JPWO2015108067A1 - Age-hardening steel - Google Patents
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Abstract
質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.50〜2.50%、S:0.005〜0.08%、Cr:0.03〜1.60%、Al:0.005〜0.05%、V:0.25〜0.50%及びNb:0.01〜0.10%を含有し、更に必要に応じて〈a〉Mo≦1.0%、〈b〉Cu≦0.3%およびNi≦0.3%のうち一方又は両方、並びに〈c〉Ca≦0.005%およびBi≦0.4%のうち一方又は両方から選択される1種以上の組成条件を満足し、P≦0.03%、Ti<0.005%及びN<0.0080%に制限し、残部がFe及び不純物からなり、〔C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo≧0.68〕、〔C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo≦0.85〕及び〔−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V−0.8×Mo≧0.00〕である化学組成を有することを特徴とする時効硬化性鋼。In mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.50 to 2.50%, S: 0.005 to 0.08%, Cr: 0.03 to 1.60%, Al: 0.005 to 0.05%, V: 0.25 to 0.50% and Nb: 0.01 to 0.10%, further if necessary <a> Mo ≦ 1.0%, <b> One or both of Cu ≦ 0.3% and Ni ≦ 0.3%, and <c> Ca ≦ 0.005% and Bi ≦ 0.4% Satisfying at least one composition condition selected from one or both of them, limiting P ≦ 0.03%, Ti <0.005% and N <0.0080%, the balance consisting of Fe and impurities, [C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr + 0.6 × Mo ≧ 0.68], [C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V 0.2 × Mo ≦ 0.85] and [−4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V−0.8 × Mo ≧ 0.00] .
Description
本発明は、時効硬化性鋼に関し、特に、切削加工等によって所定の形状に加工された後、時効硬化処理(以下、単に「時効処理」という。)が施される時効硬化性鋼に関する。
本願は、2014年1月15日に、日本に出願された特願2014−005137号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。The present invention relates to an age-hardenable steel, and more particularly to an age-hardenable steel that is processed into a predetermined shape by cutting or the like and then subjected to an age-hardening treatment (hereinafter simply referred to as “aging treatment”).
This application claims priority on January 15, 2014 based on Japanese Patent Application No. 2014-005137 for which it applied to Japan, and uses the content here.
エンジンの高出力化、および燃費向上を目指した部品軽量化などの観点から、自動車、産業機械、および建設機械などの機械部品には、高い疲労強度が要求されている。鋼に高い疲労強度を具備させるという課題は、合金元素の添加および熱処理などによって鋼の硬さを上げることにより、容易に達成できる。しかし、機械部品を、まず熱間鍛造によって成形し、その後、切削加工によって所定の製品形状に仕上げる方法によって製造する場合には、鋼には十分な被削性も要求される。即ち、機械部品の成形段階では、鋼には被削性が求められ、最終製品の段階では、鋼には疲労強度が要求される。 High fatigue strength is required for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines from the viewpoint of increasing engine output and reducing the weight of parts aimed at improving fuel efficiency. The problem of imparting high fatigue strength to steel can be easily achieved by increasing the hardness of the steel by addition of alloy elements and heat treatment. However, when machine parts are first formed by hot forging and then manufactured into a predetermined product shape by cutting, steel is also required to have sufficient machinability. That is, the machinability of the steel is required in the mechanical part forming stage, and the fatigue strength is required of the steel in the final product stage.
このような要求に対して、成形段階では硬さを低く抑えることができ、その後、時効処理を施して、最終の製品段階では硬さを高くすることができる、時効硬化性鋼が提案されている(例えば、特許文献1〜4、参照)。 In response to such demands, there has been proposed an age-hardening steel that can keep the hardness low in the molding stage and then can increase the hardness in the final product stage by applying an aging treatment. (For example, see Patent Documents 1 to 4).
特許文献1及び2には、熱間鍛造による成形後の冷却速度を制御し、ベイナイト以外の組織の生成を抑制し、冷却中のVCの析出量を抑え、固溶V量を確保することで十分な時効硬化能を得ることを可能とする製造方法が開示されている。しかし、特許文献1及び2に記載の製造方法では、熱間鍛造後の冷却工程の際、特定の温度域毎に冷却速度を制御する必要があり設備・装置等の制約がある他、実際の製造ラインにおいては急冷できない場合もあるので、安定して時効硬化鋼を製造することは困難であった。
そこで、特許文献3及び4では、熱間鍛造後の冷却工程において厳しい条件に設定する必要がなく、空冷および送風などによる冷却を行って製造することが可能な機械部品の素材用の時効硬化性鋼が提案されている。Patent Documents 1 and 2 control the cooling rate after forming by hot forging, suppress the formation of structures other than bainite, suppress the precipitation amount of VC during cooling, and secure the solid solution V amount. A production method that makes it possible to obtain sufficient age-hardening ability is disclosed. However, in the manufacturing methods described in Patent Documents 1 and 2, in the cooling process after hot forging, it is necessary to control the cooling rate for each specific temperature range, and there are restrictions on facilities and devices, etc. Since there are cases where rapid cooling cannot be performed in the production line, it has been difficult to stably produce age-hardened steel.
Therefore, in Patent Documents 3 and 4, it is not necessary to set strict conditions in the cooling process after hot forging, and age-hardening for materials of machine parts that can be manufactured by cooling with air cooling or air blowing. Steel has been proposed.
上述のように、機械部品の材料として用いられる鋼には、機械部品の製造段階ではその被削性が優れ、且つ機械部品の完成後にはその疲労強度が優れていることが求められる。時効処理を含む製造方法によって機械部品を製造する場合、上述の要求は、時効処理前の硬度が低く、時効処理後の硬度が高い鋼を用いることにより達成することができる。時効処理前の硬度と時効処理後の硬度との差が大きい(すなわち、時効硬化能が高い)ことが、生産性および疲労強度の両方が優れる機械部品を得るために好ましい。 As described above, steel used as a material for machine parts is required to have excellent machinability at the manufacturing stage of machine parts and excellent fatigue strength after completion of the machine parts. When manufacturing a machine part by a manufacturing method including an aging treatment, the above-described requirements can be achieved by using steel having a low hardness before the aging treatment and a high hardness after the aging treatment. A large difference between the hardness before the aging treatment and the hardness after the aging treatment (that is, the age-hardening ability is high) is preferable in order to obtain a machine part excellent in both productivity and fatigue strength.
しかしながら、従来技術による時効硬化性鋼を得るための製造方法は、鋼を急冷する工程を含む必要がある。この急冷工程は、時効硬化性鋼の製造コストを増大させる。 However, the manufacturing method for obtaining age-hardening steel according to the prior art needs to include a step of quenching the steel. This rapid cooling step increases the manufacturing cost of age hardenable steel.
また、時効処理によって、鋼中に微細な析出物を分散させて強度を上昇させた鋼は、靱性が大きく劣化することが知られている。鋼の靱性が劣化した場合、鋼の切欠感受性が高まるので、何らかの原因で表面疵が鋼に発生した場合、鋼の低サイクル疲労強度が低下する。低サイクル疲労強度は、弾性域を超える応力が負荷されることが想定される鋼に要求される特性である。特許文献3及び4に開示されている時効硬化性鋼の製造方法は、熱間鍛造後の冷却速度を大きくする必要がないが、時効処理後に靱性が不足しない鋼を得ることが困難であった。 Further, it is known that a steel whose strength is increased by dispersing fine precipitates in the steel by aging treatment is greatly deteriorated in toughness. When the toughness of steel deteriorates, the notch sensitivity of the steel increases, so if surface flaws occur in the steel for some reason, the low cycle fatigue strength of the steel decreases. The low cycle fatigue strength is a characteristic required for steel that is assumed to be subjected to stress exceeding the elastic range. The methods for producing age-hardenable steel disclosed in Patent Documents 3 and 4 do not require increasing the cooling rate after hot forging, but it is difficult to obtain steel that does not lack toughness after aging treatment. .
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、製造条件が特に限定されず、時効処理前の被削性に優れ、時効処理による硬化によって疲労強度を向上させることができ、時効処理後に靱性が不足しない、時効硬化性鋼を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, production conditions are not particularly limited, excellent machinability before aging treatment, fatigue strength can be improved by hardening by aging treatment, aging It is an object of the present invention to provide age-hardening steel that does not lack toughness after processing.
時効処理後の十分な硬さ、疲労強度、及び低サイクル疲労強度を確保するためには、時効処理により析出する炭化物および炭窒化物などの析出物の生成量を、析出物の種類に応じて適切に制御する必要がある。 In order to ensure sufficient hardness, fatigue strength, and low cycle fatigue strength after aging treatment, the amount of precipitates such as carbides and carbonitrides precipitated by aging treatment depends on the type of precipitate. It needs to be properly controlled.
ここで、発明者らは以下に説明する事項に着目した。Vは、一般的な温度で行われる熱間鍛造中には鋼中に固溶して存在している。なぜなら、V炭化物あるいはV炭窒化物の生成開始温度(析出温度)が低いからである。一方、Vは、時効処理での析出物(V炭化物またはV炭窒化物)の生成能が強いので、時効処理による硬化に有効な元素である。しかし、N含有量が多いと、熱間鍛造後かつ時効処理前の冷却時にV窒化物が生成して、時効処理前に硬さが上昇し、被削性を損なう。発明者らは、これら知見に基づき、V炭化物またはV炭窒化物の時効処理後の生成の促進と、V窒化物の時効処理前の生成の抑制とを試みた。 Here, the inventors paid attention to the matters described below. V is present as a solid solution in steel during hot forging performed at a general temperature. This is because the production start temperature (precipitation temperature) of V carbide or V carbonitride is low. On the other hand, V is an element effective for hardening by aging treatment because it has a strong ability to form precipitates (V carbide or V carbonitride) by aging treatment. However, if the N content is large, V nitride is generated during cooling after hot forging and before aging treatment, the hardness increases before aging treatment, and the machinability is impaired. Based on these findings, the inventors tried to promote the formation of V carbide or V carbonitride after aging treatment and to suppress the formation of V nitride before aging treatment.
また、Tiは、Nと結合して、粗大なTiNを形成し、含有量が0.005%程度の微量であっても、大きく靱性を劣化させる。発明者らは、これら知見に基づき、鋼のTi含有量を減少させることを試みた。 Further, Ti combines with N to form coarse TiN and greatly deteriorates toughness even if the content is as small as about 0.005%. The inventors tried to reduce the Ti content of steel based on these findings.
また、Nbは、熱間鍛造時の加熱、加工過程で炭化物または炭窒化物として鋼中に析出し、ピン止め効果によってオーステナイト結晶粒径を微細化させ、その後のベイナイト変態においてベイナイト組織を微細化する効果がある。更に、鋼中の一部のNbは、熱間鍛造時に炭化物または炭窒化物として析出せず、固溶Nbとして存在する。この固溶Nbは、熱間鍛造後の時効処理の際にNb炭化物あるいはNb炭窒化物として析出し、靭性低下を招くことなく硬さを高め、これにより低サイクル疲労強度ならびに疲労強度の向上を達成する効果がある。発明者らは、これら知見に基づき、時効処理による靱性低下を、Nbを利用して抑制することを試みた。 In addition, Nb precipitates in steel as carbide or carbonitride during heating and processing during hot forging, refines the austenite grain size by the pinning effect, and refines the bainite structure in the subsequent bainite transformation. There is an effect to. Furthermore, some Nb in steel does not precipitate as carbide or carbonitride during hot forging, but exists as solute Nb. This solute Nb precipitates as Nb carbide or Nb carbonitride during the aging treatment after hot forging, and increases hardness without reducing toughness, thereby improving low cycle fatigue strength and fatigue strength. There is an effect to achieve. Based on these findings, the inventors tried to suppress toughness reduction due to aging treatment using Nb.
本発明は、このような知見を基にしてなされたもので、その要旨は、以下のとおりである。 The present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
(1)本発明の一態様に係る時効硬化性鋼は、質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.50〜2.50%、S:0.005〜0.08%、Cr:0.03〜1.60%、Al:0.005〜0.05%、V:0.25〜0.50%、Nb:0.01〜0.10%を含有し、P:0.03%以下、Ti:0.005%未満、N:0.0080%未満に制限し、残部がFe及び不純物からなり、更に、下記の、(A)式で表わされるF1が0.68以上、(B)式で表わされるF2が0.85以下、かつ(C)式で表わされるF3が0.00以上である化学組成を有する。
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr ・・・(A)
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V ・・・(B)
F3=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V ・・・(C)
上記の(A)〜(C)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。(1) The age-hardening steel according to an embodiment of the present invention is in mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.50 to 2. 50%, S: 0.005 to 0.08%, Cr: 0.03 to 1.60%, Al: 0.005 to 0.05%, V: 0.25 to 0.50%, Nb: 0 0.01 to 0.10%, P: 0.03% or less, Ti: less than 0.005%, N: less than 0.0080%, the balance consisting of Fe and impurities, F1 represented by the formula (A) is 0.68 or more, F2 represented by the formula (B) is 0.85 or less, and F3 represented by the formula (C) is 0.00 or more.
