WO1995010635A1 - Procede de production d'acier de forgeage a chaud presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la fatigue et a la deformation et une tres bonne aptitude a la coupe - Google Patents

Procede de production d'acier de forgeage a chaud presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la fatigue et a la deformation et une tres bonne aptitude a la coupe Download PDF

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WO1995010635A1
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machinability
strength
ratio
hot forging
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Toshihiko Takahashi
Tatsuro Ochi
Fusao Ishikawa
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Nippon Steel Corporation
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
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    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing steel for machine structures such as automobiles by hot forging, and more particularly, to forging a steel material having a specific chemical composition into a specific metallographic structure.
  • the present invention relates to a method for manufacturing a hot forged steel that can have excellent fatigue strength, machinability and yield strength simultaneously by performing aging treatment.
  • the machinability is extremely deteriorated by increasing the tensile strength, and if the tensile strength exceeds 120 kgf / mm 2 , production can no longer be performed at normal production efficiency. Therefore, the realization of a non-heat treated steel that improves the fatigue strength without deteriorating the machinability has been desired.
  • the endurance ratio is at most about 0.55 It can be improved at most to twice that of conventional non-heat treated payinite steel, which has extremely poor machinability.
  • the present inventors first examined the fatigue properties and machinability of several types of hot forgings having a metal structure in which an appropriate amount of veneite structure was mixed in the ferrite structure. (2) low C and low N, (3) phenylite + painite precipitation of V carbide in two-phase structure, improving tensile strength and fatigue strength and improving machinability
  • the tensile strength and the fatigue strength are improved in the steel having a transformed payinite structure, but the yield strength and the yield ratio are significantly reduced. Because of these problems, it has been particularly difficult to apply this technology to engine parts related to automobiles that are subject to large loads on an irregular basis.
  • the present invention is directed to the production of a hot forged steel having high tensile strength, fatigue strength and yield strength, and also having good machinability at the same time, which was difficult to achieve with conventional steel hot forged steel. It provides a method.
  • the yield strength is equal to the stress that initiates plastic deformation.
  • the yield strength of the soft phase is mainly affected. Since the ferrite phase completes the transformation at a relatively high temperature, the amount of solute C and N is smaller than that of the bainite phase, which is a low-temperature transformation phase, so that an increase in yield strength due to aging cannot be expected.
  • the inventors of the present invention have performed a aging treatment in a specific temperature range on a fluoride + painite structural steel having a specific chemical composition, thereby increasing the tensile strength, fatigue strength, and yield strength.
  • the present invention has been completed to provide an ideal method of manufacturing hot forging with good machinability.
  • C 0.10 to 0.35%
  • Si 0.15 to 2.00%
  • Mn 0.40 to 2.00%
  • S 0 in terms of weight ratio. .03 ⁇ 0.10%
  • Ti 0.003 ⁇ 0.05%
  • N 0.0002 ⁇ 0.0070%
  • V 0.30 ⁇ 0
  • Cr 0.02 to 1.50%
  • Mo is added to the composition of the first invention steel in order to refine the crystal grains, adjust the proportion of the paneite structure, and further improve the machinability.
  • Nb 0.001 to 0.20%
  • Pb 0.05 to 0.30%
  • Ca 0.0005 0. in which was contained on one or more kinds of the 0 10%.
  • Si an element that adjusts the deoxidation and bainite structure ratio. The effect of is small, and if it exceeds 2.00%, both the durability ratio and machinability decrease, so it is set to 0.15 to 2.00%.
  • Mn An element that becomes the basis of composite precipitates, which are the precipitation sites of the fly by adjusting the bainite structure ratio and becoming Mn S. If the content is less than 0.40%, the effect is small, and 2.00% If it is excessive, a large amount of martensite will be generated, and both the durability ratio and machinability will decrease, so it is set to 0.40 to 2.00%.
  • a 1 Element with deoxidizing and crystal grain refining effects. Less than 0.0005%, the effect is small, and if over 0.05%, hard inclusions are formed and durability ratio and machinability are low. Therefore, it is 0.0005 to 0.05%.
  • T i an element that forms a complex precipitate that precipitates as nitride on MnS and forms a ferrite deposition site. Its effect is small at less than 0.003%, and less than 0.05%. Since the formation of coarse hard inclusions is promoted, and both the durability ratio and machinability are reduced, the content is 0.003 to 0.05%.
  • N An element that forms a nitride or carbonitride with Ti and V. If it is less than 0.0020%, its effect is small, and if it exceeds 0.0070%, both the durability ratio and machinability are reduced. 0020 to 0.0070%.
