WO2009107282A1 - 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品 - Google Patents

破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品 Download PDF

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machinability
fracture
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久保田学
寺本真也
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新日本製鐵株式会社
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    • F16C2204/64—Medium carbon steel, i.e. carbon content from 0.4 to 0,8 wt%

Definitions

  • Non-heat treated and hot-rolled steel for hot forging with excellent fracture separation and machinability, and hot-forged non-heat treated steel parts Technical Field
  • the present invention relates to a non-heat treated steel for hot forging and hot-rolled steel excellent in fracture separability and machinability, and a hot-forged non-heat treated steel part used for steel parts used by breaking and dividing. Is. Background art
  • Non-tempered steel is a steel that has been designed to achieve excellent mechanical properties after hot forging and remain air-cooled or air-cooled.
  • the conrod is a component that transmits the movement of the engine's pistons to the crankshaft ⁇ and consists of two parts: a cap and a rod.
  • the rod is attached to the crankshaft by clamping the crankshaft and fitting the cap and the rod into the large end and fastening them with bolts.
  • the mating surface of the cap and the rod is processed with high precision by machining. Has been created by.
  • pin processing is often performed so that the mating surfaces do not deviate, and the processing process becomes more complicated, resulting in high manufacturing costs.
  • C 70 S 6 is superior in break separation due to its small deformation at break, but its structure is coarser than ferrite and pearlite structures of medium carbon non-heat treated steel, which is the current steel for conrod.
  • yield ratio yield strength and tensile strength
  • the perlite structure was inferior in machinability, so it did not spread widely
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2 0 2 — 2 5 6 3 94 describes a technique for refining the structure by adjusting the balance between ⁇ and Al and ⁇ and N.
  • Pb is used as a means to ensure machinability.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2 0 0 3 — 1 9 3 1 8 4 describes a technique for improving fracture separability and machinability by defining the amount of C and V and the ferrite area ratio. .
  • the ferrite area ratio is as low as 20% or less, the yield ratio is low and it cannot be applied to high-strength rods.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2 0 0 3-3 0 1 2 3 8 describes a technique that refines the structure by increasing the number of M n S to increase the yield strength and at the same time improve the fracture separation. Has been. This technology disperses a large amount of MnS with an equivalent circle diameter of about 1 m. However, such a large amount of S inevitably accompanies the formation of coarse Mn S with a large aspect ratio that stretches in the rolling and forging directions.
  • JP 2 0 0 0-7 3 1 4 1 specifies the number of sulfide inclusions with a width of 1 m or more, and further defines the aspect ratio to reduce ductility * toughness and break. Separation Techniques for improving performance are described.
  • the present invention is not subjected to hot tempering for hot forging, which does not impair manufacturability and mechanical properties, and is excellent in fracture separation and machinability without adding Pb or the like. It aims to provide steel and hot rolled steel, and hot forged non-tempered steel parts.
  • the present invention optimizes the amounts of C and V to improve fracture separation, and further controls the amount of addition of the three components Zr, Ca, and A1 simultaneously to make a large amount of MnS inclusions fine. It has been found that this makes it possible to further improve the breaking separation performance without sacrificing mechanical properties and manufacturability, and at the same time, improve machinability without adding Pb, etc.
  • the present invention has been completed and the gist thereof is as follows.
  • the M n S inclusions in the present invention include M n S, M n S as a main component, and other sulfide-forming elements such as Ca and Mg, C, and T i. And inclusions containing carbon sulfide forming elements such as Zr.
  • Total MnS of MnS-based inclusions having a width of 1 or more at the 1/4 diameter position of the hot-rolled steel material comprising the steel component described in any of (1) to (3) above
  • the ratio of the number of existing inclusions to system inclusions is 10% or less (including 0%), and the average aspect ratio of MnS inclusions is 10 or less.
  • Fig. 1 is a diagram showing the presence of M n S inclusions in steel.
  • V carbides and carbonitrides precipitate during cooling after hot forging, and the ferrite is strengthened by precipitation strengthening, and the ductility and toughness are reduced by strengthening ferritic. And the yield ratio can be increased.
  • Mn S inclusions with a small aspect ratio are dispersed in a large amount and finely in the steel, so that the M n S inclusions become a crack propagation path during fracture division, and the fracture separation is improved. Cracks that pass through large and finely dispersed MnS inclusions with a width of less than 1 ⁇ m grow linearly with little branching and bending, so the amount of deformation during fracture separation is small, so that It is advantageous. On the other hand, when the amount of coarse MnS inclusions with a width of 1 m or more is large, separation occurs, and cracks parallel to the extension direction of the MnS inclusions occur, resulting in deformation during fracture separation. Increased, Breaking separability is reduced.
  • Mn S inclusions with a small aspect ratio are dispersed in steel in large amounts and finely dispersed, so that machinability can be achieved without impairing mechanical properties such as fatigue properties even if the amount of S is increased. Can be improved.
  • the effect of the Zr oxide as a precipitation nucleus is maximized by the composite of Ca oxide in the Zr oxide. Therefore, the simultaneous addition of trace amounts of Zr and Ca increases the crystallization and precipitation sites of effective MnS inclusions, enabling the MnS inclusions to be dispersed uniformly and finely. Become. In addition, Zr and Ca are dissolved in MnS inclusions to form complex sulfides and reduce their deformability, thereby reducing the MnS system during rolling and hot forging. Suppresses the extension of inclusions.
  • a 1 2 03 decreases the O in the molten steel to be formed preferentially in the molten steel when A 1 is playful addition, M n S inclusions uniform, Z which have the effect of causing finely distributed r
  • the amount of A 1 should be limited as much as possible to prevent oxide formation.
  • content% of a component means the mass%.
  • C is added in order to secure the tensile strength of the part and increase the fractional structure with low ductility and toughness to obtain good fracture separation. Since it becomes excessively large and the structure becomes coarse and the yield ratio decreases, it is necessary to make the range from more than 0.35% to 0.60%. The preferred range is from more than 0.35% to 0.48%.
  • S i is added to strengthen the ferrite by solid solution strengthening and to obtain good fracture separation by reducing the ductility and toughness. However, if added excessively, the ferrite structure fraction becomes excessive and breaks. Since separability is lowered, it is necessary to set the content within the range of 0.5 to 2.5 to 50%. The preferred range is from 0.60% to 1.550%.
  • M n is added in order to strengthen the ferrite by solid solution strengthening and to obtain good fracture separation by reducing the ductility 'toughness, but if added excessively, the lamellar spacing of the particulates will be reduced, Not only does the ductility and toughness of parlay ⁇ ⁇ increase and the fracture separability decreases, but it also facilitates the formation of a paynite structure, and the fracture separability significantly decreases.
  • P is added to obtain good fracture separation by reducing the ductility and toughness of ferrite and parlite, but it is added excessively. Then, the hot ductility is reduced, and cracks and scratches are liable to occur during hot working, so it is necessary to set the content in the range of 0.0 1 0 to 0.150%. The preferred range is 0.030 to 0.070%.
  • Mn S inclusions combines with M n to form M n S (M n S inclusions), and the effect of improving machinability as the addition amount is increased. In order to do so, add it positively. Furthermore, as will be described later, when a small amount of Zr and Ca are added and the amount of A 1 is limited, MnS inclusions with a small aspect ratio are dispersed in a large amount and finely dispersed in the steel. Since this becomes a propagation path of cracks at the time of fracture division, there is an effect of improving fracture separation. On the other hand, if it is added excessively, the hot ductility is lowered and cracking and scratching are likely to occur during hot working, so it is necessary to set the content in the range of 0.040 to 0.150%. The preferred range is 0.06 0 to 0.12 0%.