F1 = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr (A)
F2 = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V (B)
F3 = −4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V (C)
The element symbol in the above formulas (A) to (C) means the content in mass% of the element.
(2)本発明の別の態様に係る時効硬化性鋼は、質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.50〜2.50%、S:0.005〜0.08%、Cr:0.03〜1.60%、Al:0.005〜0.05%、V:0.25〜0.50%、Nb:0.01〜0.10%を含有し、更に、下記の〈a〉〜〈c〉に示される組成条件の何れか1つ以上を満足し、P:0.03%以下、Ti:0.005%未満、N:0.0080%未満に制限し、残部がFe及び不純物からなり、更に、下記の、(A’)式で表わされるF1’が0.68以上、(B’)式で表わされるF2’が0.85以下、かつ(C’)式で表わされるF3’が0.00以上である化学組成を有する。
〈a〉Mo:1.0%以下
〈b〉Cu:0.3%以下及びNi:0.3%以下の一方又は両方
〈c〉Ca:0.005%以下及びBi:0.4%以下の一方又は両方
F1’=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo ・・・(A’)
F2’=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo ・・・(B’)
F3’=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V−0.8×Mo ・・・(C’)
上記の(A’)〜(C’)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。(2) Age-hardening steel according to another embodiment of the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.50 to 2. .50%, S: 0.005-0.08%, Cr: 0.03-1.60%, Al: 0.005-0.05%, V: 0.25-0.50%, Nb: 0.01 to 0.10% is satisfied, and any one or more of the compositional conditions shown in the following <a> to <c> are satisfied, P: 0.03% or less, Ti: 0.00. Less than 005%, N: limited to less than 0.0080%, the balance is made of Fe and impurities, and F1 ′ represented by the following formula (A ′) is 0.68 or more, and the formula (B ′) F2 ′ represented has a chemical composition of 0.85 or less and F3 ′ represented by the formula (C ′) is 0.00 or more.
<a> Mo: 1.0% or less <b> Cu: 0.3% or less and Ni: 0.3% or less <c> Ca: 0.005% or less and Bi: 0.4% or less One or both of F1 ′ = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr + 0.6 × Mo (A ′)
F2 ′ = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V + 0.2 × Mo (B ′)
F3 ′ = − 4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V−0.8 × Mo (C ′)
The element symbol in said (A ')-(C') type | formula means content in the mass% of the element.
本発明の上記態様によれば、製造条件が特に限定されず、時効処理前の被削性に優れ、時効処理による硬化によって疲労強度を向上させることができ、且つ時効処理後に靱性が不足しない時効硬化性鋼を提供できる。 According to the above aspect of the present invention, the production conditions are not particularly limited, the machinability before the aging treatment is excellent, the fatigue strength can be improved by hardening by the aging treatment, and the toughness is not insufficient after the aging treatment. Hardenable steel can be provided.
また、本発明の時効硬化性鋼を素材として用いることにより、生産性に優れ、疲労強度に優れ、且つ靱性が不足しない機械部品を提供することが可能になる。 In addition, by using the age-hardening steel of the present invention as a raw material, it is possible to provide a machine part that is excellent in productivity, excellent in fatigue strength, and does not have insufficient toughness.
なお、本発明の時効硬化性鋼の、切削抵抗の指標である時効処理前のビッカース硬さは290Hv以下である。また、本発明の時効硬化性鋼を、鋼を直径35mmの略円柱形状とし、この鋼の温度を620℃で120分保持する条件で行われる時効処理の後の特性を用いて説明すると、以下の通りである。本発明の時効硬化性鋼の、時効処理によるビッカース硬さの上昇量(時効硬化能、ΔHv)は30Hv以上であり、時効処理後の本発明の時効硬化性鋼の疲労強度は350MPa以上である。 The age-hardening steel of the present invention has a Vickers hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, of 290 Hv or less. Further, the age-hardening steel of the present invention will be described using the characteristics after the aging treatment performed under the condition that the steel has a substantially cylindrical shape with a diameter of 35 mm and the temperature of the steel is held at 620 ° C. for 120 minutes. It is as follows. The amount of increase in Vickers hardness (age hardening ability, ΔHv) due to aging treatment of the age hardening steel of the present invention is 30 Hv or more, and the fatigue strength of the age hardening steel of the present invention after aging treatment is 350 MPa or more. .
また、時効処理後の本発明の時効硬化性鋼の、ノッチ深さ2mm及びノッチ底半径1mmのUノッチ付きの標準試験片を用いて実施したシャルピー衝撃試験で評価した20℃での吸収エネルギーが16J以上であり、低サイクル疲労強度が510MPa以上である。 Further, the absorbed energy at 20 ° C. evaluated by the Charpy impact test conducted using a standard test piece with a U-notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm of the age-hardening steel of the present invention after the aging treatment was obtained. It is 16 J or more, and the low cycle fatigue strength is 510 MPa or more.
このように、本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材として極めて好適に用いることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。 Thus, the age-hardening steel of the present invention can be used very suitably as a material for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines, and its industrial contribution is extremely remarkable.
まず、本実施形態に係る時効硬化性鋼の化学組成において、時効硬化の観点から重要な元素について説明する。
本実施形態に係る時効硬化性鋼(以下、本実施形態に係る鋼と略する場合がある)の主な用途は、熱間鍛造、切削、および時効処理などを含む製造方法によって製造される機械部品の材料である。従って、本実施形態に係る鋼の特徴を説明するために、熱間鍛造、切削、および時効処理を受けた後の鋼の特性を参照する場合がある。しかし、本実施形態に係る鋼は、このような処理を受けることを必ずしも要しない。すなわち、本実施形態に係る鋼の用途は熱間鍛造、および切削などに限定されない。First, elements important from the viewpoint of age hardening in the chemical composition of the age hardening steel according to the present embodiment will be described.
Machines manufactured by a manufacturing method including hot forging, cutting, aging treatment, and the like are mainly used for age-hardening steel according to this embodiment (hereinafter may be abbreviated as steel according to this embodiment). The material of the part. Therefore, in order to describe the characteristics of the steel according to the present embodiment, the characteristics of the steel after being subjected to hot forging, cutting, and aging treatment may be referred to. However, the steel according to the present embodiment does not necessarily require such a treatment. That is, the use of the steel according to the present embodiment is not limited to hot forging and cutting.
まず、本実施形態に係る鋼では、V含有量を0.25質量%以上とする必要があることを本発明者らは知見した。V含有量を0.25質量%以上とすることにより、時効処理によって生成するVの炭化物またはVの炭窒化物などの量を増加させ、時効処理後の硬さを高くし、疲労強度を確保することができる。Vは、一旦、鋼中に固溶すると、850℃付近まで鋼を冷却するまでは析出せず、時効硬化処理温度での炭化物または炭窒化物の生成能が強い。更に、本実施形態に係る鋼では、Vと同様に、炭化物の析出温度が比較的低く、時効硬化に活用しやすいMoを添加してもよい。Vを0.25質量%以上含有した鋼にMoをさらに含有させれば、VとMoとの複合炭化物またはVとMoとの複合炭窒化物が形成されるので、時効処理後の硬さが一層高まる。 First, the present inventors have found that in the steel according to the present embodiment, the V content needs to be 0.25% by mass or more. By setting the V content to 0.25% by mass or more, the amount of V carbide or V carbonitride produced by aging treatment is increased, the hardness after aging treatment is increased, and fatigue strength is ensured. can do. V, once dissolved in steel, does not precipitate until the steel is cooled to around 850 ° C., and has a strong ability to form carbide or carbonitride at the age hardening temperature. Further, in the steel according to the present embodiment, similarly to V, Mo may be added which has a relatively low carbide precipitation temperature and can be easily used for age hardening. If steel is further added to steel containing 0.25% by mass or more of V, a composite carbide of V and Mo or a composite carbonitride of V and Mo is formed. Increased further.
上記のとおり、Vは、一旦、鋼中に固溶すると850℃付近まで鋼を冷却するまでは析出しない性質を有するので、鋼中に固溶状態で安定して存在させることができる元素である。しかし、V炭化物は、オーステナイトがフェライトへ変態する際に相界面で析出しやすい。V炭化物の析出量が増大すると、固溶V量が減少する。つまり、熱間鍛造後の冷却中に初析フェライトが多量に生成すると、V炭化物が相界面で析出するので、その後の時効処理による析出硬化に必要な量の固溶Vが確保できなくなる。したがって、時効処理前の時効硬化性鋼内に十分な量の固溶Vを確保するためには、熱間鍛造後かつ時効処理前の鋼の組織において、面積率が70%以上の相(以下、「主相」という。)がベイナイトになる必要がある。そして、機械部品の製造コストの高騰を防ぐために、このような組織制御が、熱間鍛造条件の制御ではなく鋼の成分組成の制御により行われることが必要である。 As described above, V is an element that, once solid-dissolved in steel, has the property of not precipitating until the steel is cooled to around 850 ° C., and thus can be stably present in the steel in a solid solution state. . However, V carbide tends to precipitate at the phase interface when austenite is transformed into ferrite. When the precipitation amount of V carbide increases, the solid solution V amount decreases. That is, if a large amount of pro-eutectoid ferrite is generated during cooling after hot forging, V carbide precipitates at the phase interface, so that it is impossible to secure the amount of solid solution V necessary for precipitation hardening by the subsequent aging treatment. Therefore, in order to secure a sufficient amount of solute V in the age-hardening steel before the aging treatment, the phase ratio of the area ratio of 70% or more in the steel structure after the hot forging and before the aging treatment (below) , "Main phase") needs to be bainite. In order to prevent an increase in the manufacturing cost of machine parts, it is necessary that such structure control be performed not by controlling hot forging conditions but by controlling the composition of steel.
熱間鍛造後の組織は、焼入れ性を向上させるC、Mn及びCrの含有量、更にはMoの含有量と密接な相関を有する。本発明者らは、(1)式又は(1’)式で表される焼入れ性の指標であるF1及びF1’の値が特定の数値以上となるように、これら式中の元素の含有量が制御されていれば、通常の熱間鍛造後の冷却過程(冷却速度15℃/分〜60℃/分)で、固溶Vの確保に有害な初析フェライトの多量の析出が抑制されることを見いだした。つまり、F1及びF1’を制御することで、鋼組織が、容易に、ベイナイトを主相とする組織、つまり、面積率で70%以上のベイナイトを含む組織になるので、十分な量の固溶Vを確保できるということを、本発明者らは見出した。
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr ・・・(1)
F1’=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo ・・・(1’)The structure after hot forging has a close correlation with the contents of C, Mn, and Cr that improve hardenability, and further with the content of Mo. The present inventors have included the content of elements in these formulas so that the values of F1 and F1 ′, which are hardenability indexes represented by formula (1) or formula (1 ′), are equal to or greater than a specific numerical value. Is controlled, a large amount of pro-eutectoid ferrite, which is harmful to securing solid solution V, is suppressed in the cooling process after normal hot forging (cooling rate 15 ° C./min to 60 ° C./min). I found out. That is, by controlling F1 and F1 ′, the steel structure easily becomes a structure containing bainite as a main phase, that is, a structure containing bainite having an area ratio of 70% or more. The present inventors have found that V can be secured.
F1 = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr (1)
F1 ′ = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr + 0.6 × Mo (1 ′)
しかし、鋼組織を、ベイナイトを主相(面積率で70%以上)とする組織とすることにより、十分な量の固溶Vを確保したとしても、時効処理前の硬さ(ベイナイトを主相とする組織の硬さ)が高くなる場合がある。この場合、熱間鍛造後の鋼の切削抵抗の上昇を招き、被削性が低下することがある。本発明者らは、この問題を解決する方法を検討した。その結果、C、Si、Mn、Cr、V及びMoの含有量が、後述する(2)式又は(2’)式で表される時効処理前の硬さの指標であるF2及びF2’の値が特定の数値以下となるように、本実施形態に係る鋼の化学成分を制御すれば、時効処理前の硬さを低く保つことができ、切削抵抗の上昇を抑制することができることを本発明者らは見出した。
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V ・・・(2)
F2’=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo ・・・(2’)However, even if a sufficient amount of solid solution V is secured by making the steel structure a bainite main phase (70% or more in area ratio), the hardness before aging treatment (the bainite is the main phase). The hardness of the tissue) may increase. In this case, the cutting resistance of the steel after hot forging is increased, and the machinability may be lowered. The present inventors examined a method for solving this problem. As a result, the contents of C, Si, Mn, Cr, V, and Mo are F2 and F2 ′, which are indices of hardness before aging treatment expressed by the following formula (2) or (2 ′): By controlling the chemical composition of the steel according to the present embodiment so that the value is equal to or less than a specific numerical value, it is possible to keep the hardness before aging treatment low and to suppress an increase in cutting resistance. The inventors have found.