  • V An element that forms complex precipitates with MnS and TiN and strengthens the precipitation of matrix frit in bainite. If it is less than 0.30%, its effect is small, and if it exceeds 0.70%, its effect is small. Since both the durability ratio and machinability decrease, the range is 0.30 to 0.70%.
  • the components of the first invention steel further include Cr, Mo, Nb, Pb, and C
  • Cr, Mo, Nb, Pb, and C One or more types are contained. The reasons for limiting these chemical components are described below.
  • Mo An element that has almost the same effect as Mn and Cr. If it is less than 0.02%, its effect is small. If it exceeds 1.00%, a large amount of martensite is generated, and both the durability ratio and machinability are high. Since it decreases, it is set to 0.02 to 1.00%.
  • Nb An element that has almost the same effect as Ti and V. If it is less than 0.001%, its effect is small, and if it exceeds 0.20%, both the durability ratio and machinability decrease. 00 1 to 0.20%.
  • Pb An element that improves machinability. If its content is less than 0.05%, its effect is small, and if it exceeds 0.30%, its effect is saturated and its fatigue strength and durability ratio decrease. %.
  • C a an element having almost the same effect as Pb. If it is less than 0.0005%, the effect is small. If it exceeds 0.010%, the effect is saturated and the fatigue strength and durability ratio decrease. ⁇ 0.0 10%.
  • the metal structure of the steel according to the present invention when the steel is cooled after hot forging and the transformation is completed.
  • 80% or more of the metal structure is filled. + It is necessary to be a two-phase organization of perlite. Even if perlite, martensite, or residual austenite with a texture ratio of less than 20% does not hinder this effect.
  • the cooling method after hot forging is not specified, but natural cooling is naturally desirable from the viewpoint of equipment and manufacturing costs.
  • the metal structure shall be confirmed by observing the corroded test specimen with an optical microscope or by measuring the microhardness of the structure with a Vickers hardness tester with a microphone.
  • the heating temperature for the aging treatment is set to 200 to 700 ° C.
  • the time is not particularly limited as long as it is within this temperature range, but preferably should be about 10 minutes to 2 hours.
  • the performance of the present invention can be obtained by any cooling method after aging treatment, such as air cooling, water cooling, or oil cooling.
  • a cutting test piece was taken from the same material, and a 30 mm deep blind hole was drilled using an SKH 9 l O mm 0 straight shank drill. The sex was evaluated. The cutting speed was 5 Om / min, the feed rate was 0.35 mm / rev, and the cutting oil was 7 L / min.
  • Table 2 shows the bainite microstructure ratio and performance evaluation results of each test material.
  • the durability ratio of tempered steel No. 42 was 0.47 and the machinability was 1.00, whereas the durability ratio of all Nos. 1 to 20 of the present invention was 0.56 or more. Its properties are as good as 2-3 times that of No. 42.
  • No. 21 of the comparative example has low fatigue strength because of low C content and low tensile strength and low durability ratio.
  • Comparative Example No. 22 since the amount of C was too high, martensite was generated and the condition of ferrite + painite texture ratio of the present invention could not be satisfied, and the tensile strength was high but the durability ratio was lower than that of the present invention. The machinability is also poor.
  • Comparative Example No. 23 since the amount of Si was low, the degree of deoxidation was low and the durability ratio was lower than that of the present invention. In Comparative Example No. 24, since the amount of Si was high, martensite was generated, and the condition of the ratio of the structure of the furite + painite of the present invention could not be satisfied. .
  • Comparative Example No. 25 since the amount of Mn was low, the precipitation of composite precipitates was small, and the durability ratio was low. It is lower than the present invention. In Comparative Example No. 26, since the amount of Mn was high, martensite was generated and the condition of ferrite + painite structure ratio of the present invention could not be satisfied, and the durability ratio was lower than that of the present invention and the machinability was poor.
  • Comparative Example No. 27 since the amount of S was low, the precipitation of composite inclusions was small, the durability ratio was lower than that of the present invention, and the machinability improvement effect of MnS was not obtained, so the machinability was poor.
  • No. 28 of the comparative example the amount of S was high, so that the precipitation of MnS was excessive, and the durability ratio was lower than that of the example of the present invention.
  • No. 31 of the comparative example has a low Ti content, so that precipitation of composite precipitates is small, and the durability ratio is lower than that of the inventive example.
  • No. 32 of the comparative example had a high Ti content, so that a hard inclusion was formed, and the durability ratio was lower than that of the inventive example, and the machinability was poor.
  • N 0.33 of the comparative example has a low N content, so that the precipitation of composite precipitates is small, and the durability ratio is lower than that of the present invention.