  • V mainly forms carbides and carbonitrides during cooling after hot forging, strengthens the ferrite by strengthening the precipitation, lowers the ductility * toughness, obtains good fracture separation, and yield It is added because it has the effect of increasing the ratio, but even if it is added excessively, the effect is saturated, so it is necessary to make it within the range of 0.1 to 0.5%.
  • the preferred range is 0.20 to 0.35%.
  • MnS inclusions with a small aspect ratio can be dispersed in a large amount * in steel.
  • the MnS inclusions become the propagation path of cracks at the time of fracture division, and the fracture separation is improved.
  • Such fine M n S system Cracks that pass through inclusions are advantageous in terms of break separation because they have little branching and bending and grow linearly, so that the amount of deformation during break separation is small.
  • the amount of coarse MnS inclusions is large, separation occurs, and cracks parallel to the extension direction of the MnS inclusions cause cracking, which increases the amount of deformation during fracture separation. In addition, the break separation is reduced.
  • Mn S inclusions with a small aspect ratio are dispersed in a large amount and finely dispersed in the steel, so that even if the S content is increased, machinability is not impaired without damaging the mechanical properties such as fatigue properties. Therefore, simultaneously controlling the amount of Zr, Ca, and A1 has a very important effect on both fracture separation and machinability.
  • Zr is a deoxidizing element and forms a Zr oxide.
  • Zr oxide becomes the crystallization and precipitation nuclei of M n S inclusions, increasing the crystallization and precipitation sites of M n S inclusions to disperse M n S inclusions uniformly and finely. effective.
  • Zr also dissolves in MnS inclusions to form complex sulfides and reduces their deformability, thereby suppressing elongation of MnS inclusions during rolling and hot forging. effective. Therefore, Zr is an extremely effective element for finely dispersing MnS inclusions and improving anisotropy.
  • C a is a deoxidizing element that not only improves the machinability by generating soft oxides, but also forms solid sulfides by dissolving in M n S inclusions to improve its deformability. By lowering, there is an effect of suppressing the extension of MnS inclusions during rolling or hot forging. Furthermore, a trace amount of C a By adding Ca oxide in the Zr oxide by addition, the effect of MnS-based inclusions in the Zr oxide as crystallization and precipitation nuclei is maximized. Therefore, Ca is an effective element for improving the anisotropy of MnS inclusions when a specific amount is added together with Zr.
  • the preferred range is 0. 0 0 0 5 to 0.0. 0 30%, the more preferred range is 0.0.0 0 7 to 0.0.0 25, and the more preferred range is 0.0.0 0 1 0 to 0.0. 0 2 0%.
  • a 1 is a strong deoxidizing element and forms A 1 2 0 3 .
  • a 1 is added to the Zr, C a -added steel, A 1 2 O 3 is preferentially formed. Therefore, it has the effect of uniformly and finely dispersing M n S inclusions. Inhibits the formation of a-type oxides. As a result, a large amount of coarse MnS inclusions that impair fracture separation and mechanical properties such as fatigue are generated, so A 1 should be reduced as much as possible.
  • a 1 2 0 3 is hard, it causes tool damage during cutting and promotes tool wear. Therefore, the amount of A 1 should be limited as much as possible, and should be limited to less than 0.0 10%. The preferred range is less than 0.07%. More preferably, it is 0.04% or less.
  • the lower limit of A 1 that can be analyzed is 0.0 0 1%.
  • N promotes ferrite transformation by forming V nitride and V carbonitride mainly during cooling after hot forging and acting as a transformation nucleus of Ferai
  • it is added to suppress the formation of a bainite structure that significantly impairs the fracture separation.
  • the hot ductility decreases, and cracking and scratching are likely to occur during hot working.
  • the preferred range is from 0.0 0 4 0 to 0.0 1 0 0%.
  • N b 0.0 0 5 to 0.0 5 0%
  • Nb is added to form good carbide and carbonitride during cooling after hot forging, strengthen ferrite by precipitation strengthening, and obtain good fracture separation by reducing ductility * toughness.
  • the preferred range is from 0.0 1 0 to 0.0 30%.
  • T i mainly forms carbide and carbonitride during cooling after hot forging
  • the effect is not only saturated when added excessively, but rather Since machinability may be reduced, it is necessary to set the content within the range of 0.0 0 5 to 0.0 50%.
  • the preferred range is from 0.0 1 0 to 0.0 30%.
  • Mg is a deoxidizing element and forms Mg oxide. Since Mg oxide becomes the crystallization and precipitation nuclei of M n S inclusions, the crystallization and precipitation sites of M n S inclusions are increased, and the M n S inclusions are uniformly and finely dispersed. effective. Mg also dissolves in MnS inclusions to form composite sulfides, and their deformation capacity is reduced, thereby suppressing elongation of MnS inclusions during rolling and hot forging. effective. Accordingly, Mg is an effective element for finely dispersing MnS inclusions and improving anisotropy.
  • Te, Zn, Sn and the like can be added as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the ratio of the number of M n S-based inclusions with a width of 1 im or more to the total M n S-based inclusions at the position of diameter 14 of hot rolled steel is 10% or less (including 0%), The reason why the average aspect ratio of M n S inclusions was set to 10 or less will be explained.
  • FIG. 1 shows an observation example of MnS inclusions.
  • MnS inclusions In the comparative example shown in Fig. 1 (a), there are many MnS inclusions with a width of l ⁇ m or more, and the aspect ratio exceeds 10 in many cases.
  • M n S inclusions By dispersing a large amount and fine dispersion of M n S inclusions in the steel with a small aspect ratio in the steel, the M n S inclusions become a propagation path of cracks at the time of fracture division, and the fracture separation property is improved.
  • Such cracks that pass through fine MnS inclusions with a width of less than 1 m grow linearly with few branches and bends, and therefore have little deformation during break separation, which is advantageous for break separation. It is.
  • Mn S inclusions with an aspect ratio exceeding 10 are large, or if the amount of MnS inclusions with a width of 1 m or more is large, separation occurs and the MnS inclusions When cracks are generated parallel to the extension direction of inclusions, the amount of deformation during break separation increases, and the break separation property decreases.
  • Mn S inclusions with a small aspect ratio can be dispersed in steel in large amounts and finely dispersed to improve machinability without impairing mechanical properties such as fatigue properties even if the amount of S is increased. be able to.
  • the ratio of the total number of M n S inclusions of M n S inclusions with a width of 1 m or more at the center position between the center and the surface of the steel bar after hot rolling is 10 %
  • the average aspect ratio of M n S inclusions must be limited to 10 or less.
  • the preferred ranges are 5% or less and 8 or less, respectively.
  • a more preferable range of the average aspect ratio of the M n S inclusion is 4.5 or less. Note that MnS inclusions in hot rolled steel do not grow by heating prior to hot forging.
  • the steel structure has a bainitic structure fraction of 3% or less (including 0%), and the remaining structure is a ferrite-parley cocoon structure.
  • the structure of the part after hot forging at normal temperature and air cooling basically becomes a ferrite-pearlite structure.
  • the ferrite and pearlite structure defined in the scope of the present invention is excellent in fracture separation because it can reduce ductility and toughness. However, if the ferrite structure is mixed due to cooling conditions after hot forging, etc.
