WO1994023085A1 - Non-heat-treated steel for hot forging, process for producing non-heat-treated hot forging, and non-heat-treated hot forging - Google Patents

Non-heat-treated steel for hot forging, process for producing non-heat-treated hot forging, and non-heat-treated hot forging Download PDF

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hot forging
hot
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heat treated
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Hiromasa Takada
Yoshiro Koyasu
Motohide Mori
Masami Suzuki
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn

Definitions

  • the present invention is a steel material that is machined into machine parts such as automobiles and industrial machines, particularly after being worked by hot forging or rolling, and then subjected to hot working or aging treatment.
  • the present invention relates to a non-heat treated steel for hot forging, which is to be used as a mechanical part, a method for producing a non-heat treated hot forged product using the same steel material, and a non-heat treated hot forged product.
  • non-heat-treated steel machine parts used without tempering treatment, so-called non-heat-treated steel for hot forging (hereinafter referred to as non-heat-treated steel) parts, are rapidly spreading.
  • the need to reduce the fuel consumption of automobiles has been increasing in order to protect the global environment.
  • One of the effective ways to achieve the reduction in fuel consumption of automobiles is to reduce vehicle weight.
  • the aim is to reduce the size and weight of parts by improving their strength. In order to increase the strength of steel in particular, it is necessary to make the structure of the steel parts bainite or martensite.
  • a method of aging at 600 ° C. for toughening is disclosed.
  • the present inventors have studied to further improve the tensile strength of steel parts that have been used as suspension parts for automobiles. In the case of non-heat treated steel with a payinite structure, it was found that a tensile strength of 100 MPa or more can be realized relatively easily by increasing the alloying elements, achieving the present invention. did.
  • an object of the present invention is to provide a payinite hot forging non-refining material that has a tensile strength exceeding 100 OMPa as it is hot forged, has high toughness, and realizes a high yield strength. and steel parts for material or heat forging microalloyed steels, the method of manufacturing non-heat treated hot forged part, and 7 because the provide the part.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Non-heat treated steel for hot forging that satisfies 7 6 (% M n)-55 (% C r)-127 (% V).
  • A1 0.05 to 0.050%
  • Ti 0.02 to 0.05
  • the non-heat treated steel for hot roll forming according to the above (1) which comprises one or two of the following:
  • a 1 0.005 to 0.050%, T i: 0.02 to 0.050%, which contains one or two kinds, and the hot work as described in (3) above.
  • A1 0.05 to 0.050%
  • Ti 0.02 to 0.05
  • the non-heat treated steel for hot forging described in (1) above including one or two of the following, processed at 127 K or more, and allowed to cool, or at a temperature of more than 127 K Processing, and after cooling, aging at 450 K to 900 K A method for producing hot forged non-refined products.
  • Non-heat treated steel for hot forging that satisfies the conditions above is processed and cooled at a temperature of 127 K or more, or is processed at a temperature of 127 K or more, and then cooled to 450 to 900 Method for manufacturing hot-forged non-refined products characterized by aging with K o
  • A1 0.05 to 0.050%
  • Ti 0.02 to 0.05
  • the non-heat treated steel for hot forging described in the above (7) is processed at a temperature of 127 K or more, and is allowed to cool.
  • a method for producing a hot-forged non-refined product characterized in that it is processed at a temperature and then aged from 450 K to 900 K after being allowed to cool.
  • Painite steel is known as a thermostatically transformed structure, but hot forged unpained steel often contains not only payite but also residual austenite and martensite in its structure. This is because the austenite that cannot be completely transformed is kept at a low temperature because there is not enough time to pass through the paneite transformation temperature range during air cooling after hot-rolling. It is because it is transformed into.
  • the low yield rate of the payinite steel is due to the presence of a lot of soft residual austenite.
  • aging is effective not only in increasing the yield ratio but also in increasing the toughness.However, if the structure as hot forged is coarse, the toughness that can be achieved even with optimal aging is There is a limit, and more than 100 OMP a In terms of tensile strength, it has been difficult to obtain impact values comparable to those of conventionally tempered steel.
  • C is a steel strengthening element. If it is less than 0.15%, a large amount of alloy is required to achieve a tensile strength of 100 01 ⁇ a, and the life of the curtain mold is shortened because the deformation resistance during hot forging is increased. If it exceeds 0.40%, the toughness decreases.
  • S i is a solid solution strengthening element and has the effect of refining the residual austenite structure to improve strength and toughness.
  • Si is required to be 0.90% or more in order to improve toughness, but if added in excess of 3.0%, machinability decreases.
  • Mn has the effect of increasing the hardenability and turning the paynite structure as it is left uncooled into a fine lower bainite structure to increase the strength and toughness.
  • the toughness is insufficient, and if it exceeds 3.0%, the toughness is rather lowered.
  • Cr Like Mn and Mo, Cr is an element that is effective in refining the hot forged, as-cooled, payinite structure, but reduces the payinite transformation initiation temperature, Bs, to reduce the structure. It is effective to increase Mn, V, Mo than Cr to reduce the size of Cr, so the content is set to 0.50% or less. Also, limit to 0.10% or more, which is easily guaranteed by the process capability in steel manufacturing
  • S forms MnS to prevent coarsening of the prior austenite grains-and also to reduce the unit of the veneer truss and improve toughness.
  • S needs to be at least 0.03%, but if added in excess of 0.10%, toughness deteriorates.
