, the content of N (nitrogen) mixed in the steelmaking process is reduced. There is a need to reduce it.
〈４〉ただし、製鋼過程で混入するＮの含有量を０にすることはできない。このため、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒという、Ｎとの親和力の大きい元素を含有させることによってＮを窒化物として固定すれば、これによって、炭化物形成元素を炭化物として析出させることが可能となる。そして、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒによってＮを窒化物として固定するためには、式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として、下記の（１）式で表されるｆｎ１の値が０を超えるように制御する必要がある。
ｆｎ１＝（０．２９３Ｔｉ＋０．１５１Ｎｂ＋０．１５４Ｚｒ）−Ｎ・・・（１）。
<4> However, the N content mixed in the steelmaking process cannot be reduced to zero. For this reason, if N is fixed as a nitride by containing elements having high affinity with N, such as Ti, Nb, and Zr, this makes it possible to precipitate a carbide-forming element as a carbide. Then, in order to fix N as a nitride by Ti, Nb and Zr, the value of fn1 represented by the following formula (1) is expressed by using the element symbol in the formula as the content in mass% of the element. It is necessary to control to exceed zero.
fn1 = (0.293Ti + 0.151Nb + 0.154Zr) −N (1).
〈５〉Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、Ｏ（酸素）と結合して硬質な酸化物を形成するため被削性の低下をきたす。このため、良好な被削性確保のためには、鋼中のＯ含有量を低くして、硬質な酸化物の形成を抑える必要がある。 <5> Ti, Nb, and Zr combine with O (oxygen) to form a hard oxide, resulting in a decrease in machinability. For this reason, in order to ensure good machinability, it is necessary to reduce the O content in the steel to suppress the formation of hard oxides.
〈６〉窒化物を形成した残りのＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、フェライト中で炭化物を形成して０．２％耐力を高める作用を有するが、その析出強化の程度はＶ炭化物に比べると小さい。したがって、大きな０．２％耐力を確保するためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの炭化物を過剰に形成させずに、Ｖ炭化物を有効活用するのがよい。そして、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの炭化物を過剰に形成させないためには、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が０．１２以下となるように制御する必要がある。 <6> The remaining Ti, Nb, and Zr that form nitrides have the effect of forming carbides in ferrite to increase 0.2% proof stress, but the degree of precipitation strengthening is smaller than that of V carbides. Therefore, in order to ensure a large 0.2% proof stress, it is preferable to effectively use V carbides without forming excessive carbides of Ti, Nb and Zr. In order not to excessively form Ti, Nb and Zr carbides, it is necessary to control so that the value of fn1 represented by the above formula (1) is 0.12 or less.
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す非調質鋼材にある。 This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the non-heat-treated steel materials shown to following (1) and (2).
（１）質量％で、Ｃ：０．３％を超えて０．５５％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００５〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．４％、Ｖ：０．３５〜１．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８％未満およびＯ：０．００３５％以下を含むとともに、Ｔｉ：０．０５％を超えて０．４％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．４％およびＺｒ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるｆｎ１の値が０を超えて０．１２以下の条件を満足する化学組成で、かつ、組織中のフェライト＋パーライトの占める比率が８０％以上であることを特徴とする非調質鋼材（但し、質量％で、Ｃ：０．５５％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．２３％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．０１５％、Ｃｒ：０．１５％、Ｖ：０．３９％、Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００５３％、Ｏ：０．００１１％およびＮｂ：０．０５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成の非調質鋼材を除く）。
ｆｎ１＝（０．２９３Ｔｉ＋０．１５１Ｎｂ＋０．１５４Ｚｒ）−Ｎ・・・（１）。
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
(1) By mass%, C: more than 0.3% and 0.55% or less, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.6 to 2.0%, P: 0.15% Hereinafter, S: 0.005 to 0.20%, Cr: 0.02 to 0.4%, V: 0.35 to 1.0%, Al: 0.05% or less, N: less than 0.008% And O: 0.0035% or less, Ti: more than 0.05% and 0.4% or less, Nb: 0.02 to 0.4% and Zr: 0.02 to 0.4% And the balance is composed of Fe and impurities, the chemical composition satisfying the condition that the value of fn1 represented by the following formula (1) exceeds 0 and is 0.12 or less, and , non-heat treated steel and wherein the ratio occupied by the ferrite + pearlite in the tissue is 80% or more (however, in mass%, C: 0.55%, Si : 0. 5%, Mn: 1.23%, P: 0.012%, S: 0.015%, Cr: 0.15%, V: 0.39%, Al: 0.029%, N: 0.0053 %, O: 0.0011% and Nb: 0.050%, and the balance is excluding non-tempered steel having a chemical composition consisting of Fe and impurities) .
fn1 = (0.293Ti + 0.151Nb + 0.154Zr) −N (1).