  • the matrix was hardened due to the high N content, and the durability ratio was lower than that of the inventive example, and the machinability was poor.
  • N 0.35 of the comparative example has a low V content, so that the precipitation of composite precipitates is small and the effect of strengthening the precipitation of matrix ferrite is small, so that the durability ratio is lower than that of the present invention.
  • Comparative Example No. 36 since the amount of V was high, the durability ratio was lower than that of the present invention, and the machinability was poor.
  • Example 4 shows the bainite microstructure ratio and performance evaluation results of each test material. Nos. 43, 44, 45 and 46 satisfy the conditions of the present invention, with the ratio of fly + bainite organization being 0.8 or more, and all of them have a durability ratio of 0.56 or more.
  • the machinability is also 2.5 times better than that of the currently tempered steel No. 48.
  • No. 47 has a structure mainly composed of martensite by increasing the cooling rate. Although the tensile strength is high, the durability ratio is extremely low, and the tool life is short due to poor machinability. Table 3
  • Comparative steel Current preparation K material Tempered, water cooled
  • Example 2 Steel of the same chemical composition as in Example 2 was melted in a high-frequency furnace to form a 15 O kg steel ingot.From this, a forging material was cut out, and was once 95 (normalized by TC heating and cooling, then 1100 to 1250 ° The material was heated to C and hot forged at a temperature of 1050 to 1200 ° C, and then allowed to cool, and further charged in a heating furnace at the temperature shown in Table 5 for 1 hour to perform aging treatment. A tensile test, a fatigue test, a cutting test, and a metallographic observation were performed on the material No. 1 in the same manner as in Example 1. Table 6 shows the performance evaluation results of the test materials.
  • Nos. 50, 51 and 52 satisfy the aging temperature range of the present invention, 200 to 700 ° C, and all have a durability ratio of 0.58 or more, and are machinable at the present time. Almost 2.5 times better than No. 54.
  • No. 49 is the case where the aging temperature was below the range of the present invention, and the durability ratio was inferior. In No. 53, the aging temperature exceeded the range of the present invention, and the durability ratio was poor. Table 5