F2 = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V (2)
F2 ′ = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V + 0.2 × Mo (2 ′)
また本発明者らは、0.25質量%以上のVを含み、C、Si、Mn、Cr、Mo及びVの含有量が上記の式(1)及び(2)、又は上記の式(1’)及び(2’)によって求められるF1及びF2、またはF1’及びF2’が特定の数値範囲を満たすように成分調整された鋼を製造し、この鋼を熱間鍛造した後に時効処理を施した試料を作成し、この試料の靭性について調査した。具体的には、上述の鋼を熱間鍛造および時効処理した後、ノッチ深さ2mm及びノッチ底半径1mmのUノッチ付きの標準試験片を作成し、この試験片にシャルピー衝撃試験を実施し、時効処理後の靭性に成分が及ぼす影響を調査した。 In addition, the inventors include 0.25% by mass or more of V, and the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo, and V are the above formulas (1) and (2) or the above formula (1). A steel whose composition is adjusted so that F1 and F2 or F1 'and F2' determined by ') and (2') meet a specific numerical range is manufactured, and the steel is subjected to aging treatment after hot forging. A sample was prepared and the toughness of this sample was investigated. Specifically, after hot forging and aging treatment of the steel described above, a standard test piece with a U notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm is prepared, and a Charpy impact test is performed on the test piece. The effects of components on toughness after aging treatment were investigated.
上述の調査の結果、時効処理による靱性の低下を抑制することができる鋼を得るためには、後述する(3)又は(3’)式で表される時効処理後の靱性の指標を示すF3及びF3’の値が特定の値以上となるように、鋼のC、Mn、Cr、V及びMoの含有量を制御する必要があることがわかった。
F3=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V ・・・(3)
F3’=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V−0.8×Mo ・・・(3’)As a result of the above investigation, in order to obtain a steel capable of suppressing a decrease in toughness due to aging treatment, F3 indicates an index of toughness after aging treatment represented by the formula (3) or (3 ′) described later. It has been found that the contents of C, Mn, Cr, V and Mo in the steel need to be controlled so that the values of F3 ′ and F3 ′ are not less than a specific value.
F3 = −4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V (3)
F3 ′ = − 4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V−0.8 × Mo (3 ′)
F3およびF3’が大きい場合、時効処理後の鋼の靱性が不足しない。また、C、V、およびMoの含有量の増加は、F3およびF3’を減少させる。従って、(3)式又は(3’)式は、時効処理後の硬さと疲労強度とを向上させるために必要な、C、V及びMoの含有量を、時効処理による靱性低下を抑制するために低減させる必要があることを意味する。 When F3 and F3 'are large, the toughness of the steel after aging treatment is not insufficient. Also, increasing the content of C, V, and Mo decreases F3 and F3 '. Therefore, the formula (3) or the formula (3 ′) is used to suppress the toughness reduction due to the aging treatment with respect to the contents of C, V and Mo necessary for improving the hardness and fatigue strength after the aging treatment. This means that it needs to be reduced.
更に、強度と靱性を両立させるためには、C、V、Mo以外の元素を活用して、時効処理後の硬さを高め、強度の向上を図る必要がある。 Furthermore, in order to achieve both strength and toughness, it is necessary to improve the strength by increasing the hardness after aging treatment by utilizing elements other than C, V, and Mo.
時効処理後の靱性低下の抑制のためには、組織の微細化が有効である。主相であるベイナイト組織を微細化するためには、ベイナイト変態前のオーステナイト粒径の微細化が有効である。オーステナイト粒径の微細化のためは、一般的にTiを含有させることが有効であるが、本実施形態に係る鋼においてこの手段を用いることはできない。本発明者らは、Tiは、本実施形態に係る鋼の靱性を劣化させる粗大なTiNを形成するので、たとえTi含有量が0.005%程度の微量であっても、Tiが時効処理後の鋼の靱性を大きく劣化させることを知見した。従って、本実施形態に係る鋼のTiの含有量は、可能な限りゼロもしくは特定の値以下に制限する必要がある。 In order to suppress a decrease in toughness after aging treatment, it is effective to refine the structure. In order to refine the bainite structure as the main phase, it is effective to refine the austenite grain size before the bainite transformation. In order to refine the austenite grain size, it is generally effective to contain Ti, but this means cannot be used in the steel according to the present embodiment. Since the present inventors form coarse TiN that degrades the toughness of the steel according to the present embodiment, even if the Ti content is as small as about 0.005%, the Ti is after the aging treatment. It has been found that the toughness of the steels in the steel is greatly deteriorated. Therefore, it is necessary to limit the Ti content of the steel according to the present embodiment to zero or a specific value as much as possible.
また、靱性に有害な影響を及ぼす介在物が鋼中に存在すれば、十分な靱性が得られない。靱性に有害な鋼中の介在物の存在を抑制するためには、Sの含有量を特定の値以下とすることが必要である。またSは、Mnと結合することで、粗大なMnSを形成し、靱性を劣化させる元素でもあるので、Sの過剰な添加は避けなければならない。一方、MnSは、十分な被削性を確保するために必須の介在物である。したがって、Sの含有量を完全にゼロにすることは好ましくない。時効処理前の鋼の被削性を高め、且つ時効処理による鋼の靱性の低下を抑制するためには、MnSの量が多くなりすぎないように、Sの含有量を適切に制御する必要がある。 Further, if inclusions that adversely affect toughness are present in steel, sufficient toughness cannot be obtained. In order to suppress the presence of inclusions in steel harmful to toughness, the S content needs to be a specific value or less. Further, S is an element that forms coarse MnS by bonding with Mn and deteriorates toughness, so excessive addition of S must be avoided. On the other hand, MnS is an essential inclusion in order to ensure sufficient machinability. Therefore, it is not preferable that the S content is completely zero. In order to increase the machinability of the steel before aging treatment and to suppress the deterioration of the toughness of the steel due to aging treatment, it is necessary to appropriately control the S content so that the amount of MnS does not become excessive. is there.
本発明者らは、時効処理前の被削性および時効処理後の低サイクル疲労強度を十分に高め、かつ時効処理による靱性低下を抑制するための手段として、Nbの含有が有効であることを知見した。Nbは、Tiと同様に、ベイナイト変態前のオーステナイト粒径を微細化する効果を有する。 The present inventors have confirmed that the inclusion of Nb is effective as a means for sufficiently increasing the machinability before the aging treatment and the low cycle fatigue strength after the aging treatment, and suppressing the toughness reduction due to the aging treatment. I found out. Nb has the effect of refining the austenite grain size before the bainite transformation, similar to Ti.
Nbはオーステナイト粒径を微細化する効果とともに、時効処理温度での化合物(2次相)の生成能も有する元素である。Nbは、VおよびMoよりも析出温度が高いからである。つまり、Nbは析出温度が比較的高いので、含有されたNbの一部が熱間鍛造時に炭化物または炭窒化物等として析出し、この炭化物等のNb析出物がオーステナイト粒径の微細化に寄与する。 Nb is an element that has the effect of reducing the austenite grain size and also has the ability to form a compound (secondary phase) at the aging temperature. This is because Nb has a higher deposition temperature than V and Mo. That is, since the precipitation temperature of Nb is relatively high, a part of the contained Nb is precipitated as carbide or carbonitride during hot forging, and this Nb precipitate such as carbide contributes to refinement of the austenite grain size. To do.
上記(1)式又は(1’)式が特定の範囲となるという条件を満たす鋼には、固溶Nbが存在する。上述のように(1)式または(1’)式を満たす鋼の主相はベイナイト組織であり、Nbはベイナイト組織に固溶しやすいからである。そのため、(1)式又は(1’)式が特定の範囲となる鋼には、時効処理によりNb炭化物あるいはNb炭窒化物を析出させることができる。また、これらNb析出物が析出しても靱性低下を招くことなく、時効処理後の鋼の硬さを高くすることが可能であるという特徴を本発明者らは見いだした。しかも、Nbを含有することにより、ベイナイト組織の微細化と析出強化とによって優れた低サイクル疲労強度が得られる鋼を実現できることも本発明者らは見いだした。 Solid steel that satisfies the condition that the formula (1) or the formula (1 ′) falls within a specific range contains solute Nb. This is because, as described above, the main phase of steel satisfying the formula (1) or (1 ′) has a bainite structure, and Nb easily dissolves in the bainite structure. Therefore, Nb carbide or Nb carbonitride can be precipitated by aging treatment in steel in which formula (1) or (1 ') falls within a specific range. Further, the present inventors have found that the hardness of the steel after aging treatment can be increased without causing a decrease in toughness even if these Nb precipitates are precipitated. In addition, the present inventors have also found that by containing Nb, a steel capable of obtaining an excellent low cycle fatigue strength by refining the bainite structure and precipitation strengthening can be realized.
本実施形態は、以上説明した、本発明者の検討結果ならびに得られた知見に基づきなされた時効硬化性鋼に関するものである。以下、本発明の一実施形態である時効硬化性鋼の各要件について詳しく説明する。 The present embodiment relates to the age-hardenable steel made based on the above-described investigation results of the present inventor and the obtained knowledge. Hereinafter, each requirement of age hardening steel which is one embodiment of the present invention is explained in detail.
まず、本実施形態に係る時効硬化性鋼の成分について説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。 First, components of the age-hardening steel according to this embodiment will be described. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.
C:0.05〜0.20%
Cは、本実施形態において重要な元素である。Cは、時効処理によりVと結合してV炭化物を形成し、鋼を強化する。しかしながら、Cの含有量が0.05%未満では、V炭化物の析出駆動力が小さくなってV炭化物が析出し難くなるので、所望の強化効果が得られない。一方、Cの含有量が0.20%を超えると、Vと結合しないCがFeと結びついて炭化物(セメンタイト)を形成し、鋼の靱性を著しく劣化させてしまう。また、Cの含有量が0.20%を超える場合、オーステナイトからベイナイトへの変態の途中にオーステナイト中に濃化するC濃度も高くなり、ベイナイト変態後の組織に部分的にマルテンサイトが混入するようにもなる。セメンタイトおよび/またはマルテンサイトが鋼に含まれる場合、切削抵抗が上昇してしまい被削性が低下する。したがって、Cの含有量を0.05〜0.20%とする。Cの含有量は、0.08%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることが一層好ましい。また、Cの含有量は0.18%以下とすることが好ましく、0.16%以下とすることが一層好ましい。C: 0.05-0.20%
C is an important element in the present embodiment. C combines with V by aging treatment to form V carbide and strengthens the steel. However, if the C content is less than 0.05%, the V carbide precipitation driving force becomes small and V carbide is difficult to precipitate, so that the desired strengthening effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, C that does not bond with V is combined with Fe to form carbide (cementite), and the toughness of the steel is significantly deteriorated. Further, when the content of C exceeds 0.20%, the C concentration concentrated in the austenite during the transformation from austenite to bainite also increases, and martensite is partially mixed in the structure after the bainite transformation. It becomes like. When cementite and / or martensite is contained in steel, cutting resistance increases and machinability decreases. Therefore, the content of C is set to 0.05 to 0.20%. The C content is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.10% or more. The C content is preferably 0.18% or less, and more preferably 0.16% or less.
Si:0.01〜0.50%
Siは、製鋼時の脱酸元素として有用であると同時に、マトリックスに固溶して鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Siは0.01%以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Siの含有量が過剰になると、鋼の熱間加工性の低下及び切削抵抗の上昇が生じ、被削性の低下を招く。特に、Si含有量が0.50%を超えると、鋼の熱間加工性の低下及び切削抵抗の上昇が著しくなる。更に、Siは初析フェライトの生成を促進してベイナイト量を減少させるおそれがあるので、安定的にベイナイトを得るためには、Siを過剰に含有することは好ましくない。なお、鋼の製造段階で初析フェライトが生じた場合、上述したように、V炭化物が初析フェライトとオーステナイトとの相界面に析出し、鋼の時効硬化能を低下させるおそれもある。したがって、Siの含有量を0.01〜0.50%とする。Siの含有量は、0.06%以上とすることが好ましい。また、Siの含有量は、0.45%以下とすることが好ましく、0.35%未満とすることが一層好ましい。Si: 0.01 to 0.50%
Si is useful as a deoxidizing element at the time of steel making, and at the same time, has an action of improving the strength of the steel by dissolving in a matrix. In order to sufficiently obtain these effects, Si needs to be contained in an amount of 0.01% or more. However, when the Si content is excessive, the hot workability of the steel is lowered and the cutting resistance is raised, leading to a decrease in machinability. In particular, when the Si content exceeds 0.50%, the hot workability of steel and the cutting resistance increase remarkably. Furthermore, since Si may promote the generation of proeutectoid ferrite and reduce the amount of bainite, it is not preferable to contain Si excessively in order to stably obtain bainite. When pro-eutectoid ferrite is produced in the steel production stage, as described above, V carbide precipitates at the phase interface between pro-eutectoid ferrite and austenite, which may reduce the age hardening ability of the steel. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 0.50%. The Si content is preferably 0.06% or more. The Si content is preferably 0.45% or less, and more preferably less than 0.35%.