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
（２）質量％で、Ｃ：０．３％を超えて０．５５％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．００５〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．４％、Ｖ：０．３５〜１．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８％未満およびＯ：０．００３５％以下を含むとともに、Ｔｉ：０．０５％を超えて０．４％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．４％およびＺｒ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに、Ｃａ：０．０５％以下、Ｐｂ：０．４％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔｅ：０．１％以下およびＳｅ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるｆｎ１の値が０を超えて０．１２以下の条件を満足する化学組成で、かつ、組織中のフェライト＋パーライトの占める比率が８０％以上であることを特徴とする非調質鋼材。
ｆｎ１＝（０．２９３Ｔｉ＋０．１５１Ｎｂ＋０．１５４Ｚｒ）−Ｎ・・・（１）。
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
(2) in mass%, C: 0.55% to more than 0.3% or less, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.6~2.0%, P: 0.15 %: S: 0.005-0.20%, Cr: 0.02-0.4%, V: 0.35-1.0%, Al: 0.05% or less, N: 0.008% And O: 0.0035% or less, Ti: more than 0.05% and 0.4% or less, Nb: 0.02-0.4% and Zr: 0.02-0.4% 1 or 2 or more of them, Ca: 0.05% or less, Pb: 0.4% or less, Bi: 0.3% or less, Te: 0.1% or less and Se: 0. It contains one or two or more of the 5%, the balance being Fe and impurities, to satisfy 0.12 following conditions exceed the value of fn1 is 0 represented by the following formula (1) In chemical composition, and non-heat treated steels percentage of ferrite + pearlite in the tissue you characterized der Rukoto 80% or more.
fn1 = (0.293Ti + 0.151Nb + 0.154Zr) −N (1).
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
以下、上記 （１）および（２）の非調質鋼材に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。 Hereinafter, the inventions relating to the non-heat treated steel materials (1) and (2) are referred to as “present invention (1)” and “present invention (2)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.
本発明の非調質鋼材は、「焼入れ−焼戻し」の調質処理や冷間加工などの特別な処理を施すことなく、熱間鍛造のままで、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力を確保できるので、高強度化が要求されている近年の自動車エンジンなどのコンロッドや自動車の足回り部品であるナックルなどの素材として好適であり、製造コスト削減に大きく寄与する。 The non-tempered steel material of the present invention ensures a large 0.2% proof stress of 900 MPa or more in hot forging without performing special treatment such as tempering and quenching of “quenching-tempering”. Therefore, it is suitable as a material for connecting rods such as automobile engines and knuckle that are undercarriage parts of automobiles that are required to have high strength in recent years, and greatly contributes to reduction of manufacturing costs.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of the chemical component means “mass%”.
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．３％を超えて０．５５％以下
Ｃは、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒとともに炭化物を形成してフェライト中に析出し、析出強化によって鋼材強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｃは０．３％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が０．５５％を超えると、その含有量の割りには降伏比が高くならず、しかも、フェライトに対するパーライトの比率が大きくなりすぎて被削性の低下を招く。したがって、Ｃの含有量を、０．３％を超えて０．５５％以下とした。Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．３２〜０．５０％である。
(A) Chemical composition C: more than 0.3% and 0.55% or less C forms carbides with V, Ti, Nb and Zr and precipitates in ferrite, and has the effect of increasing steel strength by precipitation strengthening. Have. In order to acquire this effect, it is necessary to contain C exceeding 0.3%. However, if the content of C exceeds 0.55%, the yield ratio does not become high for the content, and the ratio of pearlite to ferrite becomes too large, leading to a decrease in machinability. Therefore, the content of C is set to more than 0.3% and not more than 0.55%. A preferable range of the C content is 0.32 to 0.50%.
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸に有効であるとともに、固溶強化によって鋼材強度を高める作用を有するので、これらの効果を得るために、０．０１％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が多くなって１．０％を超えると、固溶強化作用が飽和するし、熱間延性の低下による製造性の悪化を招く。したがって、Ｓｉの含有量を、０．０１〜１．０％とした。Ｓｉ含有量の好ましい範囲は、０．１％以上０．５％未満である。
Si: 0.01 to 1.0%
Si is effective for deoxidation and has an effect of increasing the strength of the steel material by solid solution strengthening. Therefore, in order to obtain these effects, Si is contained in an amount of 0.01% or more. However, when the Si content increases and exceeds 1.0%, the solid solution strengthening action is saturated, and the productivity is deteriorated due to a decrease in hot ductility. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 1.0%. A preferable range of the Si content is 0.1% or more and less than 0.5%.
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、脱酸作用を有するとともに、焼入れ性を高めて鋼材強度を向上させる作用を有する。また、ＭｎにはＳと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上する作用もある。これらの効果を得るためには、Ｍｎの含有量は０．６％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、熱間加工性が低下し、また、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織を生じやすくなるので降伏比が低下して所望の高い０．２％耐力が得られなくなる。したがって、Ｍｎの含有量を、０．６〜２．０％とした。Ｍｎ含有量の好ましい範囲は、０．９〜１．４％である。
Mn: 0.6 to 2.0%
Mn has a deoxidizing action and an action of improving hardenability and improving steel strength. Further, Mn combines with S to form MnS and has an effect of improving machinability. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be 0.6% or more. However, if the Mn content exceeds 2.0%, the hot workability decreases, and the hardenability becomes too high and a bainite structure is likely to be formed. 2% yield strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.6 to 2.0%. A preferable range of the Mn content is 0.9 to 1.4%.