  • the steel of the present invention obtains a high tensile strength and secures machinability by forming a ferrite ten-benite two-phase structure, and further obtains MnS, Ti nitride and V nitride. Simultaneously refines the metallographic structure and strengthens the fulite matrix in veneite with V carbides (or carbonitrides) using the composite precipitates formed from
  • the present invention provides an extremely ideal hot forged steel manufacturing method capable of obtaining even higher yield strength by performing the treatment, and has an industrially significant effect L.

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Description

明 細 書
疲労強度、 降伏強度および被削性に優れる熱間鍛造用鋼の製造方法 技術分野
本発明は、 熱間鍛造による自動車用を始めとする機械構造用鋼の製造方法に関 するものであり、 さらに言えば、 特定の化学成分を有する鋼材を熱間鍛造し特定 の金属組織とした後、 時効処理を施すことによって、 優れた疲労強度、 切削性お よび降伏強度を同時に持たせることができる熱間鍛造鋼の製造方法に関するもの である。 背景技術
工程省略、 製造コス卜の低減の観点から自動車を始めとする機械構造用鋼に対 して非調質鋼の適用が普及している。
これらの非調質鋼は主に高い引張強度 （あるいは硬さ） と降伏強度および靭性 を有することを主眼に開発が行われてきた。 そこで例えば特開昭 6 2 — 2 0 5 2 4 5号公報などに見られるように、 析出強化の代表的元素である Vを使 つた非調質鋼が提案されてきた。 ところがこの様な高強度高靭性の非調質鋼の機 械鋼への適用において真に障害となるものは疲労強度および被削性である。 疲労強度は、 一般に引張強度に依存するとされ、 引張強度を高くすれば高くな る。 しかし引張強度を上げることによつて被削性は極端に劣化し引張強度が 1 2 0 k g f /mm2 を超えるともはや通常の生産能率では生産ができなくなって しまう。 そこで被削性を劣化させずに疲労強度を向上させる非調質鋼の具現化が 切望された。
これには疲労強度と引張強度の比すなわち耐久比を向上させることが有効な手 段である。 そこで例えば特開平 4一 1 7 6 8 4 2号公報などに見られるように、 ペイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状マルテンサイ トおよび残留ォー ステナイ トを低減する方法などが提案されてきた。
しかし、 このような開発努力にもかかわらず、 耐久比はせいぜい 0 . 5 5程度 であり、 被削性も極めて不良である従来型のペイナイ ト非調質鋼の高々 2倍程度 にしか改善されない。
本発明者らは先にフェライ ト組織に適当量のべィナイ ト組織が混ざる金属組織 を持つ数種類の熱間鍛造材について、 その疲労特性および被削性について検討し、 ①複合析出物をフェライ 卜の析出核として活用、 ②低 Cおよび低 N化、 ③フニラ ィ ト +ペイナイ ト 2相組織中に V炭化物を析出させることの 3点から、 引張強度 および疲労強度を向上させかつ被削性も現行の切削工程で許容可能なレベルを確 保できるフニライ トーベイナイ ト型の熱間鍛造ままで使用する非調質鋼を発明し た。 しかし変態したままのペイナイ ト組織を有する鋼では引張強度および疲労強 度は向上するものの、 降伏強度および降伏比が顕著に低下する問題点があった。 このような問題点から、 特に非定常的に大荷重がかかる自動車のェンジン部品関 係には適用が困難であった。
本発明は、 従来の鋼製熱間鍛造鋼では実現が困難であった、 高い引張強度およ び疲労強度と降伏強度を有しさらに良好な被削性をも同時に有する熱間鍛造鋼の 製造方法を提供するものである。
発明の開示
降伏強度は塑性変形を開始する応力に等しく、 例えば硬質相 +軟質相の 2相組 織であれば軟質相の降伏強度によって決定される。 そこでフヱライ ト十べィナイ 卜の 2相組織であれば軟質なフ ライ ト相の降伏強度に主に影響を受ける。 この フェライ ト相は比較的高温で変態を終了するので、 低温変態相であるべィナイ ト 相よりも固溶 Cおよび Nの量が少なく時効処理による降伏強度の増加は期待でき ない。