Mn:1.50〜2.50%
Mnは、焼入れ性を向上させ、組織の主相をベイナイトにする効果を持つ。更に、Mnは、ベイナイト変態温度を低下させる作用を有し、そうすることで、組織を微細化させてマトリックスの靱性を高める効果も持つ。なお、鋼の体積の大部分を占める組織のことをマトリックスと称し、本実施形態に係る鋼のマトリックスはベイナイトである。また、Mnは、鋼中でMnSを形成して切削抵抗を低下させ、これにより被削性を向上させる作用を有する。また、Mn量が1.50%未満である場合、初析フェライトの生成が促進されて、上述のようにベイナイト量の減少と時効硬化能の低下とを引き起こすおそれがある。これらの効果を十分に得るためには、Mnは少なくとも1.50%の含有量とする必要がある。しかしながら、Mnは鋼の凝固時に偏析しやすい元素であるので、含有量が多くなって、特に2.50%を超えると、熱間鍛造後の部品内の硬さのバラツキが大きくなることを避けられない。したがって、Mnの含有量を1.50〜2.50%とする。Mnの含有量は、1.60%以上とすることが好ましく、1.70%以上とすることが一層好ましい。また、Mnの含有量は、2.30%以下とすることが好ましく、2.10%以下とすることが一層好ましい。Mn: 1.50 to 2.50%
Mn has the effect of improving hardenability and making the main phase of the structure bainite. Furthermore, Mn has the effect of lowering the bainite transformation temperature, and by doing so, it also has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the matrix. In addition, the structure which occupies most of the volume of steel is called a matrix, and the matrix of the steel which concerns on this embodiment is a bainite. Moreover, Mn has the effect | action which forms MnS in steel and reduces cutting resistance, and thereby improves machinability. Moreover, when the amount of Mn is less than 1.50%, the generation of pro-eutectoid ferrite is promoted and there is a risk of causing a decrease in the amount of bainite and a decrease in age hardening ability as described above. In order to obtain these effects sufficiently, the Mn content needs to be at least 1.50%. However, since Mn is an element that easily segregates during solidification of the steel, its content increases, especially when it exceeds 2.50%, it is avoided to increase the hardness variation in the parts after hot forging. I can't. Therefore, the Mn content is 1.50 to 2.50%. The Mn content is preferably 1.60% or more, and more preferably 1.70% or more. Further, the Mn content is preferably 2.30% or less, and more preferably 2.10% or less.
S:0.005〜0.08%
Sは、鋼中でMnと結合してMnSを形成し、これにより切削抵抗を低下させて鋼の被削性を向上させる。十分な被削性を得るためには、0.005%以上のSを含有させる必要がある。しかしながら、Sの含有量が過度に高くなると、粗大なMnSが増加して、鋼の靱性と疲労強度とを劣化させるおそれがある。特に、Sの含有量が0.08%を超えると、靱性と疲労強度との低下が著しくなる。したがって、Sの含有量を0.005〜0.08%とする。Sの含有量は、0.01%以上とすることが好ましい。また、Sの含有量は、0.05%以下とすることが好ましく、0.03%以下とすることが一層好ましい。S: 0.005-0.08%
S combines with Mn in steel to form MnS, thereby reducing the cutting resistance and improving the machinability of the steel. In order to obtain sufficient machinability, it is necessary to contain 0.005% or more of S. However, when the S content is excessively high, coarse MnS increases, which may deteriorate the toughness and fatigue strength of the steel. In particular, when the S content exceeds 0.08%, the toughness and fatigue strength are significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.005 to 0.08%. The S content is preferably 0.01% or more. The S content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
Cr:0.03〜1.60%
Crは、焼入れ性を高め、組織の主相をベイナイトにする効果を持つ。更に、Crはベイナイト変態温度を低下させる作用を有し、そうすることで、組織を微細化させてマトリックスの靱性を高める効果も持つ。しかしながら、Crの含有量が1.60%を超えると、焼入れ性が大きくなりすぎて、部品の大きさおよび部位などによっては時効処理前の硬さがビッカース硬さで290Hvを超えるおそれがあるので、切削抵抗が上昇して被削性が低下することがある。したがって、Crの含有量を0.03〜1.60%とする。Crの含有量の下限は、0.05%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることが一層好ましい。Crの含有量の上限は、1.00%以下とすることが好ましく、0.50%以下とすることが一層好ましい。Cr: 0.03 to 1.60%
Cr has the effect of increasing hardenability and making the main phase of the structure bainite. Furthermore, Cr has the effect of lowering the bainite transformation temperature, and by doing so, it also has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the matrix. However, if the Cr content exceeds 1.60%, the hardenability becomes too high, and the hardness before aging treatment may exceed 290 Hv in terms of Vickers hardness depending on the size and part of the part. The cutting resistance may increase and the machinability may decrease. Therefore, the Cr content is 0.03 to 1.60%. The lower limit of the Cr content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more. The upper limit of the Cr content is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.50% or less.
Al:0.005〜0.05%
Alは脱酸作用を有する元素であり、この作用を発揮させるために0.005%以上の含有量とする必要がある。しかし、Alの含有量が0.05%を超えると、粗大な酸化物が生成するようになり、鋼の靱性と疲労強度とが低下する。したがって、Alの含有量を0.005〜0.05%とする。Alの含有量は、0.04%以下とすることが好ましい。Al: 0.005 to 0.05%
Al is an element having a deoxidizing action, and in order to exert this action, the content needs to be 0.005% or more. However, if the Al content exceeds 0.05%, coarse oxides are generated, and the toughness and fatigue strength of the steel are reduced. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.05%. The Al content is preferably 0.04% or less.
V:0.25〜0.50%
Vは、本実施形態に係る鋼における最も重要な元素である。Vは、時効処理の際にCと結合して微細なV炭化物を形成することにより、またはCおよびNと結合して微細なV炭窒化物を形成することにより、時効処理後の鋼の強度を高める作用がある。また、Vには、時効処理によって、Moと複合して析出し、鋼の時効硬化能を一層高める効果もある。これらの効果を十分に得るためには、Vは0.25%以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Vの含有量が過剰になると、熱間鍛造時の加熱においても未固溶のV炭化物またはV炭窒化物が残りやすくなって靱性の低下を招き、特に、その含有量が0.50%を超えると、靱性の低下が著しくなる。しかも、Vの含有量が0.50%を超えると、未固溶のV炭化物またはV炭窒化物の残存に伴い切削抵抗が上昇してしまい、鋼の被削性も著しく低下する場合がある。したがって、Vの含有量を0.25〜0.50%とする。Vの含有量は、0.45%未満とすることが好ましく、0.40%以下とすることが一層好ましい。また、Vの含有量は、0.27%以上とすることが好ましい。V: 0.25 to 0.50%
V is the most important element in the steel according to the present embodiment. V is the strength of steel after aging treatment by combining with C during aging treatment to form fine V carbide, or by combining with C and N to form fine V carbonitride. There is an action to increase. V also has the effect of further increasing the age-hardening ability of steel by being combined with Mo and precipitated by aging treatment. In order to sufficiently obtain these effects, V needs to be a content of 0.25% or more. However, if the V content is excessive, undissolved V carbide or V carbonitride tends to remain even during heating during hot forging, leading to a decrease in toughness. If it exceeds%, the toughness is significantly reduced. In addition, if the V content exceeds 0.50%, the cutting resistance increases with the remaining undissolved V carbide or V carbonitride, and the machinability of the steel may be significantly reduced. . Therefore, the content of V is set to 0.25 to 0.50%. The V content is preferably less than 0.45%, and more preferably 0.40% or less. The V content is preferably 0.27% or more.
Nb:0.01〜0.10%
Nbは、本実施形態に係る鋼における重要な元素の一つである。鋼中に含まれるNbの一部は、熱間鍛造時の加熱、加工過程でNb炭化物またはNb炭窒化物として鋼中に析出し、ピン止め効果によってオーステナイト結晶粒を微細化させる。熱間加工時のオーステナイト結晶粒の微細化は、熱間加工終了後のベイナイト変態においてベイナイト組織を微細化させる効果を有する。ベイナイト組織の微細化により、時効硬化後の鋼の靱性が向上する。更に、熱間鍛造時の鋼中のNbの一部は固溶Nbとして存在し、この固溶Nbは熱間鍛造後の時効処理の際にNb炭化物またはNb炭窒化物として析出することで、靭性低下を招くことなく、硬さを高め、低サイクル疲労強度ならびに疲労強度の向上とを達成する効果がある。これらの効果を十分に得るためには、Nbは0.01%以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Nbの含有量が過剰になると、熱間鍛造時の加熱においても未固溶の炭化物または炭窒化物が残りやすくなって、時効処理後の硬さを高める効果および/または時効処理後の疲労強度向上効果が飽和する。しかもNbの含有量が0.10%を超えると、未固溶の炭化物または炭窒化物の残存に伴い切削抵抗が上昇してしまい鋼の被削性が著しく低下する場合がある。したがって、Nbの含有量を0.01〜0.10%とする。Nbの含有量は、0.08%未満とすることが好ましく、0.05%以下とすることが一層好ましい。また、Nbの含有量は、0.02%以上とすることが好ましい。Nb: 0.01 to 0.10%
Nb is one of important elements in the steel according to the present embodiment. Part of Nb contained in the steel precipitates in the steel as Nb carbide or Nb carbonitride during the heating and processing during hot forging, and austenite grains are refined by the pinning effect. The refinement of austenite crystal grains during hot working has the effect of refining the bainite structure in the bainite transformation after completion of hot working. Refinement of the bainite structure improves the toughness of the steel after age hardening. Furthermore, a part of Nb in the steel at the time of hot forging is present as solute Nb, and this solute Nb is precipitated as Nb carbide or Nb carbonitride during the aging treatment after hot forging, There is an effect of increasing hardness and achieving low cycle fatigue strength and improved fatigue strength without incurring toughness reduction. In order to sufficiently obtain these effects, Nb needs to have a content of 0.01% or more. However, when the content of Nb is excessive, undissolved carbide or carbonitride tends to remain even during heating during hot forging, and the effect of increasing the hardness after aging treatment and / or after aging treatment The effect of improving fatigue strength is saturated. In addition, if the Nb content exceeds 0.10%, the cutting resistance increases with the remaining undissolved carbide or carbonitride, and the machinability of the steel may be significantly reduced. Therefore, the Nb content is set to 0.01 to 0.10%. The Nb content is preferably less than 0.08%, and more preferably 0.05% or less. The Nb content is preferably 0.02% or more.
本実施形態の時効硬化性鋼は、上述のC、Si、Mn、S、Cr、Al、V、およびNbと、残部がFe及び不純物とからなり、後述する不純物中のP、Ti及びNが、P:0.03%以下、Ti:0.005%未満及びN:0.020%以下に制限されたものであり、更に、前記の(1)式で表わされるF1が0.68以上、(2)式で表わされるF2が0.85以下、かつ(3)式で表わされるF3が0.00以上である化学組成を有する鋼である。なお、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入するものを指す。 The age-hardening steel of this embodiment is composed of the above-mentioned C, Si, Mn, S, Cr, Al, V, and Nb, and the balance is Fe and impurities, and P, Ti, and N in impurities described later are included. , P: 0.03% or less, Ti: less than 0.005% and N: 0.020% or less, and F1 represented by the formula (1) is 0.68 or more, It is a steel having a chemical composition in which F2 represented by the formula (2) is 0.85 or less and F3 represented by the formula (3) is 0.00 or more. In addition, an impurity refers to the thing mixed from the ore as a raw material, a scrap, or a manufacturing environment, when manufacturing steel materials industrially.
P:0.03%以下
Pは、不純物として含有され、本実施形態に係る鋼において好ましくない元素である。即ち、Pは、粒界に偏析することで靱性を低下させ、特にその含有量が0.03%を超えると、靱性の低下が非常に著しくなる。したがって、Pの含有量を0.03%以下に制限する。Pの含有量は、0.025%以下と制限することが好ましい。
なお、Pの含有量の下限は特に定めることなく本実施形態に係る鋼の効果が発揮される。P含有量の下限値を0%としてもよい。しかしながら、Pを過度に低減させると脱Pコストの極端な上昇を招き、経済的に不利であることから、P含有量の下限を0.005%とすることが好ましい。P: 0.03% or less P is contained as an impurity and is an undesirable element in the steel according to the present embodiment. That is, P segregates at the grain boundaries to lower toughness, and particularly when its content exceeds 0.03%, the toughness is extremely lowered. Therefore, the P content is limited to 0.03% or less. The P content is preferably limited to 0.025% or less.