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であり、靱性や熱間加工性を低下させ、特に、その含有量が０．１５％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を、０．１５％以下とした。極めて良好な靱性が要求される場合には、Ｐの含有量は低いほど望ましい。
P: 0.15% or less P is an element contained as an impurity and reduces toughness and hot workability. In particular, when the content exceeds 0.15%, the hot workability is reduced. It becomes remarkable. Therefore, the content of P is set to 0.15% or less. If very good toughness is required, the lower the P content, the better.
なお、Ｐは、固溶強化元素として鋼材強度を高める作用を有し、また、フェライトを脆化するので被削性としての表面粗さや切屑処理性を高める作用がある。上記のような効果を得たい場合には、Ｐの含有量は、０．０３〜０．１５％とすることが望ましい。 In addition, P has the effect | action which raises steel material intensity | strength as a solid solution strengthening element, and since it embrittles ferrite, it has the effect | action which improves the surface roughness as a machinability, and chip disposal property. When it is desired to obtain the effects as described above, the P content is preferably 0.03 to 0.15%.
Ｓ：０．００５〜０．２０％
Ｓは、ＭｎとともにＭｎＳを形成し、被削性を改善する作用がある。この効果を得るためには、Ｓの含有量は、０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多すぎてもその効果が飽和するばかりか、熱間加工性を低下させ、特に、０．２０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を、０．００５〜０．２０％とした。Ｓ含有量の好ましい範囲は、０．０３〜０．１３％である。
S: 0.005-0.20%
S forms MnS together with Mn and has an effect of improving machinability. In order to obtain this effect, the S content needs to be 0.005% or more. However, if the content of S is too large, not only the effect is saturated, but also the hot workability is lowered. In particular, when it exceeds 0.20%, the hot workability is significantly lowered. Therefore, the content of S is set to 0.005 to 0.20%. A preferable range of the S content is 0.03 to 0.13%.
Ｃｒ：０．０２〜０．４％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させて、鋼材強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量は０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．４％を超えると、合金コストが嵩むばかりではなく、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織を生じやすくなるので降伏比が低下して所望の高い０．２％耐力が得られなくなる。したがって、Ｃｒの含有量を、０．０２〜０．４％とした。Ｃｒ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜０．２％である。
Cr: 0.02-0.4%
Cr has the effect | action which improves the hardenability of steel and raises steel material intensity | strength. In order to obtain this effect, the Cr content needs to be 0.02% or more. However, if the Cr content exceeds 0.4%, not only the alloy cost increases, but also the hardenability becomes too high and a bainite structure is likely to be formed, so the yield ratio decreases and the desired high 0.2% The yield strength cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 0.02 to 0.4%. A preferable range of the Cr content is 0.05 to 0.2%.
Ｖ：０．３５〜１．０％
Ｖは、本発明において最も重要な元素であって、Ｖ炭化物を形成して０．２％耐力を高める作用を有する。すなわち、Ｖには、フェライト・パーライト組織におけるフェライト中に炭化物として析出して鋼の強度を高める作用があり、これにより高い０．２％耐力が得られるのである。この効果を得るためには、Ｖの含有量は０．３５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｖの含有量を、０．３５〜１．０％とした。Ｖ含有量の好ましい範囲は、０．４〜０．９％である。
V: 0.35-1.0%
V is the most important element in the present invention, and has the effect of forming V carbide to increase the 0.2% proof stress. That is, V has the effect of increasing the strength of the steel by precipitating as a carbide in the ferrite in the ferrite-pearlite structure, thereby obtaining a high 0.2% proof stress. In order to obtain this effect, the V content needs to be 0.35% or more. However, if the content of V exceeds 1.0%, not only the effect is saturated, but also hot workability is reduced. Therefore, the content of V is set to 0.35 to 1.0%. A preferable range of the V content is 0.4 to 0.9%.
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。しかしながら、０．０５％を超えてＡｌを含有させても前記の効果が飽和するばかりか、コストが嵩むし、硬質酸化物が原因で被削性も低下する。したがって、Ａｌの含有量を、０．０５％以下とした。Ａｌ含有量の好ましい範囲は、０．００８〜０．０５％である。
Al: 0.05% or less Al is an element having a deoxidizing action. However, even if Al is contained in excess of 0.05%, not only the above effects are saturated, but also the cost increases, and the machinability also decreases due to the hard oxide. Therefore, the Al content is set to 0.05% or less. A preferable range of the Al content is 0.008 to 0.05%.
Ｎ：０．００８％未満
Ｎは、炭化物析出による強化作用を阻害するため、本発明においては望ましくない元素である。そのために、Ｎの含有量は０．００８％未満にする。なお、Ｎの含有量は低いほど望ましい。
N: Less than 0.008% N is an undesirable element in the present invention because it inhibits the strengthening action due to carbide precipitation. Therefore, the N content is less than 0.008%. The lower the N content, the better.