ところが Vをある程度多く したフヱライ ト十べィナイ ト組織の材料ではフェラ ィ ト中にも固溶 Vが多く存在できる。 Cと Nを比較的低めに制御した鋼材成分の フェライ ト +ペイナイ ト組織の材料に時効処理を行うと、 ペイナイ 卜相のみでな くフェライ ト中にもフェライ トマトリックスと整合な微細 V炭化物が析出し、 こ れが変態で導入された可動転位の移動を妨げることにより降伏強度を高め、 しか も適当な温度範囲の時効処理であれば引張強度の低下を起こさずかつ疲労強度が 向上することがわかった。
本発明者らはこのような知見に基づいて、 特定の化学成分をもつフユライ ト + ペイナイ ト組織鋼に特定の温度範囲の時効処理を行うことにより、 引張強度 ·疲 労強度および降伏強度が高くかつ被削性も良好である理想的な熱鍛造の製造方法 を提供する本発明を完成するに至った。
すなわち本発明の第 1発明は、 重量比にして C： 0. 10〜0. 35%、 S i ： 0. 15〜2. 00%、 Mn : 0. 40〜2. 00%, S： 0. 03〜0. 1 0 %、 A1 : 0. 0005〜0. 05%、 T i : 0. 003〜0. 05%、 N : 0. 0020〜0. 0070 %、 V : 0. 30〜0. 70 %を含有し、 残部は F eな らびに不純物元素からなる組成の鋼材に、 熱間鍛造を施し、 鍛造仕上げ温度を 1050°C以上とし、 その後冷却させ変態が終了した後の金属組織の 80%以上 がフヱライ ト十べィナイ ト組織であるようにし、 これにさらに 200〜700°C の温度で時効処理を行うことを特徴とするフニライ ト +ペイナイ ト型熱間鍛造鋼 の製造方法であり、 第 2発明は結晶粒微細化とペイナイ 卜組織率の調整および切 削性のさらなる向上のため、 第 1発明鋼の成分にさらに C r： 0. 02〜1. 50 %、 Mo ： 0. 02〜1. 00%、 Nb : 0. 001〜0. 20%、 Pb : 0. 05〜0. 30%、 C a : 0. 0005〜0. 0 10 %の内の 1種または 2種以 上を含有させたものである。
次に本発明のフェライ トーベイナイ ト型熱間鍛造鋼の製造方法における鋼材化 学成分、 熱間鍛造を施し冷却して変態が終了した後の金属組織およびこの材料を 時効処理する条件の限定理由について以下に説明する。
C ：ベイナィ ト組織率を調整しひいては最終製品の引張強度を増加させる重要 な元素であるが過多であると強度が上がりすぎて被削性が顕著に劣化する。 すな わち、 0. 1 0%未満では低引張強度および低疲労強度となり、 逆に 0. 35% 超過では高引張強度となりすぎ被削性が顕著に低下するので 0. 10〜0. 35 %とする。
S i ：脱酸およびべイナイ ト組織率を調整する元素で、 0. 15%未満ではそ の効果は小さく、 2. 00%超過では耐久比、 被削性、 のいずれも低下するので 0. 15〜2. 00%とする。
Mn ：べィナイ ト組織率を調整するとともに Mn Sとなることによりフヱライ 卜の析出サイ トである複合析出物の基盤となる元素で、 0. 40%未満ではその 効果が小さく、 2. 00%超過ではマルテンサイ トが多量発生して耐久比、 被削 性のいずれも低下するので 0. 40〜2. 00%とする。
S： MnSとなることによりフ ライ トの析出サイ トである複合析出物の基盤 となりかつ被削性を向上させる元素で、 0. 03%未満ではその効果が小さく、 0. 10%超過では耐久比が低下するので 0. 03〜0. 1 0%とする。
A 1 ：脱酸および結晶粒微細化効果をもつ元素で、 0. 0005%未満ではそ の効果が小さく、 0. 05%超過では硬質介在物を形成し耐久比、 被削性のいず れも低下するので 0. 0005〜0. 05%とする。
T i ： Mn S上に窒化物となって析出しフェライ 卜の析出サイ トとなる複合析 出物を形成する元素で、 0. 003%未満ではその効果が小さく、 0. 05%超 過では粗大硬質介在物の形成を促し、 耐久比、 被削性のいずれも低下するので、 0. 003〜0. 05%とする。
N： T iおよび Vと窒化物あるいは炭窒化物を形成する元素で、 0. 0020 %未満ではその効果が小さく、 0. 0070%超過では耐久比、 被削性のいずれ も低下するので、 0. 0020〜0. 0070 %とする。
V： Mn Sおよび T i Nと複合析出物を形成するとともにべィナイ ト中のマト リックスフ ライ トを析出強化する元素で、 0. 30%未満ではその効果が小さ く、 0. 70%超過では耐久比、 被削性のいずれも低下するので、 0. 30〜0. 70%とする。
以上が本願第 1発明の鋼の化学成分の限定理由である。 本願第 2発明において は、 結晶粒微細化とペイナイ 卜組織率の調整および被削性のさらなる向上のため、 第 1発明鋼の成分にさらに C r、 Mo、 Nb、 Pb、 C aの内の 1種または 2種 以上を含有させる。 これらの化学成分の限定理由について以下に述べる。
C r： Mnとほぼ同様に、 ベイナイ ト組織率を調整する元素で、 0. 02 %未 満ではその効果は小さく、 1. 50%超過ではマルテンサイ トが多量発生して耐 久比、 被削性のいずれも低下するので 0. 02〜1. 50%とする。
Mo ： Mn、 C rとほぼ同様の効果をもつ元素で、 0. 02%未満ではその効 果は小さく、 1. 00%超過ではマルテンサイ トが多量発生して耐久比、 被削性 のいずれも低下するので 0. 02〜1. 00%とする。