  • the bainitic structure is small, and the cooling conditions after hot forging are set appropriately so that the It is necessary to suppress generation and to reduce the pay area ratio to 3% or less (including 0%). If the pay organization is less than 3%, the negative impact will be minimal.
  • the ferritic structure is a mirror-polished, and when the Nital corrosion is performed to reveal the structure, the boundary with the adjacent structure is relatively A clear white structure with almost no iron carbide inside.
  • the pearlite structure is a black or gray structure as observed with an optical microscope, and refers to a layered lamellar structure as observed with an electron microscope at a magnification of 10:00 to 20:00.
  • the bainitic structure is a structure other than the above, and in many cases is a white structure as observed with an optical microscope, and refers to an amorphous particle on which a small amount of iron carbide is precipitated.
  • the bainitic structure does not exceed 3% in hot forged parts, not only air cooling but also accelerated cooling such as blast cooling can be performed after hot forging. is there.
  • Cu, Ni, and Mo do not have a special effect on the material of the non-heat treated steel of the present invention as long as they are in trace amounts, but any of them tends to generate a paynite structure depending on the amount of addition. There is an effect to.
  • O is excessively present in the steel, and it is combined with S i, A 1, and Z r to form hard oxide, and the amount increases to increase the coverage. It is desirable to limit it to 0.02% or less because it reduces the machinability and makes it impossible to finely disperse the Zr oxide.
  • Converter molten steel having the composition shown in Table 1 was manufactured by continuous forging, and, if necessary, a 16 2 mm square rolled material was obtained through a soaking diffusion process and a block rolling process. Next, a steel bar shape with a diameter of 45 mm was formed by hot rolling.
  • the shaded and underlined parts of the comparative steel in Table 1 indicate that they are outside the scope of the present invention.
  • MnS inclusions were extracted by an image processor. For each extracted MnS inclusion, the length in the rolling direction, the radial thickness, and the aspect ratio (length in the rolling direction Z thickness in the radial direction) were quantified. Measurement field 5 0 0 times, 1 field area and 9 0 0 0 X m 2, were measure for 5 0 field. From the obtained data, the average aspect ratio and the ratio of the number of MnS inclusions with a width of 1 / m or more to the total MnS inclusions were calculated.
  • a test piece equivalent to a forging rod was prepared by hot forging. Specifically, a steel bar with a diameter of 45 mm is heated to 1 1 5 0 to 1 2 80 and then forged perpendicularly to the length of the steel bar to a thickness of 20 mm. Or it cooled to room temperature by the blast cooling by a blast cooling device. Manufacture No. 5 was subjected to buffered air cooling, and Manufacture No. 24 was subjected to strong air cooling. From the cooled forged material, JIS No. 4 tensile test piece, test piece for machinability evaluation, and test piece for fracture separation evaluation of the shape corresponding to the large end of the rod were processed.
  • Test specimen for fracture separation evaluation is a 80 mm x 80 mm, 18 mm thick plate with a 50 mm diameter hole in the center, and the inner surface of the 50 mm diameter hole.
  • 45 degrees V notch processing with depth of l mm and tip curvature of 0.5 mm at two locations facing each other at 1800 degrees in the direction perpendicular to the length direction of the steel bar before forging was given.
  • a through hole with a diameter of 8 mm was drilled so that the center line was 8 mm from the side surface on the notching side.
  • the test device for fracture separation evaluation consists of a split mold and a falling weight tester.
  • the split mold is a cylinder formed on a rectangular steel material divided into two along the center line. With one shape, one side is fixed and one side moves on the rail. Wedge holes are machined on the mating surfaces of the two half cylinders.
  • the test piece is inserted into this split mold, and a wedge is inserted and placed on the falling weight.
  • the falling weight weighs 200 kg and is a mechanism that falls along the guide. When the falling weight is dropped, the wedge is driven and the specimen is pulled and broken in two.
  • the periphery of the test piece is fixed so as to be pressed against the split mold so that the test piece does not separate from the split mold at the time of breaking.
  • the fracture was performed at a falling weight height of 100 mm, the specimens after fracture were put together and ported, and changes in the fracture direction and the inner diameter in the direction perpendicular to the fracture direction were measured.
  • Table 2 shows the results of evaluation of the various characteristics described above. As for the yield ratio, those less than 0.75 were not achieved. With respect to the breaking separability, we did not achieve the target when the amount of deformation exceeded 100. For machinability, VL 1 0 0 0 is less than 40 m Z min. Manufactured with No. 2 2 (Steel No. 2 2) Pb-added steel. The target was not achieved.
  • M n S in the column of “M n S width” and “M n S average aspect ratio” in Table 2 refers to M n S inclusions.
  • M n S is used for convenience.
  • Production No .:! To 13 Examples of the present invention all achieved the target, and it can be seen that they have excellent fracture separation and machinability.
  • the production Nos. 14 to 17 are outside the scope of the present invention, the amount of Zr, Al, Ca, and S cannot be finely dispersed in the MnS inclusions. Since the average aspect ratio of the system inclusions does not satisfy all the requirements of the present invention, the break separation property is poor.
  • N o. 14 is not added with Zr, so N o.
  • the fracture division method can be performed, since it is excellent in machinability, for example, the manufacturing process of a car rod can be greatly simplified, the cost can be reduced, and the weight of parts can be reduced.