Ｏ：０．００３５％以下
Ｏは、不純物として含有される元素であり、Ａｌを含有する本発明の場合には硬質なＡｌ酸化物を形成して被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．００３５％を超えると、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００３５％以下とした。なお、Ｏの含有量は、低ければ低いほどよい。
O: 0.0035% or less O is an element contained as an impurity, and in the case of the present invention containing Al, a hard Al oxide is formed and machinability is lowered. When the amount exceeds 0.0035%, the machinability is significantly lowered. Therefore, the content of O is set to 0.0035% or less. The lower the O content, the better.
Ｔｉ：０．０５％を超えて０．４％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．４％およびＺｒ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、Ｎを固定するための重要な元素である。そして、Ｔｉの場合は０．０５％を超えて、Ｎｂの場合は０．０２％以上、Ｚｒの場合は０．０２％以上の量を単独あるいは複合して、しかも、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値で０を超えるように含有することによって、窒化物を形成して窒素を固定するとともに、Ｔｉの場合はＴｉ炭化物、Ｎｂの場合はＮｂ炭化物、Ｚｒの場合はＺｒ炭化物としてフェライト中に析出し、析出強化に寄与するため、０．２％耐力を向上させることができる。
Ti: more than 0.05% to 0.4% or less, Nb: 0.02 to 0.4% and Zr: one or more of 0.02 to 0.4% Ti, Nb and Zr Is an important element for fixing N. In the case of Ti, it exceeds 0.05%, in the case of Nb it is 0.02% or more, and in the case of Zr, it is 0.02% or more alone or in combination, and the above formula (1) In the case where the value of fn1 represented by the formula is included so as to exceed 0, a nitride is formed to fix nitrogen, and Ti carbide in the case of Ti, Nb carbide in the case of Nb, and Zr carbide in the case of Zr. As it precipitates in ferrite and contributes to precipitation strengthening, the 0.2% proof stress can be improved.
しかしながら、上記のＴｉ炭化物、Ｎｂ炭化物およびＺｒ炭化物の析出強化の程度は、前述のＶ炭化物に比べると小さく、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒのいずれの元素についても、その含有量が０．４％を超えると、これら元素の炭化物の析出量が過剰になって、Ｖ炭化物の形成が阻害されてしまうので、析出強化作用の大きいＶ炭化物を有効に利用できなくなってしまう。 However, the degree of precipitation strengthening of the Ti carbide, Nb carbide and Zr carbide is smaller than that of the V carbide described above, and the content of any element of Ti, Nb and Zr exceeds 0.4%. Then, the precipitation amount of carbides of these elements becomes excessive and the formation of V carbides is hindered, so that V carbides having a large precipitation strengthening effect cannot be used effectively.
したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの含有量は、それぞれ、０．０５％を超えて０．４％以下、０．０２〜０．４％および０．０２〜０．４％とした。 Therefore, the contents of Ti, Nb, and Zr are set to more than 0.05% and 0.4% or less, 0.02 to 0.4%, and 0.02 to 0.4%, respectively.
なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、単独または２種以上の複合で含有させればよいが、Ｎを固定するだけではなく、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの炭化物を過剰に形成させないためには、次に述べるように、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が０を超えて０．１２以下となるようにする必要がある。 Ti, Nb and Zr may be contained alone or in combination of two or more, but not only to fix N, but also to prevent excessive formation of carbides of Ti, Nb and Zr, As described, it is necessary that the value of fn1 represented by the above formula (1) exceeds 0 and becomes 0.12 or less.
ｆｎ１の値：０を超えて０．１２以下
前記の（１）式で表されるｆｎ１は、ＴｉＮ、ＮｂＮおよびＺｒＮとして消費されるＮ量の和からＮの全含有量を引いたものである。
fn1 value: greater than 0 and 0.12 or less fn1 represented by the above formula (1) is obtained by subtracting the total content of N from the sum of N amounts consumed as TiN, NbN, and ZrN. .
このｆｎ１の値が０を超える場合は、Ｎが、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒによって固定されているとともに、ＴｉおよびＮｂおよびＺｒのうちの一部が炭化物を形成して、これらの炭化物による析出強化作用が得られることを意味する。すなわち、ｆｎ１の値が０を超える場合には、Ｖ炭化物だけではなく、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの炭化物、またはこれらの複合炭化物によって析出強化が達成されるので、大きな０．２％耐力を確保することができる。一方、ｆｎ１の値が大きくなって、特に、０．１２を超えると、前記Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの炭化物の総量が多くなりすぎるので、最も析出強化に有効なＶ炭化物の析出量を十分に確保することができなくなる。したがって、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値を０を超えて０．１２以下とした。 When the value of fn1 exceeds 0, N is fixed by Ti, Nb and Zr, and part of Ti, Nb and Zr forms carbides, and precipitation strengthening action by these carbides. Is obtained. That is, when the value of fn1 exceeds 0, precipitation strengthening is achieved not only by V carbides but also by carbides of Ti, Nb and Zr, or composite carbides thereof, so that a large 0.2% proof stress is ensured. be able to. On the other hand, when the value of fn1 becomes large, especially when it exceeds 0.12, the total amount of carbides of Ti, Nb and Zr becomes too large, so that the precipitation amount of V carbide most effective for precipitation strengthening is sufficiently secured. Can not do. Therefore, the value of fn1 represented by the above formula (1) is set to be more than 0 and 0.12 or less.