Nb ： T iおよび Vとほぼ同様の効果をもつ元素で、 0. 00 1 %未満ではそ の効果は小さく、 0. 20%超過では耐久比、 被削性のいずれも低下するので、 0. 00 1〜0. 20%とする。
Pb ：被削性を向上せしめる元素で、 0. 05%未満ではその効果は小さく、 0. 30%超過ではその効果は飽和し疲労強度および耐久比が低下するので、 0. 05〜0. 30%とする。
C a ： Pbとほぼ同様の効果をもつ元素で、 0. 0005%未満ではその効果 は小さく 0. 0 10%超過ではその効果は飽和し疲労強度および耐久比が低下す るので、 0. 0005〜0. 0 10%とする。
次に本願発明の鋼において熱間鍛造後冷却し変態が終了した際の金属組織であ るが、 切削性の向上および疲労強度の向上を達成するため、 金属組織の 80%以 上がフヱライ ト +パーライ トの 2相組織であることが必要である。 組織率で 20 %未満のパーライ ト、 マルテンサイ ト、 あるいは残留オーステナイ 卜があっても 本効果を妨げない。
このようなフ ライ トーベイナイ ト 2相組織を得ることができれば、 熱間鍛造 後の冷却方法は特に指定しないが、 設備や製造コス卜の点からは自然放冷が当然 望ましい。 なお、 金属組織は腐食した試験片を光学顕微鏡等で観察することおよ びマイク口ビッカース硬度測定機でその組織の微小硬度を測定する等の方法で確 認、する。
最後にこのような材料を時効処理する条件の限定理由について述べる。 時効処 理を加熱温度が 200°C未満では Cの拡散が困難で効果が不十分となる。 一方 700°Cを超えると析出した炭化物が粗大化し、 引張強度が下がるだけでなく疲 労強度も低下する。 そこで時効処理の加熱温度は 200〜700°Cとする。 加熱 時間はこの温度範囲であれば特に限定する必要はないが、 望ましくは 1 0分〜 2 時間程度とすべきである。 さらに時効処理後の冷却方法も空冷、 水冷、 油冷どの ような方法でも本発明の性能は得ることができる。
以下に、 本発明の効果を実施例により、 さらに具体的に示す。 発明を実施するための最良の形態
実施例
以下に挙げる各表において、 太枠で囲んだ条件が本発明を満足する実施例であ り、 それ以外は比較例である。
( 1 ) 鋼材化学成分の影響
表 1に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、 1 5 0 k gの鋼塊としこれか ら鍛造用材料を切り出し、 一旦 9 5 0 °C加熱放冷で焼準した後、 1 1 0 0〜 1 2 5 0 °Cに加熱して 1 0 5 0〜 1 2 0 0 °Cの温度で熱間鍛造を行い、 その後放 冷した。 この材料の中央部より J I S 4号引張試験片、 J I S 1号回転曲げ試験 片を採取し、 引張試験および回転曲げ疲労試験を行った。 同材料から光学顕微鏡 観察試験片を採取し 5 %ナイタールで腐食して 2 0 0倍で観察しペイナイ ト組織 率を求めた。 さらに同材料より切削試験片を採取し、 S K H 9製 l O mm 0スト レートシヤンク ドリルを用いて 3 0 mm深さのブラインドホールを穿孔し、 ドリ ルが寿命破壊するまでの総穿孔距離により被削性を評価した。 なお、 切削速度は 5 O m/m i n、 送り速度は 0 . 3 5 mm/ r e v、 切削油 7 L /m i nの条件 とした。
1 1 1 J 1 1 \ t 1 1 J 1 1 1 第例発明 1 1 1 1 1 1 i 1 1 1 1 1 1 1 1 J 1 1 1 1 1 1
1 1 1 薩 1 1 1 1 1 1 1 1 唯 1 1 1 1 1 1 1 1 1
1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 J 1 1 1 1 1 1 1
1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1
> 例第発明 2
G
屮
·→ ·-→ o
卜
m
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o>
：
漏0 ·
誦0 · era
o
¾ ¾ ¾ ¾ ¾ ¾ ¾ ¾
表 1 (その 2)
Figure imgf000010_0001
表 2に各供試材のべィナィ ト組織率および性能評価結果を示す。
まず調質鋼である No. 42の耐久比 0. 47 ·切削性 1. 00に対し、 本発 明例である No. 1〜20はいずれも耐久比は 0. 56以上であり、 また切削性 も No. 42の 2〜3倍程度と良好である。
比較例の No. 21は C量が低いため引張強度が低くかつ耐久比も低いので疲 労特性は不良である。 比較例の No. 22は C量が高すぎるためマルテンサイ 卜 が発生し本発明のフェライ ト +ペイナイ ト組織率の条件が満足できず、 引張強度 は高くなるが本発明例に比べ耐久比が低く切削性も不良である。
比較例の No. 23は S i量が低いため脱酸程度が低く耐久比は本発明例に比 ベ低い。 比較例の No. 24は S i量が高いためマルテンサイ 卜が発生し本発明 のフユライ ト +ペイナイ ト組織率の条件が満足できず、 耐久比は本発明例に比べ 低く切削性も不良である。