In addition, the effect of the steel which concerns on this embodiment is exhibited, without setting the minimum of content of P in particular. The lower limit value of the P content may be 0%. However, excessively reducing P causes an extreme increase in de-P cost and is economically disadvantageous, so the lower limit of the P content is preferably 0.005%.
Ti:0.005%未満
Tiは、不純物として含有され、本実施形態に係る鋼において好ましくない元素である。即ち、Tiは、Nと結合することで、粗大なTiNを形成して靱性の低下を招き、特にその含有量が0.005%以上になると、大きく靱性を劣化させる。したがって、Tiの含有量を0.005%未満に制限する。時効処理による靱性低下を抑制するためには、Tiの含有量は、0.0035%以下と制限することが好ましく、0.0015%以下と制限することが一層好ましい。Ti含有量の下限値を0%としてもよい。Ti: Less than 0.005% Ti is contained as an impurity and is an undesirable element in the steel according to the present embodiment. That is, Ti combines with N to form coarse TiN, leading to a decrease in toughness. In particular, when its content is 0.005% or more, the toughness is greatly deteriorated. Therefore, the Ti content is limited to less than 0.005%. In order to suppress a decrease in toughness due to the aging treatment, the Ti content is preferably limited to 0.0035% or less, and more preferably 0.0015% or less. The lower limit value of the Ti content may be 0%.
N:0.0080%未満
Nは、不純物として含有され、本実施形態に係る鋼においては、VをVNとして固定してしまう好ましくない元素である。即ち、VNとして析出したVは時効硬化に寄与しなくなるので、VNの析出を抑制するために、Nの含有量は低くしなければならない。VNの析出を抑制し、時効処理前の段階において十分な量の固溶Vを確保するためにはNの含有量を0.0080%未満と制限する必要がある。N含有量の上限値は、好ましくは0.0070%、0.0060%、または0.0050%である。N含有量の下限値は0%である。N: Less than 0.0080% N is contained as an impurity. In the steel according to the present embodiment, N is an undesirable element that fixes V as VN. That is, V precipitated as VN does not contribute to age hardening, so the content of N must be lowered in order to suppress the precipitation of VN. In order to suppress the precipitation of VN and ensure a sufficient amount of solute V in the stage before the aging treatment, it is necessary to limit the N content to less than 0.0080%. The upper limit of the N content is preferably 0.0070%, 0.0060%, or 0.0050%. The lower limit of the N content is 0%.
本実施形態に係る時効硬化性鋼の他の実施形態は、上述のCからVまでの元素と、前記の〈a〉〜〈c〉の何れか1つ以上を満足する組成と、残部がFe及び不純物とからなり、不純物中のP、Ti及びNが、P:0.03%以下、Ti:0.005%未満及びN:0.020%以下に制限されたものであり、更に、前記の、(1’)式で表わされるF1’が0.68以上、(2’)式で表わされるF2’が0.85以下、かつ(3’)式で表わされるF3’が0.00以上である化学組成を有する鋼である。 Another embodiment of the age-hardening steel according to this embodiment is a composition satisfying any one or more of the above-described elements <C> to <C>, and the balance being Fe. And P, Ti and N in the impurity are limited to P: 0.03% or less, Ti: less than 0.005% and N: 0.020% or less, and F1 ′ represented by the formula (1 ′) is 0.68 or more, F2 ′ represented by the formula (2 ′) is 0.85 or less, and F3 ′ represented by the formula (3 ′) is 0.00 or more. Is a steel having a chemical composition of
以下、本実施形態に係る時効硬化性鋼の他の実施形態において選択的に添加される〈a〉〜〈c〉に示す任意元素の作用効果と、その含有量の限定理由について説明する。 Hereinafter, the effects of the optional elements shown in <a> to <c> that are selectively added in other embodiments of the age-hardening steel according to this embodiment and the reasons for limiting the contents thereof will be described.
〈a〉Mo:1.0%以下
Moの含有は必須ではないので、Mo含有量の下限値は0%である。一方、Moは、鋼の焼入れ性を高め、熱間鍛造後の鋼の組織の主相をベイナイトとするとともに、ベイナイトの面積率を増大させる作用を有する。Moは、0.25%以上のVを含有する鋼において、Vとともに炭化物を形成して、鋼の時効硬化能を大きくする作用も有する。このため、必要に応じてMoを含有させてもよい。しかしながら、Moは非常に高価な元素であるので、含有量が多くなると鋼の製造コストが増大し、更には靱性も低下する。したがって、含有させる場合のMoの含有量を1.0%以下とする。含有させる場合のMoの含有量は、0.50%以下とすることが好ましく、0.40%以下とすることが一層好ましく、0.30%未満とすることがより一層好ましい。一方、前記したMoの効果を安定して得るためには、含有させる場合のMoの含有量は、0.03%以上とすることが望ましく、0.05%以上とすることがより望ましく、0.10%以上とすることが一層望ましい。<a> Mo: 1.0% or less Since containing Mo is not essential, the lower limit of the Mo content is 0%. On the other hand, Mo enhances the hardenability of steel, has the effect of increasing the area ratio of bainite, while making the main phase of the steel structure after hot forging bainite. Mo also has the effect | action which forms a carbide | carbonized_material with V and enlarges the age hardening ability of steel in steel containing 0.25% or more of V. For this reason, you may contain Mo as needed. However, since Mo is a very expensive element, if the content is increased, the manufacturing cost of steel increases and the toughness also decreases. Therefore, the Mo content when contained is 1.0% or less. When Mo is contained, the content of Mo is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and even more preferably less than 0.30%. On the other hand, in order to stably obtain the effect of Mo described above, the Mo content in the case of inclusion is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, 0 10% or more is more desirable.
〈b〉Cu:0.3%以下及びNi:0.3%以下
Cu及びNiは、いずれも、時効処理後の鋼の疲労強度を高める作用を有する。このため、より大きな疲労強度を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。<B> Cu: 0.3% or less and Ni: 0.3% or less Both Cu and Ni have an effect of increasing the fatigue strength of steel after aging treatment. For this reason, when it is desired to obtain a greater fatigue strength, these elements may be contained within the range described below.
Cu:0.3%以下
Cuの含有は必須ではないので、Cu含有量の下限値は0%である。一方、Cuは、時効処理後の鋼の疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてCuを含有させてもよい。しかしながら、Cuの含有量が0.3%を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のCuの含有量を0.3%以下とする。含有させる場合のCuの含有量は、0.25%以下とすることが好ましい。一方、前記したCuの疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のCuの含有量は、0.03%以上とすることが望ましく、0.05%以上とすることがより望ましく、0.1%以上とすることが一層望ましい。Cu: 0.3% or less Since Cu is not essential, the lower limit of the Cu content is 0%. On the other hand, Cu has the effect | action which improves the fatigue strength of steel after an aging treatment. For this reason, you may contain Cu as needed. However, if the Cu content exceeds 0.3%, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Cu content when contained is set to 0.3% or less. When Cu is contained, the content of Cu is preferably 0.25% or less. On the other hand, in order to stably obtain the effect of increasing the fatigue strength of Cu described above, the Cu content in the case of inclusion is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more. More desirably, the content is more preferably 0.1% or more.
Ni:0.3%以下
Niの含有は必須ではないので、Ni含有量の下限値は0%である。一方、Niは、時効処理後の鋼の疲労強度を向上させる作用を有する。更に、Niは、Cuによる熱間加工性の低下を抑制する作用も有する。このため、必要に応じてNiを含有させてもよい。しかしながら、Niの含有量が0.3%を超えると、コストが嵩むことに加えて上記の効果も飽和する。したがって、含有させる場合のNiの含有量を0.3%以下とする。含有させる場合のNiの含有量は、0.25%以下とすることが好ましい。一方、前記したNiの効果を安定して得るためには、含有させる場合のNiの含有量は、0.03%以上とすることが望ましく、0.05%以上とすることがより望ましく、0.1%以上とすることが一層望ましい。Ni: 0.3% or less Since the Ni content is not essential, the lower limit of the Ni content is 0%. On the other hand, Ni has the effect | action which improves the fatigue strength of steel after an aging treatment. Furthermore, Ni also has the effect | action which suppresses the fall of the hot workability by Cu. For this reason, you may contain Ni as needed. However, if the Ni content exceeds 0.3%, the above effect is saturated in addition to the increase in cost. Therefore, the Ni content when contained is set to 0.3% or less. When Ni is contained, the content of Ni is preferably 0.25% or less. On the other hand, in order to stably obtain the above-described effect of Ni, the Ni content in the case of inclusion is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and 0% More preferably, the content is 1% or more.
なお、上記のCu及びNiは、そのうちのいずれか1種のみ、又は、2種の複合で含有させることができる。含有させる場合の上記元素の合計含有量は、Cu含有量の上限値及びNiの含有量の上限値の合計値である0.6%であってもよい。 In addition, said Cu and Ni can be contained only in any 1 type among them, or 2 types of composites. The total content of the above elements when contained may be 0.6%, which is the total value of the upper limit value of the Cu content and the upper limit value of the Ni content.
〈c〉Ca:0.005%以下及びBi:0.4%以下
Ca及びBiは、いずれも、時効処理前の鋼の切削抵抗を低下させ、被削性を高める作用を有する。このため、より良好な被削性を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。<C> Ca: 0.005% or less and Bi: 0.4% or less Both Ca and Bi have the effect of reducing the cutting resistance of the steel before aging treatment and improving the machinability. For this reason, when it is desired to obtain better machinability, these elements may be contained within the range described below.
Ca:0.005%以下
Caの含有は必須ではないので、Ca含有量の下限値は0%である。一方、Caは、硫化物形態を球状化させる効果があり、靭性を低下させることなく、時効処理前の鋼の切削抵抗を低下させる効果がある。このため、必要に応じてCaを含有させてもよい。しかしながら、Caの含有量が0.005%を超えると、硫化物の形態は変化するが、Caを含有する粗大な酸化物を形成し、鋼の靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のCaの含有量を0.005%以下とする。含有させる場合のCaの含有量は、0.0035%以下とすることが好ましい。一方、前記したCaによる硫化物の形態変化効果による切削抵抗の低下効果を安定して得るためには、含有させる場合のCaの含有量は、0.0005%以上とすることが望ましく、0.0007%以上、0.0010%以上、または0.0015%以上とすることがさらに望ましい。Ca: 0.005% or less Since Ca is not essential, the lower limit of Ca content is 0%. On the other hand, Ca has the effect of spheroidizing the sulfide form, and has the effect of reducing the cutting resistance of the steel before aging treatment without reducing toughness. For this reason, you may contain Ca as needed. However, when the Ca content exceeds 0.005%, the form of the sulfide is changed, but a coarse oxide containing Ca is formed, and the toughness of the steel is deteriorated. Therefore, if Ca is included, the Ca content is 0.005% or less. When Ca is contained, the content of Ca is preferably 0.0035% or less. On the other hand, in order to stably obtain the effect of reducing the cutting resistance due to the effect of changing the shape of sulfide by Ca, the Ca content when contained is preferably 0.0005% or more. It is further desirable to set it to 0007% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
Bi:0.4%以下
Biの含有は必須ではないので、Bi含有量の下限値は0%である。一方、Biは、時効処理前の鋼の切削抵抗を低下させる作用と、切りくず処理性を向上させる作用とを有する。このため、必要に応じてBiを含有させてもよい。しかしながら、Biの含有量が0.4%を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のBiの含有量を0.4%以下とする。含有させる場合のBiの含有量は、0.3%以下とすることが好ましい。一方、前記したBiの切削抵抗を低下させる効果と切りくず処理性を向上させる効果とを安定して得るためには、含有させる場合のBiの含有量は、0.01%以上とすることが望ましく、0.03%以上とすることがより望ましい。Bi: 0.4% or less Since the Bi content is not essential, the lower limit of the Bi content is 0%. On the other hand, Bi has the effect | action which reduces the cutting resistance of steel before an aging treatment, and the effect | action which improves chip-treatment property. For this reason, you may contain Bi as needed. However, when the Bi content exceeds 0.4%, hot workability is deteriorated. Therefore, the Bi content when contained is 0.4% or less. When Bi is contained, the Bi content is preferably 0.3% or less. On the other hand, in order to stably obtain the above-described effect of reducing the cutting resistance of Bi and the effect of improving chip disposal, the Bi content in the case of inclusion should be 0.01% or more. Desirably, 0.03% or more is more desirable.