  • S is used to improve machinability Is also essential, but the machinability improvement effect equivalent to the addition of S is Pb: 0.005 to 0.50%, Bi: 0.010 to 0.50%, Te: 0.001 to 0.20%, Se: Also obtained by adding 0.010 to 0.50%, especially in places where emphasis is placed on machinability in cutting with carbide tools. In this case, the addition of C a: 0.0004 to 0.0500% is effective.
  • V V lowers the bainite transformation temperature during forging to improve the toughness by making the forged unpained microstructure a fine structure, and precipitates when allowed to cool after forging to strengthen the steel.
  • V that remains in solid solution in the steel precipitates during aging and has the effect of further strengthening the steel.
  • it is necessary to add V: 0.05% or more.
  • the upper limit is set to 0.50% to reduce costs.
  • N An element that forms nitrides of NMiAl and Ti to prevent coarsening of the austenitic structure during hot forging and enhances toughness, and requires 0.080% or more. However, the effect saturates even if it exceeds 0.0200%.
  • M 0 Mo refines the structure similarly to V and increases toughness. If aging occurs after hot forging, Mo carbides precipitate and strengthen the steel. To increase toughness, it is necessary to add 0.05% or more. However, since adding a large amount increases the cost, it is limited to 1.0% or less.
  • Nb as nitride prevents coarsening of austenite structure, and Nb in solid solution state refines bainite structure and increases strength and toughness like V and M0. Nb, which remains in solid solution in the steel, precipitates during aging and has the effect of further strengthening the steel. To exert these effects, it is necessary to add 0.1% or more, but if it exceeds 0.5%, the toughness decreases.
  • a 1 and Ti are precipitated and dispersed in the steel as carbonitrides to prevent the austenite structure from becoming coarse during forging reheating, and to increase the toughness in particular. Confuse.
  • the addition amount required to prevent coarsening is A 1: 0.05% and Ti: 0.02% or more. However, if added in a large amount, the precipitates coarsen and the steel becomes brittle.
  • the upper limit is A 1: 0.050%, T i: 0.050%.
  • the test steel used has a composition range of C: 0.1 to 0.5 Si: 0.1 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.5%, Cr: 0.2 to 3 0%, V: 0.05 to 0.25%, Nb: 0.05 to 0.25%, Mo:% 0 to 2.5%, A1: 0 to 0.0 5%, T i: 40-level steel in the range of 0 to 0.05%, and the test cooled the steel at a cooling rate of 1.0 K / S after heating for 150 K 300 seconds I did it.
  • the structure is a bainite single phase, or a payite structure including a small amount of fly or martensite and austenite.
  • B s point (K) l 15 2 — 6 18 (% C)-25 S i) —
  • the steel of the present invention can increase the yield strength through decomposition of soft residual austenite contained in payinite steel and tempering of martensite. In order to expect the effects of these agings, it is efficient to aging at a temperature of 450 K or more after the curtain is made. If the aging temperature is lower than 450 K, the yield strength cannot be increased or a long time is required. However, when the temperature exceeds 900 K, the tensile strength decreases. Tensile strength and yield strength after aging vary with the amount of aging hardening element and aging temperature, but when a relatively high aging temperature is used, add the age hardening elements Mo, V, and Nb. By doing so, a decrease in tensile strength can be prevented.
  • the steel of the present invention becomes a structure mainly composed of a payinite structure as it is, without being subjected to any special cooling after being worked, and is allowed to cool. The above tensile strength can be obtained.
  • the component of the present invention according to claim 9 when 80% or more of the volume of the structure is a payinite structure, high strength and high toughness can be obtained. If the bainite structure is less than 80% due to cooling conditions, the mechanical properties may decrease due to other mixed structures. For example, when the mixed structure is bright or pearlite, the tensile strength decreases, and when the mixed structure of martensite and austenite is mixed, the tensile strength increases and the toughness decreases.
  • No.15 steel has a light-to-white structure * No.7, 8, 29, 30, 31, and 42 are ferrite 6 '' 9%,
  • the steel of the present invention forged and allowed to cool (in a non-heat treated state) has a tensile strength of 100 MPa or more. It has high strength and good impact value of 55 J / cm 2 or more. The steel aged after forged cooling has a significantly improved yield ratio.
  • the steels described in claims 1, 2, 3 and 4 of the present invention are for hot-rolled non-heat-treated steel parts having a tensile strength and a toughness of 100 OMPa or more. It is the best material. Further, according to the production method described in claims 5, 6, 7 and 8 of the present invention, a non-heat treated hot forged product having a tensile strength of l OOOMPa or more and a high toughness, and a strength of 100 OMPa or more It is possible to manufacture a non-heat treated hot forged product having high tensile strength, high yield strength, and high toughness.
  • the non-heat-treated hot forged product according to claim 9 of the present invention has a tensile strength of 100 MPa or more, when used as a part for an automobile or an industrial machine, it has a small size. This contributes to the reduction of vehicle weight and fuel consumption.