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Abstract

本発明は、製造性や機械的性質を損なうことなしに、かつ、Ｐｂ等を添加することなしに、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品を提供する。　質量％で、Ｃ：０．３５％超～０．６０％、Ｓｉ：０．５０～２．５０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０１０～０．１５０％、Ｓ：０．０４０～０．１５０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ｚｒ：０．０００５～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｎ：０．００２０～０．０２００％を含有し、Ａｌ：０．０１０％未満に制限し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなる熱間鍛造用非調質鋼。

Description

破断分離性及び被削性に優れた熱問鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼 材、 並びに熱間鍛造非調質鋼部品 技術分野
本発明は破断分割して使用する鋼部品に使用される、 破断分離性 及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、 並びに 熱間鍛造非調質鋼部品に関するものである。 背景技術
最近の自動車エンジン用鍛造部品及び足廻り用鍛造部品は、 調質 処理 （焼入れ一焼戻し処理） の省略が可能な熱間鍛造用非調質鋼が 適用されている。 非調質鋼は熱間鍛造後、 空冷又は風冷のままで優 れた機械的性質を実現するように成分設計された鋼である。
非調質鋼が広く適用されている部品の一つとして、 エンジン用コ ネクティ ングロッ ド （以下、 コンロッ ドと呼ぶ） がある。 コンロッ ドとは、 エンジンのビス トンの動きをクランクシャフ 卜に伝える部 品であり、 キャ ップとロッ ドの 2つの部品から構成されて る。 コ ンロッ ドはクランクシャフ トを挟んで、 キャップとロッ ドをはめ合 わせて大端部とし、 両者をボルトで締結することによってクランク シャフ トに取り付けられている。 従来、 コンロッ ドはキャップと口 ッ ドを別々に鍛造した後、 あるいは一体の形に鍛造したものを機械 的に切断した後、 キャップとロッ ドの合わせ面を機械加工によって 高精度に加工することによって作成されてきた。 また、 合わせ面が ずれないようにピン加工が行われることが多く、 加工工程が更に煩 雑となり、 製造コス トが高いという問題があった。 このため近年、 キャ ップとロッ ドが一体の形に鍛造した後、 大端 部の内側に切り欠き加工を施し、 冷間で衝撃引張応力を与えてキヤ ップとロッ ドに破断分割し、 その破断面をそのまま合わせ面として 利用することによってクランクシャフ トに取り付ける工法が採用さ れるようになっている。 この工法は合わせ面の機械加工工程を省略 でき、 また破面の凹凸を利用することによって、 ずれ防止のための ピン加ェも不要になることから 、 部品の加工コス 卜を削減すること ができる。 更にピンの廃止によつて合わせ面の面積が削減できるた め、 コンロッ ド自体の小型 • 軽量化を図ることも可能となる。
ヽ
このような破断分割コノ □ッ が広く普及した欧米において、 破 断分割コンロッ ド用鋼として曰及しているのは、 D I N規格の C 7
0 S 6である。 これは 0 7 Cの高炭素非調質鋼であり、 破断分 離時の寸法変化を抑えるため 、 組織のほぼ全てを延性 · 靭性が低い
、 パーライ ト組織としたものである。 C 7 0 S 6 は破断時の変形が 小さいため破断分離性に優れる一方、 現行のコンロッ ド用鋼である 中炭素非調質鋼のフェライ ト ， パーライ ト組織に比べて組織が粗大 であるため降伏比 （降伏強さ 引張強さ） が低く、 高い降伏強さが 要求される高強度コンロッ ドには適用できないという問題がある。 加えてパーライ ト組織は被削性にも劣るため、 普及が進まなかった
降伏比を高めるためには炭素量を低く抑え、 フェライ ト分率を増 加させることが必要である。 しかしながらフェライ 卜分率を増加す ると延性 · 靭性が向上して、 破断分割時に破面近傍の塑性変形量が 大きくなり、 コンロッ ド大端部の内径の形状変化量が増大し、 破断 分離性が低下するという問題が生じる。 一方、 高強度の非調質コン ロッ ド用鋼は被削性を確保するため P bが添加されていることが多 いが、 P bは環境に負荷を与える物質であり、 近年はその使用が制 限されているため P bが添加された鋼は実用化できないという問題 がある。 すなわち、 破断分割コンロッ ド用鋼の課題は、 低炭素化 （ 高降伏強さ） と破断分離性の両立、 及び P b等の環境負荷物質の添 加に代わる被削性を満足しうる技術の開発にある。
上記の要求に応えるため、 破断分割部品用の材料が提案されてい る。 例えば特開 2 0 0 2 — 2 5 6 3 9 4号公報には〇と A l 、 かつ 〇と Nのバランスを調整することによつて組織を微細化する技術が 記載されている。 しかしながら、 被削性を確保するための手段とし て P b等を使用しているため問題がある。 特開 2 0 0 3 — 1 9 3 1 8 4号公報には Cと V量とフェライ ト面積比を規定することによつ て破断分離性と被削性を改善する技術が記載されている。 しかしな がら、 フェライ ト面積比が 2 0 %以下と低いため、 降伏比が低く、 高強度コンロッ ドには適用できない。 また、 パーライ ト組織の分率 が多いため被削性の'改善が十分ではなく、 被削性を確保する手段と して P b等を使用 しているため問題がある。 特開 2 0 0 3 - 3 0 1 2 3 8号公報には M n Sの数を規定することによって組織を微細化 して降伏強さを高め、 また同時に破断分離性を改善する技術が記載 されている。 この技術は円相当径が 1 m程度の M n Sを多量に分 散させるものである。 しかしながらこのような多量の Sの添加は、 必然的に圧延方向や鍛造方向に伸長した、 粗大でァスぺク ト比の大 きい伸長 M n Sの生成を伴う。 このような伸長した粗大 M n Sが存 在すると、 セパレ一シヨ ンと呼ばれる M n Sの伸長方向と平行に剥 離するような亀裂が生じ、 その結果破断分割時の変形量が増加し、 かえって破断分離性が低下する。 また被削性を確保する手段として P b等を使用しているため問題がある。 特開 2 0 0 0 - 7 3 1 4 1 号公報には幅 1 m以上の硫化物系介在物の数を規定し、 更にァス ぺク ト比を規定することによって延性 * 靱性を低下させ、 破断分離 性を改善する技術が記載されている。 しかしながら幅 1 m以上の 粗大な M n Sが多量に分散しているため、 熱間鍛造時の割れ発生確 率の増加や、 疲労特性の低下を招く。 また被削性を確保する手段と して P b等を使用しているため問題がある。 特開 2 0 0 5 - 5 4 2 2 8号公報には鋼材を固相線、 液相線に近い超高温に加熱すること によって組織を顕著に粗大化させることによって破断分離性を改善 する技術が記載されている。 しかしながらこのような超高温域での 鍛造は、 加熱のための新規の設備投資を要するのみならず、 歩留り の低下、 脱炭やスケールの増加を招くため、 その実現性には大きな 課題を残している。 発明の開示
本発明は上記の実情に鑑み、 製造性や機械的性質を損なう ことな く、 かつ、 P b等を添加することなく、 破断分離性及び被削性に優 れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、 並びに熱間鍛造非調質 鋼部品を提供することを目的とする。
本発明は、 C、 V量を適正化して破断分離性を高め、 更に Z r、 C a、 及び A 1 の 3成分の添加量を同時に制御することによって M n S系介在物を多量、 微細に分散させ、 これにより機械的性質や製 造性を損なう ことなしに破断分離性を従来技術より も更に高め、 同 時に P b等を添加することなしに被削性を改善できることを知見し 、 本発明を完成したものであり、 その要旨は、 次のとおりである。 なお、 本発明でいう M n S系介在物とは、 M n Sの他、 M n Sを主 体と し、 その他に C a、 M g等の硫化物形成元素や、 C、 及び T i 、 Z r等の炭硫化物形成元素を含有する介在物を指す。