なお、上記のCa及びBiは、そのうちのいずれか1種のみ、又は、2種の複合で含有させることができる。含有させる場合のこれらの元素の合計含有量は、Ca含有量の上限値及びBi含有量の上限値の合計である0.405%であってもよいが、0.3%以下とすることが好ましい。 In addition, said Ca and Bi can be contained only in any 1 type among them, or 2 types of composite. The total content of these elements when contained may be 0.405%, which is the sum of the upper limit value of Ca content and the upper limit value of Bi content, but may be 0.3% or less. preferable.
上述してきた本実施形態及び他の実施形態においては、上記した元素以外の残部は実質的にFeおよび不純物である。 In the present embodiment and other embodiments described above, the balance other than the above-described elements is substantially Fe and impurities.
次に、上述した(1)式〜(3)式によって表されるF1〜F3、及び(1’)式〜(3’)式によって表されるF1’〜F3’について説明する。 Next, F1 to F3 represented by the expressions (1) to (3) and F1 'to F3' represented by the expressions (1 ') to (3') will be described.
<F1又はF1’:0.68以上>
本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Moを含まない場合には、
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr ・・・(1)
で表されるF1が、0.68以上でなければならない。
一方、本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Moを含む場合には、
F1’=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo ・・・(1’)
で表されるF1’が、0.68以上でなければならない。<F1 or F1 ′: 0.68 or more>
When the age-hardenable steel according to this embodiment does not contain Mo,
F1 = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr (1)
F1 represented by the following must be 0.68 or more.
On the other hand, when age-hardenable steel according to this embodiment includes the Mo,
F1 ′ = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr + 0.6 × Mo (1 ′)
F1 ′ represented by the following must be 0.68 or more.
既に述べたとおり、上記の(1)式及び(1’)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。 As already stated, the element symbols in the above formulas (1) and (1 ') mean the content in mass% of the element.
F1及びF1’は、焼入れ性に対する指標である。鋼に含まれる各合金元素の含有量が上述した範囲を満たし、かつ、F1とF1’が上記の条件を満たせば、熱間鍛造後に水冷などの加速冷却が行われなかったとしても、熱間鍛造後の組織がベイナイトを主相とするものになる。 F1 and F1 'are indicators for hardenability. Even if accelerated cooling such as water cooling is not performed after hot forging if the content of each alloy element contained in the steel satisfies the above-described range and F1 and F1 ′ satisfy the above conditions, The structure after forging has bainite as the main phase.
F1又はF1’が0.68未満の場合、熱間鍛造後の組織に初析フェライトが混入し、VCが相界面で析出するので、時効処理前の鋼の硬さが上昇したり、時効硬化能が小さくなったりする。 When F1 or F1 ′ is less than 0.68, proeutectoid ferrite is mixed in the structure after hot forging, and VC precipitates at the phase interface, so the hardness of the steel before aging treatment increases or age hardening occurs. The performance becomes smaller.
F1及びF1’は、0.70以上であることが好ましく、0.72以上であることが一層好ましい。一方、焼入れ性の過剰な増大は、鋼の靱性の低下を招くおそれがあるので、F1及びF1’は、1.00以下であることが好ましく、0.98以下であることが一層好ましい。 F1 and F1 'are preferably 0.70 or more, and more preferably 0.72 or more. On the other hand, an excessive increase in hardenability may lead to a reduction in the toughness of the steel, so F1 and F1 'are preferably 1.00 or less, and more preferably 0.98 or less.
<F2又はF2’:0.85以下>
本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Moを含まない場合には、
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V ・・・(2)
で表されるF2が、0.85以下でなければならない。
一方、本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Moを含む場合には、
F2’=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo ・・・(2’)
で表されるF2’が、0.85以下でなければならない。<F2 or F2 ′: 0.85 or less>
When the age-hardenable steel according to this embodiment does not contain Mo,
F2 = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V (2)
F2 represented by the following must be 0.85 or less.
On the other hand, when age-hardenable steel according to this embodiment includes the Mo,
F2 ′ = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V + 0.2 × Mo (2 ′)
F2 ′ represented by the following must be 0.85 or less.
既に述べたとおり、上記の(2)式及び(2’)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。 As already mentioned, the element symbols in the above formulas (2) and (2 ') mean the content of the element in mass%.
F2及びF2’は、時効処理前の硬さを示す指標である。鋼が上記のF1又はF1’の条件を満たしていたとしても、F2又はF2’が適切な範囲内になければ、時効処理前の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削抵抗が上昇し、良好な被削性が確保できなくなる場合がある。即ち、F2又はF2’が0.85を超えると、ベイナイト組織の硬さが高くなりすぎる。そのため、切削抵抗の上昇が不可避となり、良好な被削性が確保できなくなる場合がある。 F2 and F2 'are indices indicating the hardness before aging treatment. Even if the steel satisfies the above F1 or F1 ′ conditions, if F2 or F2 ′ is not within an appropriate range, the steel before aging treatment becomes too hard, and the cutting resistance increases. Good machinability may not be ensured. That is, when F2 or F2 'exceeds 0.85, the hardness of the bainite structure becomes too high. Therefore, an increase in cutting resistance is unavoidable, and good machinability may not be ensured.
F2及びF2’は、0.82以下であることが好ましく、0.80以下であることが一層好ましい。一方、F2およびF2’が低すぎる場合、時効硬化後の硬度が不足するおそれがあるので、F2及びF2’は、0.55以上であることが好ましく、0.60以上であれば一層好ましい。 F2 and F2 'are preferably 0.82 or less, and more preferably 0.80 or less. On the other hand, if F2 and F2 'are too low, the hardness after age hardening may be insufficient. Therefore, F2 and F2' are preferably 0.55 or more, and more preferably 0.60 or more.
<F3又はF3’:0.00以上>
本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Moを含まない場合には、
F3=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V ・・・(3)
で表されるF3が、0.00以上でなければならない。
一方、実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Moを含む場合には、
F3’=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V−0.8×Mo ・・・(3’)
で表されるF3’が、0.00以上でなければならない。<F3 or F3 ′: 0.00 or more>
When the age-hardenable steel according to this embodiment does not contain Mo,
F3 = −4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V (3)
F3 represented by must be greater than or equal to 0.00.
On the other hand, when the age-hardenable steel according to the embodiment contains the Mo,
F3 ′ = − 4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V−0.8 × Mo (3 ′)
F3 ′ represented by must be greater than or equal to 0.00.
既に述べたとおり、上記の(3)式及び(3’)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。 As already described, the element symbols in the above formulas (3) and (3 ′) mean the content of the element in mass%.
F3及びF3’は、時効処理後の靱性を示す指標である。即ち、鋼がF1又はF1’及びF2又はF2’の条件を満たしていたとしても、F3又はF3’が適切な範囲内になければ、時効処理後の鋼の靱性が低下して目標とする靱性を確保できない場合がある。即ち、F3又はF3’が0.00未満(負の数)の場合、時効処理後の鋼の靱性が低下する。F3とF3’とは、0.01以上であることが好ましい。 F3 and F3 'are indices indicating toughness after aging treatment. That is, even if the steel satisfies the conditions of F1 or F1 ′ and F2 or F2 ′, if F3 or F3 ′ is not within an appropriate range, the toughness of the steel after aging treatment is lowered and the target toughness May not be secured. That is, when F3 or F3 'is less than 0.00 (negative number), the toughness of the steel after aging treatment is lowered. F3 and F3 'are preferably 0.01 or more.
なお、F1が0.68以上、かつF2が0.85以下であれば、F3の上限について特に限定を設ける必要はない。同様に、F1’が0.68以上、かつF2’が0.85以下であれば、F3’の上限について特に限定を設ける必要はない。 If F1 is 0.68 or more and F2 is 0.85 or less, there is no need to particularly limit the upper limit of F3. Similarly, if F1 'is 0.68 or more and F2' is 0.85 or less, there is no need to particularly limit the upper limit of F3 '.
次に、本実施形態に係る時効硬化性鋼の鋼組織(ミクロ組織)について説明する。 Next, the steel structure (microstructure) of the age-hardening steel according to this embodiment will be described.
上述してきたように、時効処理前においては、初析フェライトの多量の生成は好ましくない。さらに、被削性の観点から、多量のマルテンサイトの生成も好ましくない。このため、本実施形態に係る時効硬化性鋼の時効処理前における主相をベイナイトとすることが重要である。すなわち、十分な被削性と固溶Vとを確保するために、時効処理前における組織は、ベイナイトの面積率を70%以上とする必要がある。なお、ベイナイトの面積率は、80%以上であることが好ましく、ベイナイト単相、つまりベイナイトの面積率が100%であることが最も好ましい。ベイナイトの面積率が100%未満の場合、主相であるベイナイト以外の相は、フェライト相、パーライト相、およびマルテンサイト相などであるが、これらの相は少なければ少ないほどよい。 As described above, a large amount of pro-eutectoid ferrite is not preferable before the aging treatment. Furthermore, the production of a large amount of martensite is not preferable from the viewpoint of machinability. For this reason, it is important that the main phase before the aging treatment of the age-hardening steel according to the present embodiment is bainite. That is, in order to ensure sufficient machinability and solid solution V, the structure before the aging treatment needs to have an area ratio of bainite of 70% or more. The area ratio of bainite is preferably 80% or more, and the area ratio of bainite single phase, that is, bainite, is most preferably 100%. When the area ratio of bainite is less than 100%, the phases other than bainite as the main phase are a ferrite phase, a pearlite phase, a martensite phase, and the like. The smaller the number of these phases, the better.
鋼を直径35mmの略円柱形状とし、この鋼の温度を620℃で120分保持した場合の、鋼のビッカース硬度の上昇量を、鋼の時効硬化能(age−hardenability)と定義した場合、本実施形態に係る鋼の時効硬化能の下限値は好ましくは30Hvであり、さらに好ましくは33Hv、35Hv、または40Hvである。鋼の温度を620℃で120分保持する処理とは、本実施形態に係る鋼に時効硬化処理を行って機械部品を製造する際の、一般的な時効処理条件である。時効硬化能が30Hv以上である場合、本実施形態に係る鋼は、時効処理前に良好な被削性を有し、時効処理後に良好な疲労強度を有する。 When the amount of increase in the Vickers hardness of the steel is defined as the age-hardenability of the steel when the steel has a substantially cylindrical shape with a diameter of 35 mm and the temperature of the steel is held at 620 ° C. for 120 minutes, The lower limit of the age hardening ability of the steel according to the embodiment is preferably 30 Hv, more preferably 33 Hv, 35 Hv, or 40 Hv. The treatment for holding the temperature of steel at 620 ° C. for 120 minutes is a general aging treatment condition for producing a machine part by subjecting the steel according to this embodiment to age hardening treatment. When the age hardening ability is 30 Hv or more, the steel according to the present embodiment has good machinability before the aging treatment and has a good fatigue strength after the aging treatment.
本実施形態の時効硬化性鋼の製造方法は特に限定されるものではなく、一般的な方法で溶製して化学組成を調整すればよい。以下に、上記のようにして製造した本実施形態に係る時効硬化性鋼を素材として、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を製造する方法の一例を示す。 The method for producing the age-hardening steel of the present embodiment is not particularly limited, and the chemical composition may be adjusted by melting by a general method. Below, an example of the method of manufacturing machine parts, such as a motor vehicle, an industrial machine, and a construction machine, is shown using the age hardening steel which concerns on this embodiment manufactured as mentioned above as a raw material.
まず、化学組成を前述の範囲に調整した鋼から、部品成形に供する時効硬化性鋼(以下、「中間素材」という。)を作製する。
上記の中間素材としては、インゴットを分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット、あるいはこれらのビレットを熱間圧延又は熱間鍛造した棒鋼など、どのようなものでも構わない。ただし、中間素材の作成時に、V炭化物が析出しやすい条件で温度を保持した場合、時効硬化能が失われるおそれがある。例えば、分塊圧延後、または熱間圧延若しくは熱間鍛造後に中間素材の温度を540〜700℃の範囲内で30分以上維持した場合、時効硬化能が失われるおそれがある。しかしながら、一般的な方法に従って、分塊圧延後、または熱間圧延若しくは熱間鍛造後に中間素材を室温環境に放置すれば、このような事態が生じることはない。First, an age-hardening steel (hereinafter referred to as “intermediate material”) to be used for component molding is produced from steel whose chemical composition is adjusted to the above-mentioned range.
The intermediate material may be any billet, such as a billet obtained by ingot-rolling an ingot, a billet obtained by subjecting a continuous cast material to rolling, or a steel bar obtained by hot-rolling or hot-forging these billets. However, if the temperature is maintained under conditions where V carbide is likely to precipitate during the production of the intermediate material, the age hardening ability may be lost. For example, when the temperature of the intermediate material is maintained within the range of 540 to 700 ° C. for 30 minutes or more after the batch rolling, or after the hot rolling or hot forging, the age hardening ability may be lost. However, such a situation does not occur if the intermediate material is left in the room temperature environment after the partial rolling or after the hot rolling or hot forging according to a general method.