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Description

明 細 書 熱間鍛造用非調質鋼および非調質熱間鍛造品の製造方法ならびに非 調質熱間鍛造品 技術分野
本発明は、 自動車、 産業機械などの機械部品に加工される鋼素材 のうち、 特に熱間での鍛造、 転造などで加工された後、 熱間加工ま ま、 もしく は時効処理を施されて機械部品となる熱間鍛造用非調質 鋼、 および同鋼素材を用いた非調質熱間鍛造品の製造方法、 ならび に非調質熱間鍛造品に関するものである。
従来の技術
自動車、 産業用機械部品の多く は素材棒鋼を熱間で加工し、 焼入 焼戻し処理 （調質処理） により組織を微細化して強度と靱性を高め て使用しているが、 近年はコス ト削減のため調質処理を省略したま ま使用される機械部品、 いわゆる熱間鍛造用非調質鋼 （以下非調質 鋼と称する） 部品が急速に普及してきている。 また、 最近は地球環 境保護のため、 自動車の低燃費化が求められるようになってきてい るが、 自動車の低燃費化を達成するための有効な方法の一つは車両 軽量化であり、 強度の向上による部品の小型軽量化が指向されてい 鋼を特に高強度化するためには鋼部品の組織をべイナィ ト組織あ るいはマルテンサイ ト組織とすることが必要である。 ペイナイ ト組 織の非調質鋼に関しては、 種々の発明が開示されており、 特開平 1 - 1 7 7 3 3 9号公報には熱間鍛造後、 空冷ままで使用できる非調 質鋼が示されている。 しかし、 ベイナイ ト鋼は降伏強度が低いとい う欠点があるため、 さ らに時効を行って強靱化を図る方法が知られ ている。 例えば、 特開平 2 — 2 5 5 1 6号公報には鍛造後 2 0 0 —
6 0 0 °Cで時効して強靱化する方法が開示されている。
しかしながら、 自動車の低燃費に対する要求はますます強く、 一 層の高強度、 高靱性化が要請されている。 発明の開示
本発明者等は、 自動車用の足廻り部品と して用いられてきた鋼部 品の引張り強さをより向上することを検討し、 従来はおよそ 1 0 0 O M P aまでのものがほとんどであったものを、 ペイナイ ト組織の 非調質鋼においては、 合金元素を増加することにより 1 0 0 0 M P a以上の引張り強さが比較的容易に実現できることを知得し、 本発 明を達成した。
また、 従来では 1 0 0 0 M P a以上の引張り強さと同時に、 自動 車足廻り部品として必要なだけの靱性を付与することは困難であつ た。 さ らに、 ベイナイ ト非調質鋼は降伏比が低いことも問題であつ た。
そこで、 本発明の目的は熱間鍛造ままで 1 0 0 O M P aを超える 引張り強さと、 高靱性を有し、 さ らに高降伏強さを実現するような ペイナイ ト型熱間鍛造非調質鋼部品用の素材すなわち熱間鍛造用非 調質鋼と、 非調質熱間鍛造品の製造方法、 ならびにその部品を提供 す と し7め 。
本発明の要旨とするところは、 下記のとおりである。
( 1 ) 重量％で
C 0. 1 5 0 4 0 %, S i 0 9 0〜 3 0 0 %,
M n 1 . 2 0 3 0 0 %, C r 0 1 0〜 0 5 0 %, S 0. 0 3 0. 1 0 V 0 0 5〜 0 5 0 %, N : 0. 0 0 8 0〜 0. 0 2 0 0 %
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりなり、 かつ次式で表わ される炭素当量 Ceq. が 0. 8 2 %以上
C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 3 2 8 (% V)
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 (% C) — 2 5 S i ) -
7 6 (%M n ) - 5 5 (% C r ) - 1 2 7 (% V) を満たす熱間鍛造用非調質鋼。
( 2 ) 成分がさ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %， T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5
0 %
の 1種もしく は 2種を含む、 上記 （ 1 ) 記載の熱間緞造用非調質鋼,
( 3 ) 上記 （ 1 ) の成分に、 さらに
M 0 ： 0. 0 5〜 1 . 0 0 %, N b ： 0. 0 1〜 0. 5 0 % の 1種もしく は 2種を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりな り、 かつ次式で表わされる炭素当量 C eq. が 0. 8 2 %以上
C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 C r ) + 0. 1 5 5 (%M o ) 1 /2 +
0. 3 2 8 (%V + %N b )
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 ( C ) - 2 5 S i ) -
7 6 (%M n ) 一 5 5 (% C r ) 一 6 9 M o ) - 1 2 7 (%V + %N b ) t
を満たす熱間鍛造用非調質鋼。 ( 4 ) 成分が、 さ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %, T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5 0 %の 1種もしく は 2種を含む、 上記 （ 3 ) 記載の熱間鍛造用非調 質鋼。
( 5 ) 重量％で
C 0. 1 5〜 0 4 0 %, S i 0 9 0 3 0 0 %,
M n 1. 2 0〜 3 0 0 %, C r 0 1 0 0 5 0 %, S 0. 0 3〜 0 1 0 %, V 0 0 5 0 5 0 %, N 0， 0 0 8 0 0. 0 2 0 0 %
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりなり、 かつ次式で表わ される炭素当量 Ceq. が 0. 8 2 %以上