上記の理由から、本発明（１）に係る非調質鋼材の化学組成は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを上述した範囲で含有するとともに、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒのうちの１種または２種以上を上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が上述の規定を満たすこととした。 For the above reasons, the chemical composition of the non-tempered steel material according to the present invention (1) contains C, Si, Mn, P, S, Cr, V, Al, N, O in the above-described range, and Ti. , Nb and Zr are contained in the above-mentioned range, the balance is made of Fe and impurities, and the value of fn1 represented by the above formula (1) satisfies the above-mentioned definition. .
なお、本発明（１）に係る非調質鋼材の化学組成は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、Ｃａ：０．０５％以下、Ｐｂ：０．４％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔｅ：０．１％以下およびＳｅ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を選択的に含有させることができる。 In addition, the chemical composition of the non-tempered steel material according to the present invention (1) is replaced with a part of Fe, and further, if necessary, Ca: 0.05% or less, Pb: 0.4% or less, Bi : 0.3% or less, Te: 0.1% or less, and Se: 0.5% or less can be selectively contained.
すなわち、被削性を高めるために、前記のＣａ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＴｅおよびＳｅのうちの１種または２種以上を任意元素として添加し、含有させてもよい。 That is, in order to improve machinability, one or more of the aforementioned Ca, Pb, Bi, Te and Se may be added and contained as optional elements.
以下、上記の任意元素に関して説明する。 Hereinafter, the above optional elements will be described.
Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、被削性を高めるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、その含有量が０．０５％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＣａの含有量は、０．０５％以下とした。なお、添加する場合のＣａの含有量は、０．０００５〜０．０５％とすることが好ましく、０．０００５〜０．０１％であればより好ましい。
Ca: 0.05% or less Ca is an element effective for improving machinability. In order to reliably obtain this effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more. However, when the content exceeds 0.05%, the hot workability is deteriorated. Therefore, when Ca is added, the content of Ca is set to 0.05% or less. When Ca is added, the content of Ca is preferably 0.0005 to 0.05%, and more preferably 0.0005 to 0.01%.
Ｐｂ：０．４％以下
Ｐｂは、被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｐｂは０．０２％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、その含有量が０．４％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＰｂの含有量は、０．４％以下とした。なお、添加する場合のＰｂの含有量は、０．０２〜０．４％とすることが好ましく、０．０９〜０．３５％であればより好ましい。
Pb: 0.4% or less Pb has an effect of improving machinability. In order to reliably obtain this effect, the Pb content is preferably 0.02% or more. However, when the content exceeds 0.4%, the hot workability is reduced. Therefore, the content of Pb when added is set to 0.4% or less. In addition, it is preferable to make content of Pb in the case of adding 0.02-0.4%, and it is more preferable if it is 0.09-0.35%.
Ｂｉ：０．３％以下
Ｂｉは、被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｂｉは０．０３％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、その含有量が０．３％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＢｉの含有量は、０．３％以下とした。なお、添加する場合のＢｉの含有量は、０．０３〜０．３％とすることが好ましく、０．０５〜０．２５％であればより好ましい。
Bi: 0.3% or less Bi has an effect of improving machinability. In order to reliably obtain this effect, it is preferable that Bi is contained in an amount of 0.03% or more. However, when the content exceeds 0.3%, the hot workability is deteriorated. Therefore, the Bi content when added is set to 0.3% or less. In addition, when Bi is added, the content of Bi is preferably 0.03 to 0.3%, and more preferably 0.05 to 0.25%.
Ｔｅ：０．１％以下
Ｔｅは、被削性を高めるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｔｅの含有量は、０．００２％以上とすることが好ましい。しかしながら、その含有量が０．１％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＴｅの含有量は、０．１％以下とした。なお、添加する場合のＴｅの含有量は、０．００２〜０．１％とすることが好ましく、０．００５〜０．０６％であればより好ましい。
Te: 0.1% or less Te is an element effective for improving machinability. In order to reliably obtain this effect, the Te content is preferably 0.002% or more. However, when the content exceeds 0.1%, hot workability is deteriorated. Therefore, when Te is added, the content of Te is set to 0.1% or less. In addition, when Te is added, the content of Te is preferably 0.002 to 0.1%, and more preferably 0.005 to 0.06%.
Ｓｅ：０．５％以下
Ｓｅは、被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｓｅは０．０００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、その含有量が０．５％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＳｅの含有量は、０．５％以下とした。なお、添加する場合のＳｅの含有量は、０．０００５〜０．５％とすることが好ましく、０．０００５〜０．１％であればより好ましい。
Se: 0.5% or less Se has an effect of improving machinability. In order to ensure this effect, Se is preferably contained in a content of 0.0005% or more. However, when the content exceeds 0.5%, the hot workability is lowered. Therefore, the content of Se when added is set to 0.5% or less. In addition, when adding, it is preferable that content of Se shall be 0.0005 to 0.5%, and if it is 0.0005 to 0.1%, it is more preferable.