次いで、上記の中間素材を熱間鍛造し、更に切削加工して所定の部品形状に仕上げる。上記の熱間鍛造では、例えば、熱間鍛造用素材を1200〜1250℃で5〜60分加熱した後、仕上げ温度が1100℃以上となるようにして鍛造を行い、その後、800〜400℃までの温度領域の平均冷却速度を15〜60℃/分として室温まで冷却する。このような平均冷却速度は、鍛造後の鋼を室温環境に放置しておくことにより容易に得られる。ただし、冷却速度が15℃/分未満である場合、冷却中にV炭化物が析出し、時効硬化能が30Hv以下となるおそれがある。このようにして冷却した後、更に切削加工して、所定の部品形状に仕上げる。 Next, the intermediate material is hot forged and further cut to finish a predetermined part shape. In the hot forging described above, for example, after the hot forging material is heated at 1200 to 1250 ° C. for 5 to 60 minutes, forging is performed so that the finishing temperature becomes 1100 ° C. or higher, and then to 800 to 400 ° C. The temperature is cooled to room temperature at an average cooling rate of 15 to 60 ° C./min. Such an average cooling rate can be easily obtained by leaving the forged steel in a room temperature environment. However, when the cooling rate is less than 15 ° C./min, V carbide precipitates during cooling, and the age hardening ability may be 30 Hv or less. After cooling in this way, further cutting is performed to finish a predetermined part shape.
最後に、所定の部品形状に成形された粗形材に時効処理を施して、所望の特性を具備する自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を得る。上記の時効処理は、例えば、540〜700℃の温度域、好ましくは560〜680℃の温度域で行う。この時効処理の保持時間は、例えば、30〜1000分とするなど、機械部品のサイズ(質量)によって適宜調整する。 Finally, an aging treatment is performed on the rough shaped material formed into a predetermined part shape to obtain machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines having desired characteristics. The aging treatment is performed, for example, in a temperature range of 540 to 700 ° C., preferably in a temperature range of 560 to 680 ° C. The holding time of the aging treatment is appropriately adjusted depending on the size (mass) of the machine part, for example, 30 to 1000 minutes.
以上のようにして、本実施形態に係る時効硬化性鋼、及びそれを素材とした機械部品を製造することができる。 As described above, the age-hardening steel according to this embodiment and the machine part using the same can be manufactured.
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. The conditions in the following examples are one condition example adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
表1−1および表1−2に示す化学組成の鋼1〜31を50kg真空溶解炉によって溶製した。表1−1および表1−2における鋼1〜20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、表1−1および表1−2における鋼21〜31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。なお、Tiの欄における「<0.001」は、不純物としてのTiの含有量が、発光分光分析の検出下限値である0.001%を下回るものであったことを示す。 Steels 1-31 having chemical compositions shown in Table 1-1 and Table 1-2 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace. Steels 1 to 20 in Table 1-1 and Table 1-2 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, the steels 21 to 31 in Table 1-1 and Table 1-2 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention. Note that “<0.001” in the column of Ti indicates that the content of Ti as an impurity was less than 0.001%, which is the detection lower limit value of the emission spectroscopic analysis.
各鋼のインゴットは、1250℃の雰囲気で加熱した後、直径60mmの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造した各棒鋼は、一旦大気中で放冷して室温まで冷却した。その後、更に、室温まで冷却された棒鋼を中間素材として1250℃に加熱し、仕上げ温度を950℃以上として、直径35mmの棒鋼に再度熱間鍛造した。この2回目の熱間鍛造は、部品形状への鍛造を模擬するために行われた。2回目の熱間鍛造後の棒鋼は、大気中で放冷して室温まで冷却した。2回目の熱間鍛造時の冷却速度は、放射温度計を用いて測定した。2回目の熱間鍛造後の800〜400℃までの温度領域の平均冷却速度は、いずれの棒鋼においても50℃/分であった。 Each steel ingot was heated in an atmosphere of 1250 ° C. and then hot forged into a steel bar having a diameter of 60 mm. Each hot forged steel bar was once allowed to cool in the atmosphere and cooled to room temperature. Then, the steel bar further cooled to room temperature was heated to 1250 ° C. as an intermediate material, the finishing temperature was set to 950 ° C. or higher, and the steel bar having a diameter of 35 mm was hot forged again. This second hot forging was performed to simulate forging into a component shape. The steel bar after the second hot forging was allowed to cool to room temperature in the air. The cooling rate during the second hot forging was measured using a radiation thermometer. The average cooling rate in the temperature range from 800 to 400 ° C. after the second hot forging was 50 ° C./min in any steel bar.
得られた鋼1〜31において、熱間鍛造した直径35mmの棒鋼のうちの一部は、時効処理を施さない状態(即ち、冷却ままの状態)で、棒鋼の両端部を100mmずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、時効処理前のビッカース硬さと組織のベイナイトの面積率との調査を行った。一方、熱間鍛造した直径35mmの棒鋼の残りには、620℃で120分保持する時効処理を施し、次いで棒鋼の両端部を100mmずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、時効処理後のビッカース硬さの調査を行った。また、得られた鋼1〜31において、時効処理後の棒鋼から試験片を切り出し、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーと、低サイクル疲労強度および疲労強度との調査を行った。 In the obtained steels 1 to 31, after hot-forging a part of the steel bar having a diameter of 35 mm, after cutting off both ends of the steel bar by 100 mm in a state where aging treatment is not performed (that is, in a cooled state) The test piece was cut out from the remaining central portion, and the Vickers hardness before aging treatment and the area ratio of bainite in the structure were examined. On the other hand, the hot-forged steel bar with a diameter of 35 mm is subjected to an aging treatment that is held at 620 ° C. for 120 minutes, and then both ends of the steel bar are cut off by 100 mm each, and then a test piece is cut out from the remaining central portion and subjected to aging treatment Later Vickers hardness was investigated. Moreover, in the obtained steels 1-31, the test piece was cut out from the bar steel after an aging treatment, and the absorbed energy in the Charpy impact test after an aging treatment, and low cycle fatigue strength and fatigue strength were investigated.
ビッカース硬さ測定は、次のようにして実施した。まず、棒鋼を横断し、切断面が被検面となるように横断された棒鋼を樹脂埋めし、被検面を鏡面研磨して試験片を準備した。次いで、JIS Z 2244(2009)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、被検面のR/2部(「R」は半径を表す。)付近10点について、試験力を9.8Nとして硬さ測定を実施した。上記10点における硬度測定値を算術平均して得られた値を、その棒鋼のビッカース硬さとした。なお、時効処理前のビッカース硬さは290Hv以下の場合に、十分に低いと判断し、これを目標値とした。また、時効処理後のビッカース硬さと時効処理前のビッカース硬さとの差(以下、「ΔHv」という。)が30Hv以上となった場合に、時効硬化能が十分に高いと判断し、これを目標値とした。 The Vickers hardness measurement was performed as follows. First, the steel bar was crossed, the steel bar crossed so that the cut surface became the test surface was filled with resin, and the test surface was mirror-polished to prepare a test piece. Next, in accordance with “Vickers hardness test—test method” in JIS Z 2244 (2009), the test force is set to 9 for 10 points near the R / 2 part (“R” represents a radius) of the test surface. The hardness was measured as 8N. The value obtained by arithmetically averaging the measured hardness values at the 10 points was defined as the Vickers hardness of the steel bar. In addition, when the Vickers hardness before an aging treatment is 290 Hv or less, it judged that it was sufficiently low, and made this into the target value. Further, when the difference between the Vickers hardness after the aging treatment and the Vickers hardness before the aging treatment (hereinafter referred to as “ΔHv”) is 30 Hv or more, it is determined that the age hardening ability is sufficiently high, and this is the target. Value.
組織のベイナイトの面積率の測定は、次のようにして実施した。まず、硬さ測定に用いた樹脂埋めして鏡面研磨した試験片を、ナイタルを用いてエッチングした。エッチング後の試験片に対して、光学顕微鏡を用いて、倍率200倍で組織を撮影した。撮影した写真から画像解析により、ベイナイトの面積率を測定した。ベイナイトの面積率が70%以上である場合に、組織が十分にベイナイト化したと判断し、これを目標値とした。 The measurement of the area ratio of the bainite in the structure was performed as follows. First, the test piece which carried out resin embedding used for the hardness measurement and mirror-polished was etched using the nital. With respect to the test piece after etching, the structure | tissue was image | photographed by 200-times multiplication factor using the optical microscope. The area ratio of bainite was measured by image analysis from the photographed photographs. When the area ratio of bainite was 70% or more, it was determined that the structure was sufficiently bainite, and this was set as a target value.
靱性は、ノッチ深さ2mm及びノッチ底半径1mmのUノッチ付きの標準試験片を用いて実施した。このシャルピー衝撃試験で評価した時効処理後の20℃での吸収エネルギーが16J以上の場合に、時効処理による靱性劣化が十分に抑制されていると判断し、これを目標値とした。 Toughness was performed using a standard specimen with a U-notch with a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm. When the absorbed energy at 20 ° C. after the aging treatment evaluated by this Charpy impact test was 16 J or more, it was judged that the toughness deterioration due to the aging treatment was sufficiently suppressed, and this was set as a target value.
疲労強度は、一軸の引張圧縮型の疲労試験片を採取して調査した。即ち、図1に示す平行部の直径が3.4mmであり平行部の長さが12.7mmである形状の平滑疲労試験片を、棒鋼のR/2部から鍛造方向に平行(棒鋼の長手方向)に採取し、室温、大気中、応力比0.05、試験速度10Hzの条件で疲労試験を行った。上記の条件下で、応力付加繰返し数107回において破断しない最大の応力を疲労強度とした。疲労強度が350MPa以上の場合に、疲労強度が十分に高いと判断し、これを目標値とした。The fatigue strength was investigated by collecting a uniaxial tension-compression type fatigue test piece. That is, a smooth fatigue test piece having a shape with a parallel part diameter of 3.4 mm and a parallel part length of 12.7 mm shown in FIG. 1 is parallel to the forging direction from the R / 2 part of the steel bar (the length of the steel bar). Direction) and a fatigue test was conducted under conditions of room temperature, air, stress ratio 0.05, test speed 10 Hz. Under the above conditions, the maximum stress which does not break in stressing repeated several 10 7 times was fatigue strength. When the fatigue strength was 350 MPa or more, it was judged that the fatigue strength was sufficiently high, and this was set as a target value.
低サイクル疲労強度は、以下の方法によって求めた。まず、長手方向断面の縦横の長さがそれぞれ13mmで、長さが100mmの直方体を、採取部位が棒鋼のR/2部となるように、鍛造方向に平行(棒鋼の長手方向)に、棒鋼から採取した。その後更に、上記直方体の一つの面(即ち疲労評価部位を有する面)の長さ方向中央の部位に、半径2mmの半円切欠きを設け、これにより4点曲げ試験片を得た。低サイクル疲労試験は、室温、大気中で行い、応力比0.1、支点間距離45mm、試験周波数5Hzの条件で4点曲げ疲労試験を行うことにより、行った。上記の条件下で、応力負荷を繰り返し、5×103回強度を低サイクル疲労強度と定義して、強度評価を行い、低サイクル疲労強度が510MPa以上の場合に、低サイクル疲労強度が十分に高いと判断し、これを目標値とした。The low cycle fatigue strength was determined by the following method. First, a rectangular parallelepiped having a length and width of 13 mm in a longitudinal section and a length of 100 mm is parallel to the forging direction (longitudinal direction of the steel bar) so that the sampling site is R / 2 part of the steel bar. From. Thereafter, a semicircular notch having a radius of 2 mm was provided at a central portion in the length direction of one surface of the rectangular parallelepiped (that is, a surface having a fatigue evaluation region), thereby obtaining a four-point bending test piece. The low cycle fatigue test was performed at room temperature and in the air by performing a 4-point bending fatigue test under the conditions of a stress ratio of 0.1, a fulcrum distance of 45 mm, and a test frequency of 5 Hz. Under the above conditions, the stress load is repeated, and the strength is evaluated by defining the strength 5 × 10 3 times as the low cycle fatigue strength. When the low cycle fatigue strength is 510 MPa or more, the low cycle fatigue strength is sufficient. Judged as high and set this as the target value.
表2に、上記の各調査結果を示す。なお、「ベイナイト化」欄においては、ベイナイトの面積率が、70%以上で目標を達成したことを「GOOD」で、70%未満で目標に未達であったことを「BAD」で示した。また、表2では「シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー」を「シャルピー吸収エネルギー」と表記した。 Table 2 shows the results of the above investigations. In the “bainiteization” column, “GOOD” indicates that the area ratio of bainite is 70% or more, and “BAD” indicates that the target is not reached when it is less than 70%. . In Table 2, “absorbed energy in the Charpy impact test” is expressed as “Charpy absorbed energy”.