C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 3 2 8 (% V)
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 ( C) - 2 5 S i ) —
7 6 (%M n ) - 5 5 (% C r ) - 1 2 7 (% V) を満たす熱間鍛造用非調質鋼を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷 すること、 または 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kか ら 9 0 0 Kで時効することを特徵とする熱間緞造非調質品の製造方 法 0
( 6 ) 成分がさ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %, T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5
0 %
の 1種もしく は 2種を含む、 上記 （ 1 ) 記載の熱間鍛造用非調質鋼 を 1 2 7 0 K以上 温度で加工、 放冷すること、 または 1 2 7 0 K 以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kから 9 0 0 Kで時効することを 特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。
( 7 ) 上記 （ 5 ) の成分に、 さ らに
M 0 ： 0. 0 5〜 1. 0 0 %， N b ： 0. 0 1〜 0. 5 0 % の 1種もしく は 2種を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりな り、 かつ次式で表わされる炭素当量 C eq. が 0. 8 2 %以上
C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 1 5 5 (%M o ) 1/2 +
0. 3 2 8 (% V + %N b )
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 (% C) - 2 5 (% S i ) -
7 6 (%M n ) — 5 5 (% C r ) 一 6 9 (%M o ) - 1 2 7 (%V + %N b)
を満たす熱間鍛造用非調質鋼を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷 すること、 または 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 か ら 9 0 0 Kで時効することを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方 法 o
( 8 ) 成分が、 さ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %, T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5
0 %
の 1種もしく は 2種を含む、 上記 （ 7 ) 記載の熱間鍛造用非調質鋼 を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷すること、 または 1 2 7 0 K 以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kから 9 0 0 Kで時効することを 特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。
( 9 ) 上記 （ 1 ) ， （ 2 ) ， （ 3 ) または （ 4 ) の成分を有し、 組 織の体積の 8 0 %以上がペイナイ ト組織であり、 かつ引張り強さが 1 0 0 0 MP a以上である熱間鍛造非調質品。 発明を実施するための最良の形態
本発明者等ははじめに高降伏比化を達成する方法について検討し た。 ペイナイ ト鋼は恒温変態組織と して知られているが、 熱間鍛造 非調質状態のペイナイ ト鋼では組織中にペイナイ トだけではなく、 残留オーステナイ ト、 マルテンサイ トを含む場合が多い。 これは、 熱間緞造後の空冷時にペイナイ ト変態温度域を通過する時間が十分 でないため、 変態しきれないオーステナイ トが低温まで保持され、 さ らにオーステナイ トの一部が低温でマルテンサイ 卜に変態するた めである。 ペイナイ ト鋼の降伏化が低いのは軟質な残留オーステナ ィ 卜が多く存在することが原因である。
そこで、 時効により残留オーステナイ ト組織を分解し、 強靱な組 織に変えることが高降伏比化に有効となるが、 本発明においては特 に組織微細化と熱間緞造後の時効を組合わせることにより高靱性化 と高降伏比化を両立させることができた。
ペイナイ ト鋼の高靱性化についても種々検討した。 その結果、 ベ ィナイ ト鋼を高靱性化するには、 ペイナイ ト変態点 （B s点） が低 下するような成分に調節して熱間鍛造ままのペイナイ トラス組織を 微細化すること、 および比較的多量の S i を添加することの組合わ せが効果的であることを見出した。 鋼の B s点を低く調整するには. C rを成分保証できる最小限と し、 M n， V , M oを高めることが 効果的であった。 また、 旧オーステナイ ト組織の粗大化を防止する ことにより鋼破壊時の単位が微細化され、 靱性が向上することも明 らかとなつた。 旧オーステナイ ト組織の粗大化防止は炭窒化物、 あ るいは M n Sのピン止効果により達成することができる。
さ らに時効は高降伏比化のみならず高靱性化にも有効であるが、 熱間鍛造ままの組織が粗大であつた場合には、 最適な時効を施した としても達成できる靱性には限界があり、 1 0 0 O M P a以上の引 張り強さにおいては、 従来調質鋼並みの衝撃値を得ることは困難で めった。
ペイナイ トラス組織の微細化、 比較的多量の S i 添加および時効 の組合わせがもつとも高い靱性を得る方法である。
以下に発明構成の限定理由について説明する。