比較例の No. 25は Mn量が低いため複合析出物の析出が少なく、 耐久比が 本発明例に比べ低い。 比較例の No. 26は Mn量が高いためマルテンサイ 卜が 発生し本発明のフェライ ト +ペイナイ ト組織率の条件が満足できず、 耐久比は本 発明例に比べ低く切削性も不良である。
比較例の No. 27は S量が低いため複合介在物の析出が少なく、 耐久比が本 発明例に比べ低く、 また Mn Sの切削性向上効果を得られないので切削性も不良 である。 比較例の No. 28は S量が高いため Mn Sの析出が過多となり、 耐久 比が本発明例に比べ低い。
比較例の N o. 29は A 1量が低いため脱酸程度および結晶粒微細化効果が小 さく、 耐久比が本発明例に比べ低い。 比較例の N o. 30は A 1量が高いため硬 質介在物が形成され、 耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
比較例の No. 31は T i量が低いため複合析出物の析出が少なく、 耐久比が 本発明例に比べ低い。 比較例の No. 32は T i量が高いため硬質介在物が形成 され、 耐久比が本発明例に比べ低く切削性も不良である。
比較例の N 0. 33は N量が低いため複合析出物の析出が少なく、 耐久比が本 発明例に比べ低い。 比較例の No. 34は N量が高いためマトリックスが硬化し、 耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
比較例の N 0. 35は V量が低いため複合析出物の析出が少なくマトリックス フェライ トを析出強化する効果が小さいので、 耐久比が本発明例に比べ低い。 比 較例の No. 36は V量が高いため、 耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良 である。
比較例の No. 37は C r量が高いためマルテンサイ 卜が発生し本発明のフエ ライ ト +ペイナイ ト組織率の条件が満足できず、 耐久比は本発明例に比べ低く切 削性も不良である。
比較例の No. 38は Mo量が高いためマルテンサイ 卜が発生し本発明のフエ ライ ト +ペイナイ ト組織率の条件が満足できず、 耐久比は本発明例に比べ低く切 削性も不良である。
比較例の No. 39は Nb量が高いため、 耐久比は本発明例に比べ低く切削性 ¾ 良である。 比較例の N o. 40は P b量が高いため、 切削性は良好なるも耐久比が不良で ある。
比較例の No. 41はじ a量が高いため、 切削性は良好なるも耐久比が不良で める。
表 2 (その 1 )
フェラ仆 + ベイナ仆
機 械 的 特 性 被削性 組 蛾 率
本発明範囲 実難 引張強度 降伏強度 降伏比 疲労強度 耐久比 第 1発明例 ≥0.80 0.85 126.6 93.5 Q.74 72.0 0.57 1.97 ノノ 0.88 118.3 89.0 0.75 66.0 0.56 2. 11
)1 ノノ 0.90 117.0 88.3 0.75 70.1 0.60 2. 14 n 11 0.93 111.5 85.2 0.76 66.1 0. 59 2.24 ガ ノノ 0.93 104.0 81.1 0. 78 60.7 0.58 2.40 第 2発明例 » 0.91 113.3 86.2 0.76 67.4 0. 59 2.21 ガ ガ 0.92 105.8 82. 1 0.78 62. 0 0.59 2.36 ガ 0.91 101.7 79.8 0.78 59.0 0. 58 2.46 ノノ )1 0.92 108.8 83.7 0.77 64. 1 0.59 2.30 ノノ ノノ 0.90 103.1 80.6 0.78 60.0 0.58 2.43 ノノ n 0.90 100.5 79.2 0.79 58.1 0.58 2.49 ノノ ノ / 0.90 105.8 82.1 0.78 62.0 0. 59 2.36 ガ II 0.92 103.0 80.5 0.7 & 59.9 0.58 2.67 ノノ ノノ 0.91 104.0 81.1 0.78 60. 7 0.58 2.64 ノノ II 0.90 101.0 79.5 0.79 58.5 0.58 2.72 ノノ 0.88 104.5 81.4 0.7S 61.0 0.58 2.63 ノノ n 0.92 130.9 95.9 0.73 80. 1 0.61 2. 10 ノノ II 0.91 119.4 89.5 0.75 71.8 0.60 2. 30 ノノ ガ 0.92 105.5 81.9 0.78 61.7 0.59 2.61 ノノ 0.90 104.0 77.2 0.74 62. 1 0.60 2.64 比 較 例 )) 0.85 82.5 60. 5 0.73 40.2 0.49 3.03 ノノ ガ 0.75 131.2 98.5 0.75 58.3 0.44 0.95 ノノ » 0.91 102.1 80.1 0.78 50.2 0.49 2. 45 ノノ 11 0.77 140.8 109.9 0.78 73.8 0. 52 0.88
" II 0.92 94.0 75.6 0.80 45.2 0.48 2.66 ノノ )/ 0.75 132.3 105.2 0.80 61.7 0.47 0.85 ノノ ノノ 0.92 111. 1 85.0 0.77 55.7 0.50 0.77 表 2 (その 2 )