なお、上記のＣａ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＴｅおよびＳｅは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。 In addition, said Ca, Pb, Bi, Te, and Se can contain only any 1 type in them, or 2 or more types of composites.
上記の理由から、本発明（２）に係る非調質鋼材の化学組成は、本発明（１）に係る非調質鋼材のＦｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０５％以下、Ｐｂ：０．４％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔｅ：０．１％以下およびＳｅ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有することとした。 For the above reasons, the chemical composition of the non-tempered steel material according to the present invention (2) is, in mass%, Ca: 0.05 instead of a part of Fe of the non-tempered steel material according to the present invention (1). %, Pb: 0.4% or less, Bi: 0.3% or less, Te: 0.1% or less, and Se: 0.5% or less.
なお、本発明に係る非調質鋼材においては、以上に述べた元素以外は、本質的に不純物であって、意図的に添加することはない。 In the non-tempered steel material according to the present invention, elements other than those described above are essentially impurities and are not intentionally added.
ここで、不純物除去のための製鋼工程でのいたずらなコストアップを避け、また、過剰な含有による熱間割れを防止するなどの観点から、不純物中のＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量は、それぞれ、０．３％以下、０．２５％以下および０．３％以下の範囲で許容できる。 Here, from the viewpoint of avoiding mischievous cost increase in the steelmaking process for removing impurities and preventing hot cracking due to excessive inclusion, the contents of Cu, Ni and Mo in the impurities are respectively , 0.3% or less, 0.25% or less, and 0.3% or less.
（Ｂ）組織
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有していても、組織中のベイナイトの割合が多くなって、フェライト＋パーライトの占める比率が８０％を下回ると、降伏比が低下するため、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力が得られなくなる。
(B) Structure Even if it has the chemical composition described in the above section (A), the yield ratio decreases when the proportion of bainite in the structure increases and the ratio of ferrite + pearlite falls below 80%. Therefore, a large 0.2% proof stress of 900 MPa or more cannot be obtained.
したがって、本発明においては、組織中のフェライト＋パーライトの占める比率が８０％以上であることとした。 Therefore, in the present invention, the ratio of ferrite + pearlite in the structure is 80% or more.
なお、本発明に係る非調質鋼材は、例えば、次に示す〔１〕〜〔３〕の工程を順に経ることにより、製造することができる。 In addition, the non-tempered steel material which concerns on this invention can be manufactured by passing through the process of [1]-[3] shown next in order, for example.
〔１〕前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を、高炉−転炉プロセスや電気炉溶解プロセスによって溶製した後、連続鋳造法やインゴット鋳造法によって鋳片や鋼塊を製造する。 [1] After the steel having the chemical composition described in the item (A) is melted by a blast furnace-converter process or an electric furnace melting process, a slab or a steel ingot is manufactured by a continuous casting method or an ingot casting method. .
〔２〕前記の鋳片や鋼塊を、例えば１８０ｍｍ角の鋼片に成形して中間素材とし、その後さらに、直径が２０〜２００ｍｍ程度の丸棒に熱間圧延して鍛造用素材を作製する。 [2] The above slab or steel ingot is formed into, for example, a 180 mm square steel slab as an intermediate material, and then hot rolled into a round bar having a diameter of about 20 to 200 mm to produce a forging material. .
〔３〕上記のようにして得た鍛造用素材を、１２００〜１２５０℃に加熱して、１２００〜９００℃で所望の部品形状に熱間鍛造した後、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの炭化物の析出温度域である８００〜５００℃を、０．１〜３℃／秒の冷却速度で冷却し、５００℃を下回る温度域を、大気中放冷やミスト冷却など適宜の冷却手段によって室温まで冷却することにより、非調質鋼材の組織を、組織中のフェライト＋パーライトの占める比率が８０％以上であるものとすることができる。 [3] After heating the forging material obtained as described above to 1200 to 1250 ° C. and hot forging into a desired part shape at 1200 to 900 ° C., the carbides of V, Ti, Nb and Zr The precipitation temperature range of 800 to 500 ° C. is cooled at a cooling rate of 0.1 to 3 ° C./second, and the temperature range lower than 500 ° C. is cooled to room temperature by appropriate cooling means such as air cooling or mist cooling. As a result, the ratio of ferrite + pearlite in the structure of the non-heat treated steel material can be 80% or more.
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
表１に示す化学組成を有する鋼１〜２８を真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。 Steels 1 to 28 having chemical compositions shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace to produce an ingot.
なお、表１中の鋼１〜１６および鋼２８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼１７〜２７は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。 Steels 1 to 16 and Steel 28 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels 17 to 27 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
上記のインゴットを、通常の方法によって鋼片とした後、１２５０℃加熱、１０００℃仕上げの熱間圧延で直径２０ｍｍの丸棒を作製した。 After making said ingot into a steel piece by a normal method, a round bar having a diameter of 20 mm was produced by hot rolling at 1250 ° C. and finishing at 1000 ° C.