C : Cは鋼の強化元素である。 0. 1 5 %未満では 1 0 0 01^ aの引張り強さを実現するために多量の合金が必要となり、 熱間鍛 造時の変形抵抗を大き くするため緞造型寿命が短く なる。 0. 4 0 %を超えると靱性が低下する。
S i ： S i は固溶強化元素であり、 また残留オーステナイ ト組織 を微細化して強度と靱性を向上させる作用がある。 S i は靱性向上 のため 0. 9 0 %以上が必要であるが、 3. 0 0 %を超えて添加す ると被削性が低下する。
M n ： M nは焼入れ性を高めて緞造放冷ままのペイナイ ト組織を 微細な下部べィナイ ト組織と し、 強度と靱性を高める効果がある。
1. 2 0 %未満では強靱化に不足であり、 また 3. 0 0 %を超える と、 むしろ靱性を低下させる。
C r ： C rは M n , M o と同様に熱間鍛造放冷ままのペイナイ ト 組織を微細化するのに有効な元素であるが、 ペイナイ ト変態開始温 度 B sを低下させて組織を微細化するためには、 C rより も M n， V, M oを高めることが有効であるため、 0. 5 0 %以下とする。 また鋼製造における工程能力で保証しやすい 0. 1 0 %以上に限定 する
S ： Sは M n Sを形成して旧オーステナイ ト粒の粗大化を防止し- またべィナイ トラスの単位を小さ く して、 靱性を改善する。 靱性の 向上のため、 Sは 0. 0 3 %以上が必要であるが、 0. 1 0 %を超 えて添加すると靱性が劣化する。 また Sは被削性を改善するために も必須であるが、 S添加と同等の被削性改善効果は P b : 0. 0 0 5〜 0. 5 0 %, B i ： 0. 0 1 0〜 0. 5 0 %， T e ： 0. 0 0 1 〜 0. 2 0 %, S e ： 0. 0 1 0〜 0. 5 0 %の添加によっても 得られ、 特に超硬工具を用いた切削における被削性を重要視する場 合は C a : 0. 0 0 0 4〜 0. 0 0 5 0 %の添加が効果的である。
V ： Vは鍛造時にはべィナイ ト変態温度を低下させて鍛造放冷ま まのペイナイ ト組織を微細組織と し靱性を高め、 また鍛造後の放冷 時に析出して鋼を強化する。 さ らに鋼中に固溶したままの Vは時効 において析出してさらに鋼を強化する作用がある。 これらの効果を 発揮させるため V : 0. 0 5 %以上の添加が必要である。 しかしコ ス トを抑えるため上限を 0. 5 0 %とする。
N : NMiA l , T i の窒化物を形成して熱間鍛造時のオーステナ ィ ト組織の粗大化を防止し、 靱性を高める元素であり、 0. 0 0 8 0 %以上が必要である。 しかし 0. 0 2 0 0 %を超えて添加しても 効果は飽和する。
M 0 ： M oは Vと同様に組織を微細化して靱性を高める。 また熱 間鍛造後時効した場合には M o炭化物が析出し鋼を強化する。 高靱 性化を期待するためには 0. 0 5 %以上の添加が必要であるが、 多 量の添加はコス トを増大させるので 1. 0 0 %以下に限定する。
N b ： N bは窒化物と してオーステナイ ト組織の粗大化を防止し また固溶状態の N bは V, M 0 と同様にべイナイ ト組織を微細化し 強度と靱性を高める。 また鋼中に固溶したままの N bは時効におい て析出してさ らに鋼を強化する作用がある。 これらの効果を発揮さ せるため 0. 0 1 %以上の添加が必要であるが 0. 5 0 %を超える と靱性が低下する。
A 1 , T i は炭窒化物と して鋼中に析出分散することにより、 鍛 造再加熱時のオーステナイ ト組織の粗大化を防止し、 特に靱性を高 める。 粗大化防止に必要な添加量は、 A 1 ： 0. 0 0 5 %, T i ： 0. 0 0 2 %以上であるが、 多量に添加すると析出物が粗大化して 鋼を脆化するため上限を A 1 : 0. 0 5 0 %, T i ： 0. 0 5 0 % とする。
熱間鍛造非調質状態、 焼戻し後の鋼の引張り強さ、 および鋼のベ ィナイ ト変態点 （ B s点） を調整するため、 本発明者らは熱間鍛造 を想定して、 高温に加熱、 冷却した場合の引張り特性、 組織および B s点を調べた。 用いた供試鋼は成分範囲が C ： 0. 1 〜 0. 5 S i ： 0. 1 〜 3. 0 %, M n ： 0. 5〜 3. 5 %, C r ： 0. 2 〜 3. 0 %, V ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %, N b ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %, M o : % 0〜 2. 5 %, A 1 : 0〜 0. 0 5 %, T i : 0〜 0. 0 5 %にある 4 0水準の鋼であり、 試験は鋼を 1 5 0 0 K 3 0 0秒の加熱後 1. 0 K/Sの冷却速度で冷却して行なった。
引張り強さを従属変数、 各元素を独立変数と して重回帰分析する ことにより、 炭素当量 Ceq. および Ceq. と引張り強さ T Sの関係 が求められ、
Ceq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 1 5 5 (%M o ) 1/2 + 0. 3 2 8 (% V + % N b )
T S (MP a ) = 1 0 4 6 x Ceq. + 1 4 4
が得られた。 本発明の鋼を熱間にて鍛造、 放冷した時、 炭素当量 C eq. を 0. 8 2 %以上とすることにより、 引張り強さを 1 0 0 0 M P a以上とすることができる。 また、 このとき本発明鋼であれば、 組織はべイナィ ト単相、 もしく は若干のフヱライ トあるいはマルテ ンサイ ト、 オーステナイ トを含むペイナイ ト組織となる。
さ らに B s点を従属変数、 各元素を独立変数と して重回帰分析し た。 その結果、 B s点 （K) = l 1 5 2 — 6 1 8 ( % C ) - 2 5 S i ) —
7 6 (%M n ) — 5 5 (% C r ) — 6 9 (%M o ) 一 1 2 7 (%V + % N b )
が得られた。 B s点が 8 1 0 K以下のときにペイナイ ト組織が微細 化し、 靱性が向上する。 B s点を低下させるためには C rを成分保 証できる最小限と し、 かわりに M n， M 0 , Vを高めることが有効 める。