Figure imgf000014_0001
( 2 ) 熱鍛後の冷却方法によるフ ライ ト +ペイナイ ト組織率変化の影響 . 表 1に示す化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、 1 5 0 k gの鋼塊としこれか ら鍛造用材料を切り出し、 一旦 9 5 0 °C加熱放冷で焼準した後、 1 1 0 0 〜 1 2 5 0 °Cに加熱して 1 0 5 0〜 1 2 0 0 °Cの温度で熱間鍛造を行い、 その後同 じく表 3に示す方法で冷却した。 さらにこれらの材料を 4 0 0 °Cの温度の加熱炉 に 1時間装入して時効処理を行った。 この材料の中央部より実施例 1と同様の方 法で、 引張強度、 疲労強度、 被削性およびフニライ ト +ペイナイ ト組織率を求め た。 表 4に各供試材のべイナィ ト組織率および性能評価結果を示す。 No. 43、 4 4、 4 5および 4 6は、 フヱライ ト +べィナイ ト組織率が 0. 8以上と本発明の条件を満足しており、 いずれも耐久比は 0. 5 6以上を確保し また切削性も現行調質鋼である N o. 4 8のほぼ 2. 5倍と良好である。
N o. 4 7は冷却速度を高めることによりマルテンサイ トを主とするの組織と したものであり、 引張強度は高くなるものの耐久比は極めて低く、 また切削性も 不良で工具寿命は小さい。 表 3
800 〜500 °C
No 供 試 網 鍛造後の冷却方法
の 平均冷速
43 表 1の No.20 グラスウール断熱材中で徐冷 約 0.30 。C/秒
44 ノノ 自然放冷 約 0.80 'C/秒
45 ガ 微風冷却 約 1.40 'C/秒
46 ノノ 水ミスト噴射による急冷 約 4.00 °CZ秒
47 ノ / 油焼入れ槽に投入、 焼入れ 約 30.00 °CZ秒
48 表 1の No.42 875 に油焼入れした後 570
比較鋼：現行調 K材 焼戻し後、 水冷
表 4
Figure imgf000016_0001
(3) 時効処理温度の変化の影響
実施例 2と同一の化学成分の鋼を高周波炉にて溶解し、 15 O kgの鋼塊とし これから鍛造用材料を切り出し、 一旦 95 (TC加熱放冷で焼準した後、 1 100 〜 1250°Cに加熱して 1050〜 1200 °Cの温度で熱間鍛造を行い、 その後 放冷した。 さらにこの材料を表 5に示す温度の加熱炉に 1時間装入して時効処理 を行った。 これらの材料について実施例 1と同様の方法で、 引張試験、 疲労試験、 切削試験および金属組織観察を行った。 表 6に各供試材の性能評価結果を示す。
No. 50、 51および 52は、 本発明の時効温度範囲である 200〜700 °Cを満足しており、 いずれも耐久比は 0. 58以上を確保しまた切削性も現行調 質鋼である No. 54のほぼ 2. 5倍と良好である。
No. 49は時効温度が本発明の範囲を下回った場合であり、 耐久比が劣る。 また No. 53は時効温度が本発明の範囲を上回った場合であり、 耐久比が劣つ ている。 表 5
Figure imgf000017_0001
表 6
Figure imgf000017_0002
産業上の利用可能性
以上述べた如く、 本発明鋼はフェライ ト十べィナイ ト 2相組織とすることによ り高い引張強度を得ると共に被削性を確保し、 さらに M n S 、 T i窒化物および V窒化物から形成される複合析出物を使って金属組織の微細化と V炭化物 （また は炭窒化物） によるべィナイ ト中のフユライトマトリックスの強化を同時に行い、 高 Vおよび低 C , N化して時効処理を施すことによってさらに高い降伏強度まで も獲得することのできる極めて理想的な熱間鍛造鋼に関する製造方法を提供し、 産業上極めて効果の大き L、ものである。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量比にして
C 0. 1 0〜0 35%
S i 0. 1 5〜2 00%
Mn 0. 40〜2 00%
S 0. 03〜0 1 0 %
A 1 0. 0005〜0. 05%
T i 0. 003〜0. 05%
N 0. 0020〜0. 0070%
V 0. 30〜0. 70 %を含有し
残部は F eならびに不純物元素からなる組成の鋼材に熱間鍛造を施し、 鍛造仕上 げ温度を 1050°C以上としその後、 冷却させ変態が終了した後の金属組織の 80 %以上がフェライ ト +ペイナイ ト組織であるようにし、 これにさらに 200~ 700°Cの温度で時効処理を行うことを特徴とする疲労強度、 降伏強度および被 削性に優れるフユライ ト十べィナイ ト型熱間鍛造用鋼の製造方法。
2. 成分がさらに
C r ： 0. 02〜： I. 50%
Mo ： 0. 02〜1. 00%
. Nb ： 0. 001〜0. 20%
Pb ： 0. 05〜0. 30%
C a ： 0. 0005〜0. 0 10%
の内の 1種または 2種以上を含有する鋼材を用いることを特徴とする請求項 1記 載の疲労強度、 降伏強度および被削性に優れるフェライ トーベイナイ ト型熱間鍛 造用鋼の製造方法。
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