表2から明らかなように、本発明で規定する化学組成を有する試験番号A1〜A20の「本発明例」の場合、時効処理前のビッカース硬さが290Hv以下で、時効処理によってビッカース硬さが30Hv以上硬化し、更にシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも16J以上、かつ疲労強度が350MPa以上、低サイクル疲労強度が510MPa以上、になって目標を達成しており、時効処理後の強度及び靱性と時効処理前の被削性とが両立できていることがわかる。 As is clear from Table 2, in the case of “Examples of the present invention” of test numbers A1 to A20 having the chemical composition defined in the present invention, the Vickers hardness before the aging treatment is 290 Hv or less, and the Vickers hardness is reduced by the aging treatment. Cured by 30Hv or more, absorbed energy in Charpy impact test is also 16J or more, fatigue strength is 350MPa or more, low cycle fatigue strength is 510MPa or more, achieving the target, strength and toughness after aging treatment and aging It can be seen that the machinability before processing is compatible.
これに対して、本発明の規定から外れた試験番号B1〜B11の「比較例」の場合には、目標とする性能が得られていない。 On the other hand, in the case of “Comparative Examples” with test numbers B1 to B11 that are not defined in the present invention, the target performance is not obtained.
試験番号B1は、用いた鋼21のNb含有量が本発明の規定から外れて小さいので、熱間鍛造時における、Nb炭化物の析出によるオーステナイト粒径の微細化効果が小さく、低サイクル疲労強度が低い。 Test No. B1 has a small Nb content of the steel 21 used in the present invention and is small, so that the effect of refining the austenite grain size due to precipitation of Nb carbides during hot forging is small, and the low cycle fatigue strength is low. Low.
試験番号B2は、用いた鋼22のNb含有量が本発明の規定から外れて大きいので、熱間鍛造時に未固溶のNb炭化物が残存し、被削性、特に切削抵抗の指標となる時効処理前の硬さが目標値を超え、時効処理後の硬さが高くなりにくい(時効硬化能が不十分である)。 In test number B2, the Nb content of the steel 22 used is large outside the scope of the present invention, so that undissolved Nb carbide remains during hot forging, and aging is an index of machinability, particularly cutting resistance. Hardness before treatment exceeds the target value, and hardness after aging treatment is difficult to increase (age hardening ability is insufficient).
試験番号B3は、用いた鋼23のC含有量が本発明の規定から外れて多すぎるので、セメンタイトが増加し、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが小さく、靱性が劣る。 In test number B3, since the C content of the steel 23 used is too much outside the scope of the present invention, cementite increases, the absorbed energy in the Charpy impact test after aging treatment is small, and the toughness is inferior.
試験番号B4は、用いた鋼24のSi含有量が本発明の規定から外れて多すぎるので、初析フェライトが析出してベイナイト面積率が規定から外れている。これにより、試験番号B4では時効処理前のV炭化物の析出量が増加している。そのため、試験番号B4は、被削性、特に切削抵抗の指標となる時効処理前の硬さが目標値を超え、時効硬化能が不十分である。 In test number B4, since the Si content of the steel 24 used was too much outside the definition of the present invention, proeutectoid ferrite was precipitated and the bainite area ratio was outside the specification. Thereby, in test number B4, the precipitation amount of V carbide before an aging treatment is increasing. Therefore, in test number B4, the machinability, particularly the hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, exceeds the target value, and the age hardening ability is insufficient.
試験番号B5は、用いた鋼25のMn含有量が本発明の規定から外れて低いので、初析フェライトが析出してベイナイト面積率が規定から外れている。この初析フェライトが生成する際には、オーステナイトとの相界面でV炭化物が析出し、時効処理前にすでにV炭化物が析出している。したがって、時効処理によって、既に析出しているV炭化物の粗大化が生じるので、試験番号B5は時効硬化しにくく、時効処理後の低サイクル疲労強度が低い。また、試験番号B5はシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが小さく、靱性が劣る。 In Test No. B5, since the Mn content of the steel 25 used is low from the definition of the present invention, pro-eutectoid ferrite is precipitated and the bainite area ratio is out of the specification. When this pro-eutectoid ferrite is generated, V carbide is precipitated at the phase interface with austenite, and V carbide is already precipitated before the aging treatment. Therefore, since the aging treatment causes coarsening of the already precipitated V carbide, test number B5 is difficult to age harden and has low cycle fatigue strength after aging treatment. Test number B5 has low absorbed energy in the Charpy impact test and is inferior in toughness.
試験番号B6は、用いた鋼26のS含有量が本発明の規定から外れて多いので、粗大なMnSが増加し、靱性の劣化が著しい。そのため試験番号B6は、時効処理後の、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが小さく、靱性が劣る。また、試験番号B6は疲労強度も低サイクル疲労強度も低い。 In Test No. B6, since the S content of the steel 26 used deviates from the definition of the present invention, coarse MnS increases and the deterioration of toughness is remarkable. Therefore, test number B6 has low absorbed energy and poor toughness in the Charpy impact test after aging treatment. Test number B6 has low fatigue strength and low cycle fatigue strength.
試験番号B7は、用いた鋼27のTi含有量が本発明の規定から外れて高すぎるので、粗大なTiNが増加し、靱性劣化が著しい。そのため試験番号B7は、時効処理後の、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが小さく、靱性が劣る。 In test number B7, the Ti content of the steel 27 used was too high outside the scope of the present invention, so that coarse TiN increased and the toughness deterioration was remarkable. Therefore, test number B7 has low absorbed energy and poor toughness in the Charpy impact test after aging treatment.
試験番号B8は、用いた鋼28のV含有量が本発明の規定から外れて低いので、時効処理により析出するV炭化物量が少ない。そのため、試験番号B8は時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度も低い。 In test number B8, since the V content of the steel 28 used is low from the definition of the present invention, the amount of V carbide precipitated by the aging treatment is small. Therefore, test number B8 is hard to age harden, and the fatigue strength after aging treatment is also low.
試験番号B9は、用いた鋼29のF1が本発明の規定から外れて小さいので、焼入れ性が小さく、初析フェライトが生成している。初析フェライトが生成する際には、オーステナイトとの相界面でV炭化物が析出する。時効処理前にすでにV炭化物が析出している鋼を時効処理すると、その析出しているV炭化物の粗大化が生じるので、試験番号B9は時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度が低い。 In test number B9, since F1 of steel 29 used is small and deviates from the definition of the present invention, the hardenability is small and proeutectoid ferrite is generated. When pro-eutectoid ferrite is formed, V carbide precipitates at the phase interface with austenite. If the steel on which V carbide has already precipitated before aging treatment is aged, the precipitated V carbide is coarsened, so test number B9 is hard to age harden, and the fatigue strength after aging treatment is low.
試験番号B10は、用いた鋼30のF2’が本発明の規定から外れて大きいので、被削性、特に切削抵抗の指標となる時効処理前の硬さが目標値を超えた。 In Test No. B10, F2 ′ of the steel 30 used was large and deviated from the definition of the present invention, so that the machinability, in particular, the hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, exceeded the target value.
試験番号B11は、用いた鋼31のF3’が本発明の規定から外れて小さいので、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが小さく、靱性が劣る。 In Test No. B11, F3 ′ of the steel 31 used is small and deviates from the definition of the present invention. Therefore, the absorbed energy in the Charpy impact test after aging treatment is small and the toughness is inferior.
本発明の時効硬化性鋼は、被削性、特に切削抵抗の指標である時効処理前の硬さが290Hv以下であり、良好な被削性が期待できる。しかも、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、切削加工の後に施される時効処理によってビッカース硬さ30Hv以上硬化するので、350MPa以上の疲労強度が得られる。加えて、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、ノッチ深さ2mm及びノッチ底半径1mmのUノッチ付きの標準試験片を用いて実施したシャルピー衝撃試験で評価した時効処理後の20℃での吸収エネルギーが16J以上であり、時効処理による靱性低下が十分に抑制されている。さらに、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、低サイクル疲労強度を510MPa以上にすることができる。このため、本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材として極めて好適に用いることができる。 The age-hardenable steel of the present invention has a machinability, particularly a hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, of 290 Hv or less, and good machinability can be expected. In addition, when the age-hardenable steel of the present invention is used, a Vickers hardness of 30 Hv or more is cured by an aging treatment that is performed after cutting, so that a fatigue strength of 350 MPa or more can be obtained. In addition, with the age-hardening steel of the present invention, at 20 ° C. after aging treatment evaluated by a Charpy impact test conducted using a standard test piece with a U-notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm. The absorbed energy is 16 J or more, and the toughness reduction due to the aging treatment is sufficiently suppressed. Furthermore, if the age-hardening steel of the present invention is used, the low cycle fatigue strength can be made 510 MPa or more. For this reason, the age-hardening steel of the present invention can be used very suitably as a material for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines.
Claims (2)
C:0.05〜0.20%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.50〜2.50%、
S:0.005〜0.08%、
Cr:0.03〜1.60%、
Al:0.005〜0.05%、
V:0.25〜0.50%、
Nb:0.01〜0.10%
を含有し、
P:0.03%以下、
Ti:0.005%未満、
N:0.0080%未満
に制限し、残部がFe及び不純物からなり、
更に、下記の、(1)式で表わされるF1が0.68以上、(2)式で表わされるF2が0.85以下、かつ(3)式で表わされるF3が0.00以上である化学組成を有することを特徴とする、時効硬化性鋼。
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr ・・・(1)
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V ・・・(2)
F3=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V ・・・(3)
上記の(1)〜(3)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。% By mass
C: 0.05-0.20%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 1.50 to 2.50%,
S: 0.005 to 0.08%,
Cr: 0.03 to 1.60%,
Al: 0.005 to 0.05%,
V: 0.25 to 0.50%,
Nb: 0.01 to 0.10%
Containing
P: 0.03% or less,
Ti: less than 0.005%,
N: limited to less than 0.0080%, the balance consists of Fe and impurities,
Further, the following chemistry in which F1 represented by the formula (1) is 0.68 or more, F2 represented by the formula (2) is 0.85 or less, and F3 represented by the formula (3) is 0.00 or more. An age-hardening steel, characterized by having a composition.
F1 = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr (1)
F2 = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V (2)
F3 = −4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V (3)
The element symbol in the above formulas (1) to (3) means the content in mass% of the element.
C:0.05〜0.20%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.50〜2.50%、
S:0.005〜0.08%、
Cr:0.03〜1.60%、
Al:0.005〜0.05%、
V:0.25〜0.50%、
Nb:0.01〜0.10%
を含有し、更に、下記の〈a〉〜〈c〉に示される組成条件の何れか1つ以上を満足し、
P:0.03%以下、
Ti:0.005%未満、
N:0.0080%未満
に制限し、残部がFe及び不純物からなり、
更に、下記の、(1’)式で表わされるF1’が0.68以上、(2’)式で表わされるF2’が0.85以下、かつ(3’)式で表わされるF3’が0.00以上である化学組成を有することを特徴とする、時効硬化性鋼。
〈a〉Mo:1.0%以下
〈b〉Cu:0.3%以下及びNi:0.3%以下の一方又は両方
〈c〉Ca:0.005%以下及びBi:0.4%以下の一方又は両方
F1’=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo ・・・(1’)
F2’=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo ・・・(2’)
F3’=−4.5×C+Mn+Cr−3.5×V−0.8×Mo ・・・(3’)
上記の(1’)〜(3’)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を意味する。% By mass
C: 0.05-0.20%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 1.50 to 2.50%,
S: 0.005 to 0.08%,
Cr: 0.03 to 1.60%,
Al: 0.005 to 0.05%,
V: 0.25 to 0.50%,
Nb: 0.01 to 0.10%
Further satisfying any one or more of the composition conditions shown in the following <a> to <c>,
P: 0.03% or less,
Ti: less than 0.005%,
N: limited to less than 0.0080%, the balance consists of Fe and impurities,
Further, F1 ′ represented by the following formula (1 ′) is 0.68 or more, F2 ′ represented by the formula (2 ′) is 0.85 or less, and F3 ′ represented by the formula (3 ′) is 0. Age-hardenable steel having a chemical composition of 0.000 or more.
<a> Mo: 1.0% or less <b> Cu: 0.3% or less and Ni: 0.3% or less <c> Ca: 0.005% or less and Bi: 0.4% or less One or both of F1 ′ = C + 0.3 × Mn + 0.25 × Cr + 0.6 × Mo (1 ′)
F2 ′ = C + 0.1 × Si + 0.2 × Mn + 0.15 × Cr + 0.35 × V + 0.2 × Mo (2 ′)
F3 ′ = − 4.5 × C + Mn + Cr−3.5 × V−0.8 × Mo (3 ′)
The element symbol in said (1 ')-(3') formula means content in the mass% of the element.
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