本発明の鋼は熱間鍛造後時効することにより、 ペイナイ ト鋼中に 含まれる軟質な残留オーステナイ 卜の分解、 マルテンサイ 卜の焼戻 しを通じて、 降伏強さを高めることができる。 これら時効の効果を 期待するためには緞造後、 4 5 0 K以上の温度で時効するのが効率 が良い。 時効温度が 4 5 0 K未満では降伏強さを高められないか、 あるいは長時間が必要となる。 しかし、 9 0 0 Kを超えると引張り 強さが低下する。 時効後の引張り強さ、 降伏強さは時効硬化元素の 量、 時効温度で変化するが、 比較的高い時効温度を採用する場合に は、 時効硬化元素である M o， V, N bを添加することにより引張 り強さの低下が防止できる。
加工に際しては鋼をオーステナイ ト単相と し、 かつ熱間変形抵抗 を下げて、 加工工具の寿命を実用的な長さとするため 1 2 7 0 K以 上の温度で加工することが必要である。 また、 自動車用の通常の部 品の大きさであれば、 本発明の鋼を加工後に特別な冷却を施すこと なく、 放冷ままでペイナイ ト組織を主体とする組織となり、 1 0 0 O M P a以上の引張り強さを得ることができる。
請求の範囲 9の本発明の部品においては、 結果として組織の体積 の 8 0 %以上がペイナイ ト組織である時に高強度と高靱性が得られ る。 冷却条件によりべィナイ ト組織が 8 0 %未満となった場合、 混 在する他の組織のため機械的性質が低下する場合がある。 例えば、 混在する組織がフ ヱライ ト、 パーライ 卜の場合には引張 り強さが低下し、 マルテンサイ 卜とオーステナイ 卜の混合組織が混 在した場合には引張り強さが上がり、 靱性が低下する。 実施例
第 1表， 第 2表， 第 3表および第 4表に示した種々の組成の鋼を 1 5 0 k g真空溶解炉で溶製し、 厚さ 4 0 m mに成型した鋼を素材 と した。 これらの鋼を 1 4 7 5 Kで 1 2 0 0 Sの加熱後、 直ちに 5 0 %の鍛造加工、 放冷を行い、 その後放冷ままの鋼、 あるいはさ ら に 5 7 0， 8 3 0 Kで 3 0分の時効を行った鋼について、 引張り試 験、 衝撃試験を行った。 引張り試験片は J I S 4号、 衝撃試験片は J I S 3号試験片である。
1 表
Figure imgf000014_0001
2 表
No. 鋼 請求の範囲 C S i Μη C r S V Ν Μο Nb A 1， T i Ceq. (%) B s (K)
28 本発明鋼 2, 6， 9 0.22 1.55 2.00 0.32 0.065 0.158 0.0122 ― ― A1:0.032 0.86 787
29 比較鋼 〃 0.32 2.15 1.97 0.50 0.046 0.067 0.0107 ― Α1:0· 096 1.02 714
30 本発明鋼 0.24 2.44 1.75 0.48 0.043 0.067 0.0144 ― ― Ti:0.042 0.93 774
31 比較鋼 〃 0.24 2.35 1.70 0.26 0.050 0.077 0.0157 ― ― Ti :0.102 0.86 791
32 本発明鋼 〃 0.27 1.40 2.23 0.26 0.033 0.106 0.0159 ― 0.90 752
Figure imgf000015_0001
00 本 5¾明綱 0.39 L 10 1.81 0.49 0.032 0.1Z4 0.0133 0.07 ― 1.01 702
34 fr 八
0.24 1.02 2.25 0.32 0.040 0.126 0.0120 0.45 ― 0.96 773
35 0.18 1.54 2.55 0.12 0.041 0.116 0.0100 0.94 1.01 786
36 比較鋼 0.20 1.24 2.04 0.30 0.042 0.064 0.0168 1.48 0.97 817
37 本発明鋼 0.25 1.56 1.71 0.44 0.049 0.072 0.0151 0.014 0.84 792
38 0.25 1.54 1.76 0, 50 0.040 0.071 0.0154 0.140 0.90 770
「「
39 0.19 1.55 1.76 0.45 0.043 0.026 0.0153 0.476 0.92 773
40 比 ¾c鋼 0.26 1· 60 2.10 0.19 0.031 0.067 0.0134 0， 556 1.04 701
41 本発明鋼 〃 0.26 1· 53 1.80 0.23 0.031 0.055 0.0H3 0.94 0.014 0.96 794
42 4， 8, 9 0.32 2.02 1.92 0.13 0.036 0.076 0.0H6 0.09 一 A1:0.007 0.97 740 o i
4 πゥ L. ου 1 Ολ η n
U.44 U. U4o U. \)0ύ η U. Λ U1 cDcD υ. (3丄 Ti:0.005 1. マ CO
IOC
44 〃 〃 0.26 1.46 2.28 0.17 0.037 Ο.ΙΟΙ 0.0119 0.154 A1:0.022 0.94 739
45 〃 0.24 1.48 1.97 0.20 0.048 0.105 0.0103 0.103 Ti :0.015 0.85 779
46 〃 0.22 1.44 2.07 0.35 0.032 0.094 0.0114 0· 23 0.123 A1:0.029 0.96 775
47 〃 〃 0.22 1.32 1.95 0.19 0.051 0.100 0· 0102 0· 20 A1:0.032, 0.85 811
Ti :0.017
48 〃 0.26 1.55 2.02 0.17 0.041 0. ΙΙΟ 0· 0136 0.26 0.206 Al :0.012, 1.00 749
Ti :0.014
*No.l5の鋼はフヱライ トパ一ライ ト組織 *No.7, 8, 29, 30， 31， 42はフェライ ト 6' '9 %、
*ΝοΛ4はマルテンサイト 10%が含まれる c また、 Ν(ΐ15を除く鋼の放冷まま、 570K時効材にォ- 'ステナイ トが 1 1 4 %含まれる。
第 3 表
放冷まま 570K時効 830K時効
No. 鋼 請求の範囲 T c V p 0 γ
I . p T C γ ρ 比較成分
l . r.