次いで、熱間鍛造を想定した特性を評価した。 Next, characteristics assuming hot forging were evaluated.
すなわち、鋼１〜２７を用いた試験番号１〜２７については、上記のようにして得た直径２０ｍｍの丸棒を、熱間鍛造時の加熱を想定して１２５０℃に加熱し、大気中で放冷して室温まで冷却した。なお、この時の８００〜５００℃における冷却速度は、１℃／秒であった。 That is, for test numbers 1 to 27 using steels 1 to 27, a round bar having a diameter of 20 mm obtained as described above was heated to 1250 ° C. assuming heating during hot forging, and in the atmosphere. It was allowed to cool and cooled to room temperature. In addition, the cooling rate in 800-500 degreeC at this time was 1 degree-C / sec.
鋼２８を素材とする直径２０ｍｍの丸棒は、これを２等分し、いずれも熱間鍛造時の加熱を想定して１２５０℃に加熱した後、試験番号２８については、４℃／秒の冷却速度で冷却して意図的にベイナイトが生成しやすい状態にした。一方、試験番号２９については、前記試験番号１〜２７と同様に、大気中で放冷して室温まで冷却した。なお、この試験番号２９の８００〜５００℃における冷却速度も１℃／秒であった。 A round bar having a diameter of 20 mm made of steel 28 is divided into two equal parts, both of which are heated to 1250 ° C. assuming heating during hot forging. The bainite was intentionally formed easily by cooling at a cooling rate. On the other hand, as for test number 29, as in the case of the test numbers 1 to 27, the sample was allowed to cool in the air and cooled to room temperature. In addition, the cooling rate in 800-500 degreeC of this test number 29 was also 1 degree-C / sec.
このようにして得た直径が２０ｍｍの加熱冷却した丸棒から各種の試験片を採取して、ミクロ組織、ビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）および引張特性を調査した。 Various test pieces were collected from the thus obtained heated and cooled round bar with a diameter of 20 mm, and the microstructure, Vickers hardness (hereinafter referred to as “Hv hardness”) and tensile properties were investigated.
ミクロ組織は、前記した各丸棒から鍛錬軸に垂直な面を観察面とする試験片を切り出し、鏡面研磨してナイタルで腐食した後、光学顕微鏡で倍率を４００倍として４視野観察し、「相」（組織）の判定を行うとともに、通常の方法で画像解析して、各視野中でのフェライト＋パーライトの占める比率を調査した。 The microstructure was cut out from each of the above-mentioned round bars, a specimen having an observation plane perpendicular to the forging axis, mirror-polished and corroded with nital, and then observed in four fields with an optical microscope at a magnification of 400 times. The phase ”(structure) was determined, and image analysis was performed by a normal method to investigate the ratio of ferrite + pearlite in each field of view.
Ｈｖ硬さは、各丸棒から鍛錬軸に垂直な面を試験面とする試験片を切り出して鏡面研磨した後、Ｒ／２部位（ただし、「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）を４点と中心部位を１点の計５点について、９８．０７Ｎの試験力で測定し、算術平均して、全硬さとしてのＨｖ硬さ（以下、「ＴＨｖ」という。）を求めた。 For Hv hardness, after cutting a test piece having a surface perpendicular to the forging axis as a test surface from each round bar and mirror polishing, R / 2 site (where “R” represents the radius of the round bar). A total of 5 points including 4 points and one central part were measured with a test force of 98.07 N, and arithmetically averaged to obtain Hv hardness (hereinafter referred to as “THv”) as total hardness.
引張特性は、各丸棒からＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に記載の１４Ａ号試験片（ただし、平行部の直径：７ｍｍ）を切り出し、室温で引張試験を行って０．２％耐力を測定した。 As for the tensile properties, a 14A test piece (however, the diameter of the parallel part: 7 mm) described in JIS Z 2201 (1998) was cut out from each round bar, and a 0.2% proof stress was measured by performing a tensile test at room temperature.
表２に、組織、ＴＨｖおよび０．２％耐力の結果をまとめて示す。なお、表２の組織欄には、フェライト＋パーライトの占める比率が８０％以上の場合に「○」、ベイナイトの混在量が多く、フェライト＋パーライトの占める比率が８０％を下回る場合を「×」と記載した。 Table 2 summarizes the results for tissue, THv and 0.2% yield strength. In the structure column of Table 2, “O” when the ratio of ferrite + pearlite is 80% or more, “X” when the amount of bainite is large and the ratio of ferrite + pearlite is less than 80%. It was described.
表２から、明らかなように、化学組成および組織が本発明で規定する範囲内にある試験番号１〜１６および試験番号２９の場合には、「焼入れ−焼戻し」の調質処理や冷間加工など特別な処理を施すことなく、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力、具体的には、９０５〜１２５０ＭＰａの０．２％耐力が得られている。 As is clear from Table 2, in the case of Test Nos. 1 to 16 and Test No. 29 whose chemical composition and structure are within the range defined by the present invention, tempering treatment and cold working of “quenching-tempering” A high 0.2% proof stress of 900 MPa or more, specifically, a 0.2% proof stress of 905 to 1250 MPa is obtained without special treatment.