( 1 ) 質量％で、 C : 0. 3 5 %超〜 0. 6 0 %、 S i ： 0. 5 0〜 2. 5 0 %, M n ： 0. 2 0〜 2. 0 0 %、 P ： 0. 0 1 0〜 0. 1 5 0 %、 S ： 0. 0 4 0〜 0. 1 5 0 %、 V : 0. 1 0〜 0 . 5 0 %、 Z r : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、 N : 0. 0 0 2 0〜 0. 0 2 0 0 % を含有し、 A 1 ： 0. 0 1 0 %未満に制限し、 残部が実質的に F e 及び不可避的不純物よりなる破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛 造用非調質鋼。
( 2 ) 更に、 質量％で、 C r ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %、 N b ： 0 . 0 0 5〜 0. 0 5 0 %、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %の内の 1種または 2種以上を含有する （ 1 ) に記載の破断分離性及び被削 性に優れた熱間鍛造用非調質鋼。
( 3 ) 更に、 質量％で、 M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %を 含有することを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) 記載の破断分離性及 び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼。
(4 ) 前記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかに記載の鋼成分からなり、 熱間圧延鋼材の 1 / 4径の位置における、 幅 1 以上の M n S系 介在物の全 M n S系介在物に対する存在個数の割合が 1 0 %以下 （ 0 %を含む） であり、 M n S系介在物の平均アスペク ト比が 1 0以 下であることを特徴とする、 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛 造用非調質鋼熱間圧延鋼材。
( 5 ) 前記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかに記載の鋼成分からなり、 鋼組織が、 ベイナイ ト組織分率が 3 %以下 （ 0 %を含む） であり、 残部組織がフェライ ト · パーライ 卜組織からなることを特徴とする 、 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼部品。 図面の簡単な説明
図 1 は鋼中での M n S系介在物の存在状態を示す図で、 （ a ) 比較例 ； （ b ) は本発明例の M n S系介在物の存在状態を示す。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 破断分割部品用非調質鋼の破断分離性及び被削性 に及ぼす各種因子について鋭意検討し、 以下の知見を見出した。 即 ち、 ·
( a ) ペイナイ 卜が生成すると破断分離性が大幅に低下するため、 ペイナイ 卜の生成を防止し、 組織のほぼ全てフェライ ト · パーラィ ト組織とする必要がある。
( b ) C量を適正化することによって破断分離性と降伏比の向上を 両立することができる。 すなわち、 C量が多すぎる場合は粗大なパ 一ライ ト組織の分率が増加して降伏比が低下し、 C量が少なすぎる 場合は延性 · 靱性の高いフェライ 卜組織が増加すると共に組織が過 度に微細化して破断分離性が低下する。
( c ) Vを比較的多量に添加することによって破断分離性と降伏比 の向上を両立することができる。 すなわち、 熱間鍛造後の冷却時に Vの炭化物、 炭窒化物が析出し、 析出強化によってフェライ トが強 化され、 フェライ トの強化によって延性 · 靱性が低下することによ つて良好な破断分離性が得られるとともに、 降伏比を高めることが できる。
( d ) アスペク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 · 微細分 散させることによって、 M n S系介在物が破断分割時に亀裂の伝播 経路となり、 破断分離性が向上する。 多量 · 微細分散した幅 1 ^ m 未満の M n S系介在物を経由した亀裂は、 分岐や屈曲が少なく直線 的に成長するため、 破断分離時の変形量が少ないので破断分離性に 対して有利である。 一方、 幅 1 m以上の粗大な M n S系介在物の 量が多いとセパレーショ ンが発生し、 M n S系介在物の伸長方向と 平行な亀裂が発生することによって破断分離時の変形量が増大し、 破断分離性が低下する。
( e ) また、 アスペク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 · 微細分散させることによって、 S量を増加しても疲労特性等の機械 的特性を損なう ことなしに被削性を改善することができる。
( f ) アスペク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 · 微細分 散させ、 それによる破断分離性、 及び被削性向上の効果を効果的に 得るためには、 Z r、 C a、 及び A 1 の 3成分の添加量を同時に制 御することが重要である。 すなわち、 S量の増加と共に微量の Z r 、 C aを添加し、 なおかつ A 〖 量を制限することが極めて有効であ る。 具体的には、 微量の Z r添加によって溶鋼中で Z r 〇 2 又は Z r を含む酸化物 （以下 Z r酸化物という） が形成され、 M n S系介 在物の晶出、 析出核となる。 この Z r酸化物の析出核としての効果 は、 Z r酸化物中に C a酸化物が複合されることによって最大とな る。 従って、 Z r、 及び C aの同時微量添加によって有効な M n S 系介在物の晶出、 析出サイ トが増加し、 M n S系介在物を均一 · 微 細に分散させることが可能となる。 また、 Z r、 C aは M n S系介 在物中に固溶して複合硫化物を形成してその変形能を低下させるこ とによって、 圧延時や熱間鍛造時の M n S系介在物の延伸を抑制す る。 一方、 A 1 が添加ざれると溶鋼中で A 1 2 03 が優先的に形成 されるため溶鋼中の Oが減少し、 M n S系介在物を均一 ， 微細に分 散させる効果を持つ Z r酸化物の生成を阻害するため、 A 1 量は可 能な限り制限する必要がある。
一方、 過剰な Z r、 C aの添加は硬質な Z r N、 Z r S、 C a O 等の硬質介在物及びそのクラスターを多量に生成し、 かえって被削 性や疲労特性等の機械的性質を低下させるため、 その添加量を微量 の範囲に制御する必要がある。 このことにより、 Z r、 C a、 A 1 の添加量を同時に制御することは M n S系介在物の多量、 微細分散 化に対して極めて効果的であり、 これによつて破断分離性と被削性 を同時に向上することができる。
以下、 本発明について詳細に説明する。 まず、 成分の限定理由に ついて説明する。 なお、 成分の含有量％は質量％を意味する。
C ： 0. 3 5 %超〜 0. 6 0 %
Cは部品の引張強さを確保し、 かつ延性 · 靭性の低いパーライ ト 組織分率を増加して良好な破断分離性を得るために添加するが、 過 剰に添加するとパーライ ト組織分率が過大となり、 組織が粗大化し て降伏比が低下するので 0. 3 5 %超〜 0. 6 0 %の範囲にする必 要がある。 好適範囲は 0. 3 5 %超〜 0. 4 8 %である。
S i : 0. 5 0〜 2. 5 0 %
S i は固溶強化によってフェライ トを強化し、 延性 · 靭性を低下 させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、 過 剰に添加するとフェライ ト組織分率が過大となり、 かえって破断分 離性が低下するので 0. 5 0〜 2. 5 0 %の範囲にする必要がある 。 好適範囲は 0. 6 0 %〜 1. 5 0 %である。
M n ： 0. 2 0〜 2. 0 0 %
M nは固溶強化によってフェライ トを強化し、 延性 ' 靭性を低下 させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、 過 剰に添加するとパ一ライ トのラメラー間隔が小さくなり、 パーライ 卜の延性 · 靭性が増加して破断分離性が低下するのみならず、 ペイ ナイ ト組織が生成しやすくなり、 破断分離性が大幅に低下すること から 0. 2 0〜 2. 0 0 %の範囲にする必要がある。 好適範囲は 0 . 3 0〜 ： L . 0 0 %である。
P ： 0. 0 1 0〜 0. 1 5 0 %