(M'Pa) (J/cm2) (¾) (J7cm2) (MPa) (J/cm2)
1 本発明鋼 1 , 5 , 9 1060 0. 64 79 1040 0. 81 86 1063 0. 82 69 C, Cr
2 〃 1076 0. 64 82 1061 0. 79 83 1043 0. 82 67 〃
3 〃 1139 0. 63 72 1130 0. 79 74 1084 0. 81 65
4 比較鋼 〃 982 0. 62 45 964 0. 80 43 930 0. 80 39 〃
5 〃 〃 1255 0. 62 34 1253 0. 80 33 1179 0. 81 26 〃
6 本発明鋼 〃 1084 0. 62 71 1078 0. 80 64 1043 0. 82 55 S i
7 〃 1195 0. 64 82 1185 0. 80 85 1165 0. 83 74
8 〃 〃 1147 0. 64 76 1157 0. 81 85 1164 0. 81 64
9 比較鋼 〃 1011 0. 66 44 1006 0. 82 47 937 0. 80 32
10 〃 1024 0. 63 42 1015 0. 82 45 1022 0. 80 33
11 本発明鋼 〃 1047 0. 62 81 1052 0. 82 80 1065 0. 81 72 Mn
12 1110 0. 64 79 1099 0. 80 78 1064 0. 81 73
13 〃 〃 1181 0. 66 79 1185 0. 80 74 1143 0. 80 70
14 〃 1326 0. 65 70 1332 0. 81 69 1256 0. 81 55
15 比較鋼 〃 905 0. 64 56 900 0. 82 ― 50 885 0. 81 63
16 〃 1229 0. 63 48 1242 0. 80 50 1125 0. 82 55
17 本発明鋼 〃 1052 0. 65 74 1043 0. 79 71 1006 0. 80 62 S
18 比較鋼 〃 1017 0. 62 55 1018 0. 81 58 954 0. 82 41
19 〃 1027 0. 65 23 1023 0. 80 30 967 0. 82 27
20 本発明鋼 1178 0. 66 76 1179 0. 81 73 1094 0. 83 66 V
21 〃 1109 0. 64 63 1100 0. 79 57 1181 0. 81 55
22 比較鋼 〃 1127 0. 64 44 1121 0. 80 51 1010 0. 81 63
23 〃 〃 1075 0. 62 43 1076 0. 80 54 1216 0. 82 54 〃
24 本発明鋼 〃 1044 0. 64 76 1041 0. 79 70 982 0. 81 71 N
25 〃 〃 1066 0. 61 78 1065 0. 80 78 1005 0. 81 64
26 比較鋼 〃 1050 0. 64 40 1030 0. 79 38 977 0. 82 50
第 4 表
放冷まま 570K時効 830K時効
No 鋼 譜 J ^ 節照 比 分
T.S. Y. P. T.S, Υ.Ρ· T.S, Y. P,
Mrdノ iwrdノ 0/ vivir tlノ
28 太 明鋼 9 β Q 1 \ >A
U.0 J uo 1Λ Π U. O R U7 1ΠΠ9 Π ft 77 Al Ti
29 *pj 〃 1 oi 0 0 11 Q4 n U. o 0o u 1117 0 Q1 Q o9c 〃
： i御 鋼 〃 11 U. DO O yRo U«3 07 I nRQ n U.0 Qi QA 〃 u 〃 n \Jm α uu O J 1 n on COQ υ. 〃
32 太 明鋼 〃 LVOV U J R υ I 1V 1 o 0 Qf) ow u V/. u ft
33 太発明鋼 3 7 9 11 Q ϊ?7 \ R uRu 11Qi o 1177 f 0 ft Mo Nb
34 〃 〃 1 LOO Π R 79 11*10 v. OU Rfi 1 I IQVRO Λ u. « O9 D J 〃
35 〃 〃 30 0 u. C u.¾A 74 1 11 Q 09 Λ
< U. O Ql1 79 1 uvii U. Ou OO 〃
36 比 U鋼 〃 11 AQ 7Π 1 3 Π fi OO 1 ΟQQΟ Π R OI ft
37 明鋼 〃 0 M O Ql1 XUX f OK uu 1 0 U. fi ouQ 7 u0
3 u8u i o 1 Π R4 O Q1i 1 nR4 i uoy 0 oi R 07 〃
〃 〃 n U. RR o
DO C30 lU^ Λ 7Q 77 i Q
U. oo Do
40 1226 0· 63 53 1227 0.81 33 1382 0.83 21 〃
41 本発明鋼 1134 0.63 78 1135 0.81 77 1249 0.83 61 〃
42 〃 4 8 9 1159 0· 63 86 1153 0.80 92 1149 0.82 76 Al.Ti.Nb, Mo
43 〃 1218 0.64 97 1219 0.80 91 1277 0.81 83 〃
44 〃 1117 0· 64 73 1109 0.81 79 1114 0.81 69
45 〃 〃 1023 0.62 81 1033 0.80 81 1017 0.82 70 〃
46 〃 〃 1144 0.62 75 1145 0.80 74 1213 0.83 59
47 〃 〃 1015 0.64 82 1011 0.82 82 1044 0.80 68 〃
〃
48 〃 〃 1186 0.64 74 1170 0.82 72 1304 0.80 63 〃
第 1表， 第 2表， 第 3表および第 4表に示したように、 本発明の 鋼を鍛造放冷した （非調質状態の） 鋼は、 引張り強さ 1 0 0 0 M P a以上の高強度と、 5 5 J / c m2 以上の良好な衝撃値を有してい る。 また鍛造放冷後時効した鋼は降伏比が大幅に向上している。 産業上の利用可能性
以上述べたとおり、 本発明の請求の範囲 1 , 2， 3および 4 に記 載の鋼は 1 0 0 O M P a以上の引張り強さと髙靱性を備えた熱間緞 造非調質鋼部品用の素材と して最適である。 また本発明の請求の範 囲 5 , 6， 7および 8 に記載の製造方法により、 l O O O M P a以 上の引張り強さと高靱性を有する非調質熱間鍛造品、 および 1 0 0 O M P a以上の引張り強さと高降伏強さ、 高靱性を有する非調質熱 間鍛造品を製造することができる。
さらに、 本発明の請求の範囲 9の非調質熱間鍛造品は引張り強さ が 1 0 0 0 M P a以上であるため、 自動車用、 あるいは産業機械用 の部品と して使用する時、 小型に設計することが可能となり、 車両 の軽量化、 燃費低減に貢献できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％で
C 0. 1 5〜 0. 4 0 %， S i 0. 9 0 3. 0 0 %,
M n 1. 2 0〜 3. 0 0 %, C r 0. 1 0 0. 5 0 %, S 0. 0 3〜 0. 1 0 %, V 0. 0 5 0. 5 0 %, N 0. 0 0 8 0〜 0. 0 2 0 0 %