これに対して、化学組成または／および組織が本発明で規定する条件から外れた試験番号１７〜２８の場合には、０．２％耐力は９００ＭＰａを下回るものである。 On the other hand, in the case of test numbers 17 to 28 whose chemical composition or / and structure deviate from the conditions specified in the present invention, the 0.2% proof stress is less than 900 MPa.
すなわち、試験番号１７〜２１および試験番号２４〜２７の場合には、組織は本発明で規定する条件を満たすものの、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼１７〜２１および鋼２４〜２７を用いたので、０．２％耐力は９００ＭＰａを下回っている。 That is, in the case of the test numbers 17 to 21 and the test numbers 24 to 27, although the structure satisfies the conditions specified in the present invention, the chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention. Since 27 was used, the 0.2% yield strength is below 900 MPa.
また、試験番号２２および試験番号２３の場合には、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼２２および鋼２３を用い、しかも、その組織が本発明で規定する条件から外れているので、０．２％耐力は９００ＭＰａを下回っている。 In the case of test number 22 and test number 23, the steel 22 and steel 23 whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention were used, and the structure deviated from the conditions defined in the present invention. The 0.2% proof stress is below 900 MPa.
さらに、試験番号２８の場合には、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼２８を用いているが、組織が本発明で規定する条件から外れているので、０．２％耐力は９００ＭＰａを下回る８８０ＭＰａである。 Furthermore, in the case of the test number 28, the steel 28 having a chemical composition within the range defined by the present invention is used. However, since the structure deviates from the conditions defined by the present invention, the 0.2% proof stress is It is 880 MPa lower than 900 MPa.
本発明の非調質鋼材は、「焼入れ−焼戻し」の調質処理や冷間加工などの特別な処理を施すことなく、熱間鍛造のままで、９００ＭＰａ以上という大きな０．２％耐力を確保できるので、高強度化が要求されている近年の自動車エンジンなどのコンロッドや自動車の足回り部品であるナックルなどの素材として好適であり、製造コスト削減に大きく寄与する。 The non-tempered steel material of the present invention ensures a large 0.2% proof stress of 900 MPa or more in hot forging without performing special treatment such as tempering and quenching of “quenching-tempering”. Therefore, it is suitable as a material for connecting rods such as automobile engines and knuckle that are undercarriage parts of automobiles that are required to have high strength in recent years, and greatly contributes to reduction of manufacturing costs.
Claims (2)
ｆｎ１＝（０．２９３Ｔｉ＋０．１５１Ｎｂ＋０．１５４Ｚｒ）−Ｎ・・・（１）。
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 C: more than 0.3% and 0.55% or less, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.6 to 2.0%, P: 0.15% or less, S : 0.005 to 0.20%, Cr: 0.02 to 0.4%, V: 0.35 to 1.0%, Al: 0.05% or less, N: less than 0.008% and O: Including 0.0035% or less, Ti: more than 0.05% and 0.4% or less, Nb: 0.02 to 0.4%, and Zr: 0.02 to 0.4% Or it contains 2 or more types, and the balance consists of Fe and impurities, the chemical composition satisfying the condition that the value of fn1 represented by the following formula (1) exceeds 0 and is 0.12 or less, and in the structure non-heat treated steel and wherein the ratio occupied by the ferrite + pearlite is 80% or more (however, in mass%, C: 0.55%, Si : 0.25% Mn: 1.23%, P: 0.012%, S: 0.015%, Cr: 0.15%, V: 0.39%, Al: 0.029%, N: 0.0053%, O : 0.0011% and Nb: 0.050%, with the balance excluding non-tempered steel having a chemical composition consisting of Fe and impurities) .
fn1 = (0.293Ti + 0.151Nb + 0.154Zr) −N (1).
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
ｆｎ１＝（０．２９３Ｔｉ＋０．１５１Ｎｂ＋０．１５４Ｚｒ）−Ｎ・・・（１）。
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 In mass%, C: 0.55% to more than 0.3% or less, Si: 0.01~1.0%, Mn: 0.6~2.0%, P: 0.15% or less, S: 0.005 to 0.20%, Cr: 0.02 to 0.4%, V: 0.35 to 1.0%, Al: 0.05% or less, N: less than 0.008% and O : 0.0035% or less, Ti: more than 0.05% and 0.4% or less, Nb: 0.02 to 0.4% and Zr: 1 of 0.02 to 0.4% Contains seeds or two or more, and further Ca: 0.05% or less, Pb: 0.4% or less, Bi: 0.3% or less, Te: 0.1% or less, and Se: 0.5% or less chemistry contain one or two or more of, the balance being Fe and impurities, and satisfies the following (1) 0.12 the following conditions exceed the value of fn1 is 0 of the formula In adult, and the ratio occupied by the ferrite + pearlite in the tissue you characterized der Rukoto least 80% non-heat treated steels.
fn1 = (0.293Ti + 0.151Nb + 0.154Zr) −N (1).
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
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