Pはフェライ ト、 及びパーライ トの延性 · 靭性を低下させること によって良好な破断分離性を得るために添加するが、 過剰に添加す ると熱間延性が低下し、 熱間加工時に割れ、 キズが発生しやすくな るので 0. 0 1 0〜 0. 1 5 0 %の範囲にする必要がある。 好適範 囲は 0. 0 3 0〜 0. 0 7 0 %である。
S ： 0. 0 4 0〜 0. 1 5 0 %
Sは M n と結合して M n S (M n S系介在物） を形成し、 添加量 を増加するほど被削性を向上させる効果を持っため、 P bの被削性 向上効果を代替するため積極的に添加する。 更に、 後述するように 微量の Z r、 及び C aを添加し、 かつ A 1 量を制限した場合にァス ぺク ト比が小さい M n S系介在物が鋼中に多量 · 微細分散し、 これ が破断分割時に亀裂の伝播経路となることによって破断分離性が向 上する効果がある。 その一方、 過剰に添加すると熱間延性が低下し 、 熱間加工時に割れ、 キズが発生しやすくなるので 0. 0 4 0〜 0 . 1 5 0 %の範囲にする必要がある。 好適範囲は 0. 0 6 0〜 0. 1 2 0 %である。
V ： 0. 1 0〜 0. 5 0 %
Vは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物、 炭窒化物を形成して、 析 出強化によりフェライ トを強化し、 延性 * 靭性を低下させることに よって良好な破断分離性を得るとともに、 降伏比を高める効果があ るため添加するが、 過剰に添加してもその効果は飽和するので 0. 1 0〜 0. 5 0 %の範囲にする必要がある。 好適範囲は 0. 2 0〜 0. 3 5 %である。
Z r ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0 . 0 0 5 0 % A 1 ： 0. 0 1 0 %未満
Z r、 C a、 A 1 の添加量を同時に制御することによってァスぺ ク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 * 微細分散させること ができる。 これによつて、 M n S系介在物が破断分割時に亀裂の伝 播経路となり、 破断分離性が向上する。 このような微細な M n S系 介在物を経由した亀裂は、 分岐や屈曲が少なく直線的に成長するた め、 破断分離時の変形量が少ないので破断分離性に対して有利であ る。 一方、 粗大な M n S系介在物の量が多いとセパレーシヨ ンが発 生し、 M n S系介在物の伸長方向と平行な亀裂が発生することによ つて破断分離時の変形量が増大し、 破断分離性が低下する。 また、 アスペク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 · 微細分散させ ることによって、 S量を増加しても疲労特性等の機械的特性を損な うことなしに被削性を改善することができるため、 Z r、 C a、 A 1 の添加量を同時に制御することは破断分離性、 被削性向上の両方 において極めて重要な効果をもたらす。
Z rは脱酸元素であり、 Z r酸化物を形成する。 Z r酸化物は M n S系介在物の晶出、 析出核となるので、 M n S系介在物の晶出、 析出サイ トを増やし、 M n S系介在物を均一 · 微細に分散させる効 果がある。 また Z rは M n S系介在物に固溶して複合硫化物を形成 し、 その変形能を低下させることによって、 圧延時や熱間鍛造時の M n S系介在物の延伸を抑制する効果がある。 従って、 Z rは M n S系介在物の微細分散化、 並びに異方性の改善に極めて有効な元素 である。 一方、 過剰に添加すると硬質な Z r S、 Z r N等の酸化物 以外の硬質介在物及びそのクラスターを多量に生成し、 かえって被 削性や疲労特性等の機械的性質を低下させるため、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %の範囲にする必要がある。 好適範囲は 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 0 3 0 %、 更に好ましい範囲は 0. 0 0 1 0〜 0. 0 0 3 0、 更に好ましい範囲は 0. 0 0 1 5〜 0. 0 0 2 5 %である。
C aは脱酸元素であり、 軟質酸化物を生成して被削性を向上させ るのみならず、 M n S系介在物に固溶して複合硫化物を形成し、 そ の変形能を低下させることによって、 圧延時や熱間鍛造時の M n S 系介在物の延伸を抑制する効果がある。 さらにまた、 微量の C aの 添加によって Z r酸化物中に C a酸化物が複合されることによって 、 前記 Z r酸化物の M n S系介在物の晶出、 析出核としての効果が 最大となる。 従って、 C aは Z r とともに特定の量を添加したとき に M n S系介在物の異方性の改善に有効な元素である。 一方、 過剰 に添加すると硬質の C a〇を大量に生成し、 かえって被削性を低下 させるため、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %の範囲にする必要があ る。 好適範囲は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 0 %、 更に好ましい範囲 は 0. 0 0 0 7〜 0. 0 0 2 5、 更に好ましい範囲は 0. 0 0 1 0 〜 0. 0 0 2 0 %である。
A 1 は強い脱酸元素であり、 A 1 2 03 を形成する。 Z r、 C a 添加鋼において A 1 が添加されると、 A 1 2 O 3 が優先的に形成さ れるため、 M n S系介在物を均一、 微細に分散させる効果を持つ Z r、 C a系の酸化物の生成を阻害する。 その結果、 破断分離性や、 疲労等の機械的性質を損なう粗大な M n S系介在物が多く生成する ため、 A 1 は極力低減すべきである。 また、 A 1 2 〇 3 は硬質なの で、 切削時に工具損傷の原因となり、 工具の磨耗を促進させる。 従 つて A 1 量は可能な限り制限する必要があり、 0. 0 1 0 %未満に 制限する必要がある。 好適範囲は 0. 0 0 7 %未満である。 より好 ましくは、 0. 0 0 4 %以下である。 なお、 A 1 の分析可能な下限 量は 0. 0 0 1 %である。
以上により、 Z r、 C a、 及び A 1 のいずれの成分範囲が外れて もァスぺク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 · 微細分散さ せることができず、 破断分離性、 被削性を向上することができない
N ： 0. 0 0 2 0〜 0. 0 2 0 0 %
Nは熱間鍛造後の冷却時に主に V窒化物、 V炭窒化物を形成して フェライ 卜の変態核として働く ことによってフェライ ト変態を促進 し、 破断分離性を大幅に損なうペイナイ ト組織の生成を抑制するた めに添加するが、 過剰に添加すると熱間延性が低下し、 熱間加工時 に割れ、 キズが発生しやすくなるので 0. 0 0 2 0〜 0. 0 2 0 0 %の範囲にする必要がある。 好適範囲は 0. 0 0 4 0〜 0. 0 1 0 0 %である。
本発明では、 更に、 フェライ トを強化し、 延性 · 靭性を低下させ ることによって良好な破断分離性を得る場合に、 C r : 0. 0 5〜 0. 2 5 %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %、 及び、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %の内の 1種または 2種以上を必要に応じて添 加する。
C r ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %
C r は M nと同様に固溶強化によってフェライ トを強化し、 延性 • 靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得る効果があ り、 この効果を得るには、 0. 0 5 %以上の添加が必要である。 一 方、 過剰に添加するとパーライ トのラメラー間隔が小さくなり、 パ 一ライ 卜の延性 · 靭性が増加して破断分離性が低下するのみならず 、 ベイナイ ト組織が生成しやすくなり、 破断分離性が大幅に低下す ることから 0. 2 5 %以下にする必要がある。 好適範囲は 0. 0 5 〜 0. 1 0 %である.。
N b ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %
N bは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物、 炭窒化物を形成して、 析出強化により フェライ トを強化し、 延性 * 靭性を低下させること によって良好な破断分離性を得るために添加するが、 過剰に添加し てもその効果は飽和するので 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %の範囲にす る必要がある。 好適範囲は 0. 0 1 0〜 0. 0 3 0 %である。
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %
T i ： T i は熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物、 炭窒化物を形成 して、 析出強化によりフェライ トを強化し、 延性 ' 靭性を低下させ ることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、 過剰に 添加してもその効果は飽和するのみならず、 かえって被削性が低下 する場合があるので 0. 0 0 5〜 0. 0 5 0 %の範囲にする必要が ある。 好適範囲は 0. 0 1 0〜 0. 0 3 0 %である。
M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %
M gは脱酸元素であり、 M g酸化物を形成する。 M g酸化物は M n S系介在物の晶出、 析出核となるので、 M n S系介在物の晶出、 析出サイ トを増やし、 M n S系介在物を均一 · 微細に分散させる効 果がある。 また M gは M n S系介在物に固溶して複合硫化物を形成 し、 その変形能を低下させることによって、 圧延時や熱間鍛造時の M n S系介在物の延伸を抑制する効果がある。 従って、 M gは M n S系介在物の微細分散化、 並びに異方性の改善に有効な元素である 。 一方、 過剰に添加すると大型の介在物及びそのクラス夕一を多量 に生成し、 かえって疲労特性等の機械的性質を低下させるため、 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %の範囲にする必要がある。 好適範囲は 0. 0 0 1 0〜 0. 0 0 3 0 %である。
本発明では、 上記成分の他、 本発明の効果を損なわない範囲で、 T e、 Z n、 S n等を添加することができる。
熱間圧延鋼材の 1 4径の位置における、 幅 1 i m以上の M n S 系介在物の全 M n S系介在物に対する存在個数の割合が 1 0 %以下 ( 0 %を含む） であり、 M n S系介在物の平均アスペク ト比が 1 0 以下とした理由を説明する。
M n S系介在物の形態は、 鋼の破断分離性、 及び被削性等に影響 を及ぼす。 図 1 に M n S系介在物の観察例を示す。 図 1 ( a ) に示 す比較例は幅 l ^ m以上の M n S系介在物が多く存在しており、 ま たアスペク ト比が 1 0 を超えるものが多い。 これに対して図 1 ( b ) に示す本発明例は M n S系介在物が微細であり、 幅 l //m以上の ものは非常に少なく、 またァスぺク 卜比の小さなものが圧倒的に多 い。 ァスぺク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 · 微細分散 させることによって、 M n S系介在物が破断分割時に亀裂の伝播経 路となり、 破断分離性が向上する。 このような幅 1 m未満の微細 な M n S系介在物を経由した亀裂は、 分岐や屈曲が少なく直線的に 成長するため、 破断分離時の変形量が少ないので破断分離性に対し て有利である。 一方、 アスペク ト比が 1 0 を越える M n S系介在物 の量が多いか、 幅 1 ； m以上の M n S系介在物の量が多いとセパレ ーシヨ ンが発生し、 M n S系介在物の伸長方向と平行に亀裂が発生 することによって破断分離時の変形量が増大し、 破断分離性が低下 する。 また、 アスペク ト比が小さい M n S系介在物を鋼中に多量 - 微細分散させることによって、 S量を増加しても疲労特性等の機械 的特性を損なう ことなしに被削性を改善することができる。 一方、 アスペク ト比が 1 0 を越える M n S系介在物が多く存在するか、 幅 1 m以上の M n S系介在物が多いと疲労特性等の機械的.特性を損 なう。 従って熱間圧延後の棒鋼の中心と表面との中央部の位置にお いて、 幅 1 m以上である M n S系介在物の全 M n S系介在物の存 在個数の割合を 1 0 %以下、 M n S系介在物の平均アスペク ト比を 1 0以下に制限する必要がある。 好適範囲はそれぞれ 5 %以下、 8 以下である。 より好ましい M n S系介在物の平均ァスぺク ト比の範 囲は 4. 5以下である。 尚、 熱間圧延鋼材中の M n S系介在物は、 熱間鍛造に先立つ加熱で成長することはない。
鋼組織が、 ベイナイ ト組織分率が 3 %以下 （ 0 %を含む） であり 、 残部組織がフェライ ト · パーラィ 卜組織とした理由を説明する。 本発明の鋼は、 基本的に通常の温度で熱間鍛造し空冷した後の部 品の組織がフェライ ト · パーライ ト組織になるものであり、 成分を 本発明の範囲に規定したフェライ ト · パーライ ト組織は、 延性 · 靭 性を低くすることができるため破断分離性に優れるが、 熱間鍛造後 の冷却条件等によってべィナイ ト組織が混入すると実質的に組織が 微細化し、 延性 · 靱性が高くなることによって破断分離性が大幅に 低下するので、 ベイナイ ト組織は少ない方が好ましく、 熱間鍛造後 の冷却条件等を適正にしてべィナイ 卜の生成を抑制し、 ペイナイ ト の面積率を 3 %以下 （ 0 %を含む） にすることが必要である。 ペイ ナイ ト組織が 3 %以下の場合は、 その悪影響はほとんど現れない。 ここで、 フェライ ト組織とは、 鏡面研磨の後、 組織現出のためナイ タール腐食を行ったとき、 1 0 0 — 1 0 0 0倍の光学顕微鏡観察で 隣の組織との境界が比較的明瞭な白色の組織であり、 内部に鉄炭化 物がほとんど観察されないものを指す。 パ一ライ ト組織とは光学顕 微鏡観察で黒色、 又は灰色の組織であり、 1 0 0 0 — 2 0 0 0 0倍 の電子顕微鏡観察で層状のラメラー組織を呈しているものを指す。 ベイナイ ト組織は上記以外の組織であって、 多くの場合光学顕微鏡 観察で白色の組織であり、 微量の鉄炭化物が析出した不定形の粒を 指す。
本発明の鋼については、 熱間鍛造部品でベイナイ ト組織が 3 %を 超えない限り、 熱間鍛造後に、 空冷に限らず、 衝風冷等の加速冷却 を施しても差し支えないのは勿論である。
尚、 C u 、 N i 及び M oは微量であれば本発明の非調質鋼の材質 に対して特段の影響は及ぼさないが、 いずれもその添加量に応じて ペイナイ ト組織が発生しやすくする効果がある。 ペイナイ 卜組織の 発生を防止する上で、 不可避的不純物としての C u 、 N i はともに 0 . 1 5 %以下、 M oは 0 . 0 1 %以下に制限することが望ましい 。 また、 〇は過剰に鋼中に存在していると S i 、 A 1 、 Z r と結び ついて硬質酸化物を生成し、 またその量が多くなることによって被 削性を低下させると共に、 Z r酸化物の微細分散ができなくなるた め 0. 0 2 %以下に制限することが望ましい。 実施例
以下に、 実施例により本発明を更に説明する。
表 1 に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続铸造により製造し、 必 要に応じて、 均熱拡散処理、 分塊圧延工程を経て 1 6 2 mm角の圧 延素材とした。 次に熱間圧延によって直径が 4 5 mmの棒鋼形状と した。 表 1の比較鋼の網掛け、 下線部分は本発明の範囲外であるこ とを示す。
表 1
Figure imgf000019_0001
各兀素の 「 は不可 不 レベルを る 表中の下線 本発明の範囲外であることを示す。
次に、 熱間圧延鋼材中の M n S系介在物の分散状態を調査するた め、 熱間圧延後の棒鋼の中心と表面との中央部の位置から組織観察 用の試験片を切り出した。 観察面は、 M n S系介在物の延伸状況を 測定するため、 圧延方向に平行な断面とした。 観察面を鏡面研磨後 、 画像処理装置によって M n S系介在物を抽出した。 抽出した個々 の M n S系介在物について、 圧延方向長さ、 半径方向厚さ、 ァスぺ ク ト比 （圧延方向長さ Z半径方向厚さ） を数値化した。 測定視野は 5 0 0倍、 1視野面積を 9 0 0 0 X m 2 とし、 5 0視野について測 定を行った。 得られたデ一夕から平均アスペク ト比、 及び幅 l / m 以上の M n S系介在物の全 M n S系介在物に対する存在個数割合を 算出した。