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりなり かつ次式で表わ される炭素当量 Ceq. が 0. 8 2 %以上
C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 3 2 8 (%V)
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 — 6 1 8 (% C ) - 2 5 (% S i ) -
7 6 (%M n ) - 5 5 (% C r ) - 1 2 7 (% V) を満たす熱間鍛造用非調質鋼。
2. 成分がさ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %， T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5 0 %
の 1種もしく は 2種を含む、 請求の範囲 1記載の熱間鍛造用非調質 鋼。
3. 請求の範囲 1 の成分に、 さ らに
M 0 ： 0. 0 5〜 1. 0 0 %, N b ： 0. 0 1〜 0. 5 0 % の 1種もしく は 2種を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりな り、 かつ次式で表わされる炭素当量 Ceq. が 0. 8 2 %以上 C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 ( M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 1 5 5 (% M o ) 1/2 + 0. 3 2 8 ( V + %N b )
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 (% C) - 2 5 (% S i ) -
7 6 (%M n) — 5 5 (% C r ) 一 6 9 (%M o ) 一
1 2 7 V + % N b )
を満たす熱間鍛造用非調質鋼。
4. 成分が、 さ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %, T i 0 0 2〜 0. 0 5
0 %
の 1種もしく は 2種を含む、 請求の範囲 3 己載の熱間鍛造用非調質 鋼。
5. 重量％で
C 0. 1 5 0 4 0 %， S i . 9 0〜 3. 0 0 %,
M n 1. 2 0 3 0 0 %, C r . 1 0〜 0. 5 0 %, S 0. 0 3 0 1 0 %, V • 0 5〜 0. 5 0 %, N 0. 0 0 8 0〜 0. 0 2 0 0 %
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりなり、 かつ次式で表わ される炭素当量 Ceq. が 0. 8 2 %以上
C eq. (%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%Mn ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 3 2 8 (% V)
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 (% 0 - 2 5 (% S i ) 一
7 6 (%Μ η ) 一 5 5 (% C r ) - 1 2 7 (% V) を満たす熱間緞造用非調質鋼を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷 すること、 または 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kか ら 9 0 0 Kで時効することを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方 法 o
6. 成分がさ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %, T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5 0 %
の 1種も しく は 2種を含む、 請求の範囲 1記載の熱間鍛造用非調質 鋼を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷すること、 または 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kから 9 0 0 Kで時効すること を特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。
7. 請求の範囲 5の成分に、 さ らに
M 0 ： 0. 0 5〜 1 . 0 0 %, N b ： 0. 0 1〜 0. 5 0 % の 1種もしく は 2種を含み、 残部が F eおよび不可避不純物よりな り、 かつ次式で表わされる炭素当量 C eq. が 0. 8 2 %以上
C eq. {%) = C + 0. 1 0 (% S i ) + 0. 1 8 (%M n ) +
0. 2 1 (% C r ) + 0. 1 5 5 (%M o ) 1/2 +
0. 3 2 8 (% V + %N b )
および、 次式で表わされるペイナイ ト変態開始点 B sが 8 1 0 K以 下
B s (K) = 1 1 5 2 - 6 1 8 (% C) - 2 5 (% S i ) -
7 6 (%M n ) 一 5 5 (% C r ) 一 6 9 (%M o ) - 1 2 7 (%Y + %N b )
を満たす熱間鍛造用非調質鋼を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷 すること、 または 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kか ら 9 0 0 Kで時効することを特徴とする熱間緞造非調質品の製造方 法 o
8. 成分が、 さ らに
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %, T i ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5
0 %
の 1種もしく は 2種を含む、 請求の範囲 7記載の熱間鍛造用非調質 鋼を 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷すること、 または 1 2 7 0 K以上の温度で加工、 放冷後 4 5 0 Kから 9 0 0 Kで時効すること を特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。
9. 請求の範囲 1 , 2， 3 または 4の成分を有し、 組織の体積の 8 0 %以上がペイナイ ト組織であり、 かつ引張り強さが 1 0 0 0 M P a以上である熱間鍛造非調質品。
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