次に、 破断分離性、 組織、 機械的特性を調べるため、 鍛造コンロ ッ ド相当の試験片を熱間鍛造で作成した。 具体的には、 直径 4 5 m mの素材棒鋼を 1 1 5 0〜 1 2 8 0でに加熱後、 棒鋼の長さ方向と 垂直に鍛造して厚さ 2 0 mmとし、 放冷による空冷、 又は衝風冷却 装置による衝風冷によって室温まで冷却した。 製造 N o . 5は緩衝 風冷を、 製造 N o . 2 4は強衝風冷を行った。 冷却後の鍛造材から 、 J I S 4号引張試験片、 被削性評価用試験片、 及びコンロッ ド大 端部相当形状の、 破断分離性評価用試験片を加工した。 破断分離性 評価用試験片は 8 0 mm X 8 0 mm、 厚さ 1 8 mmの板形状の中央 部に、 直径 5 0 mmの穴を開けたものであり、 直径 5 0 mmの穴の 内面上には、 鍛造前の素材棒鋼の長さ方向と垂直な方向に 1 8 0度 で相対する 2ケ所に、 深さ l mm、 先端曲率 0. 5 mmの 4 5度の Vノ ッチ加工を施した。 更に、 直径 8 m mの貫通穴を中心線がノ ッ チ加工側の側面から 8 m mの位置となるように開けた。
破断分離性評価の試験装置は割型と落錘試験機から構成されてい る。 割型は長方形の鋼材上に成型した円柱を中心線に沿って 2分割 した形状で、 片方が固定され、 片方がレール上を移動する。 2つの 半円柱の合わせ面にはく さび穴が加工されている。 破断試験時には 、 試験片をこの割型にはめ込み、 く さびを入れて落錘の上に設置す る。 落錘は重さ 2 0 0 k gであり、 ガイ ドに沿って落下する仕組み である。 落錘を落とすと、 く さびが打ち込まれ、 試験片は 2つに引 張破断される。 なお、 破断時に試験片が割型から遊離しないように 、 試験片は割型に押しつけられるように周囲を固定されている。 本実施例では、 落錘高さ 1 0 0 mmで破断を行い、 破断後の試験 片をつき合わせてポルト締めし、 破断方向及び破断方向と垂直方向 の内径の変化を測定した。
また、 破断面から 5 mm離れた断面に鋼組織観察のためナイター ル腐食を施し、 組織観察を行った。 組織観察は光学顕微鏡で 2 0 0 倍の倍率で行い、 白色で微量の炭化物が析出した不定形の粒をべィ ナイ ト組織として計数し、 面積率を求めた。
被削性の評価として、 ドリルによる工具寿命特性を用いた。 ドリ ル外周速度を変化させて ドリル折損までの累積穴深さを測定した。 更に累積穴深さ 1 0 0 0 mm穿孔可能な最大外周速度、 いわゆる V L 1 0 0 0 (m/m i n . ) を被削性の指標とした。 具体的な評価 条件を表 3に示す。
上記の各種特性の評価結果を表 2に示す。 降伏比については、 0 . 7 5に満たないものは目標未達とした。 破断分離性については、 変形量が 1 0 0 を超えるものは目標未達とした。 被削性につい ては、 V L 1 0 0 0が 4 0 m Z m i n . に満たないものは製造 N o . 2 2 (鋼 N o . 2 2 ) の P b添加鋼より も被削性が大幅に低下す ると判定し、 目標未達とした。
これらの評価結果を表 2に示す。 表 2の 「M n S幅」 「M n S平 均アスペク ト比」 の欄における M n S とは、 M n S系介在物を指す ものであり、 表中では便宜的に M n Sと表記した。 製造 N o . ：!〜 1 3の本発明例はいずれも目標を達成しており、 優れた破断分離性 と被削性を有していることが分かる。 一方、 製造 N o . 1 4〜 1 7 は Z r、 A l 、 C a , S量が本発明の範囲から外れているため M n S系介在物の微細分散化ができず、 M n S系介在物の平均ァスぺク 卜比が全て本発明の要件を満たしていないため、 破断分離性が悪い 。 N o . 1 4は Z rが添加されていないため、 N o . 1 5は A 1 が 多く添加されているため微細な Z r酸化物が生成されず、 幅 1 ； m 以上の粗大な M n S系介在物が多く生成しており、 破断分離性が悪 い。 加えて製造 N o . 1 5、 1 7はそれぞれ硬質介在物である A 1 2 O 3 、 Z r N等が多く生成し、 工具磨耗を促進しているため、 被 削性が悪い。 製造 N o . 1 8は P量が本発明の範囲から外れている ため、 破断分離性が目標未達である。 製造 N o . 1 9は S量が本発 明の範囲から外れているため微細 M n S系介在物の量が不足し、 破 断分離性、 被削性ともに目標未達である。 製造 N o . 2 0は〇量が 本発明の範囲から外れているため延性 · 靭性が大きくなり、 破断分 離性が目標未達である。 製造 N o . 2 1 は V量が本発明の範囲から 外れているため V炭窒化物による析出強化量が不足し、 降伏比、 及 び破断分離性が目標未達である。 製造 N o . 2 2は C r量が本発明 の範囲から外れているためべイナィ 卜組織が混入し、 破断分離性が 目標未達である。 製造 N o . 2 3は P bが添加されているため被削 性には優れるが、 S、 Z r、 A 1 、 C a量が本発明の範囲から外れ ているため、 破断分離性が目標未達である。 製造 N o . 2 4の成分 は本発明の範囲内であるが、 強衝風冷却で冷却速度を速く したため 、 ベイナイ ト組織分率が 3 %を超えており、 破断分離性が目標未達 である。 表 2
Figure imgf000023_0001
幅 1 xm以上の M nS数割合、 MnS平均アスペクト比, ペイナイト組織分率の下線は本発明の範囲外であることを意味する < 降伏比、 変形量、 VL1000の下線は目標未達成であることを意味する。
表 3
Figure imgf000024_0001
産業上の利用可能性
本発明の破断分割して使用する鋼部品に使用される、 破断分離性 及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材によれば 、 破断分割工法が可能となり、 かつ被削性に優れるため、 例えば自 動車用コンロッ ドの製造工程の大幅な簡略化、 コス トダウン、 及び 部品の軽量化が可能となる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . ^晕 で、 C : 0. 3 5 %超〜 0 • 6 0 %、 S i ： 0. 5 0
〜 2. 5 0 % 、 M n : 0. 2 0〜 2. 0 0 % 、 P ： 0. 0 1 0〜 0
. 1 5 0 %、 S ： 0 . 0 4 0 〜 0. 1 5 0 % 、 V ： 0. 1 0〜 0.
5 0 % 、 Z r ： 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 0 5 0 %、 C a ： 0. 0 0 0
5〜 0 . 0 0 5 0 % 、 N ： 0 . 0 0 2 0 〜 0 . 0 2 0 0 %
を含有し、
A 1 ： 0. 0 1 0 満に制限し、 残部が実質的に F e及び不可 避的不純物よりなる破断分離性及び被削性に優れ こ 間鍛造用非調 質鋼。
2. 更に、 質量％で、 C r : 0. 0 5 〜 0 . 2 5 % , N b ： 0.
0 0 5 〜 0. 0 5 0 %、 T i ： 0. 0 0 5 〜 0. 0 5 0 %の内の 1 種または 2種以上を含有する請求項 1 に記載の破断分離性及び被削 性に優れた熱間鍛造用非調質 ¾q。
3. 更に、 質量％で、 M g ： 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 0 5 0 %を含 有することを特徴とする請求項 1 または 2 に記載の破断分離性及び 被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼。
4. 請求項 1〜 3のいずれかに記載の鋼成分からなり、 熱間圧延 鋼材の 1 4径の位置における、 幅 1 / m以上の M n S系介在物の 全 M n S系介在物に対する存在個数の割合が 1 0 %以下 （ 0 %を含 む） であり、 M n S系介在物の平均アスペク ト比が 1 0以下である ことを特徴とする、 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調 質鋼熱間圧延鋼材。
5. 請求項 1 〜 3 のいずれかに記載の鋼成分からなり、 鋼組織が 、 ベイナイ ト組織分率が 3 %以下 （ 0 %を含む） であり、 残部組織 がフェライ ト · パーラィ ト組織からなることを特徴とする破断分離 性及び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼部品。
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