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WO1995010637A1 - Acier de forgeage a chaud sans traitement thermique, presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la traction et a la fatigue et une tres bonne aptitude a l'usinage - Google Patents

Acier de forgeage a chaud sans traitement thermique, presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la traction et a la fatigue et une tres bonne aptitude a l'usinage Download PDF

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Publication number
WO1995010637A1
WO1995010637A1 PCT/JP1994/001693 JP9401693W WO9510637A1 WO 1995010637 A1 WO1995010637 A1 WO 1995010637A1 JP 9401693 W JP9401693 W JP 9401693W WO 9510637 A1 WO9510637 A1 WO 9510637A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
machinability
ratio
steel
tensile strength
bainite
Prior art date
Application number
PCT/JP1994/001693
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Toshihiko Takahashi
Fusao Ishikawa
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
Priority to KR1019950702391A priority Critical patent/KR0180938B1/ko
Priority to DE69419720T priority patent/DE69419720T2/de
Priority to EP94929026A priority patent/EP0674014B1/en
Publication of WO1995010637A1 publication Critical patent/WO1995010637A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • Non-heat treated steel for hot forging with excellent tensile strength, fatigue strength and machinability
  • the present invention relates to a non-heat treated steel used as hot forged having excellent tensile strength, fatigue strength and machinability at the same time without performing a tempering treatment such as quenching and tempering after hot forging.
  • non-heat treated steel has become widespread for use in parts for machine structures such as automobiles from the viewpoint of omitting processes and reducing manufacturing costs.
  • non-heat treated steels have been developed mainly for their high tensile strength (or hardness), yield strength and toughness. Therefore, as shown in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-205245, non-heat treated steels using V, which is a typical element of precipitation strengthening, have been proposed.
  • V which is a typical element of precipitation strengthening
  • 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 durability ratio is at most about 0.55, and the machinability is extremely low, at most about twice that of conventional non-heat treated payinite steel. Not improved.
  • the present inventors first paid attention to a pearlite-containing structure having good machinability, and firstly, deposited TiN and VN on MnS in a complex manner, thereby reducing austenite crystal grains during forging heating.
  • the composite precipitate is used as a nucleation site to finely precipitate ferrite.
  • V carbide or V coal is further deposited on the ferrite matrix in the precipitated pearlite.
  • Fatigue strength and machinability are obtained by combining the technique of utilizing two-stage precipitation to obtain a metal structure with a fine structure and pearlite that is precipitation-strengthened.
  • the present invention provides a non-heat treated steel for hot forging having high fatigue strength, tensile strength and machinability, which has been difficult to achieve with conventional non-heat treated steel. Disclosure of the invention
  • the easiest way to achieve high fatigue strength is to increase the tensile strength (hardness).
  • a low-temperature transformed structure such as martensite or bainite may be introduced.
  • such a method significantly deteriorates machinability.
  • the present inventors have studied the fatigue characteristics and machinability of several types of hot forged materials having a metal structure in which an appropriate amount of a payinite structure is mixed with a light structure.
  • a composite precipitate of MnS + TiN + VN is used as a precipitation nucleus of ferrite for the purpose of refining the structure.
  • a bainite structure whose hardness is controlled by reducing C and N.
  • We have invented a non-heat treated steel for hot forging of the fly-painite type which can secure the possible level.
  • C 0.10 to 0.35%
  • Si 0.15 to 2.00%
  • Mn 0.40 to 2.00%
  • the remainder has a composition consisting of Fe and impurity elements.
  • the structure ratio f of the bainite structure is 1. with respect to the carbon content C (%).
  • composition of the first invention steel was further increased to Cr: 0.02 to 1.50%, Mo: 0.02 to 1.00%, Nb: 0.001 to 0.20%, Pb: 0.05 to 30%, Ca: 0.0005 to 0.010%, and one or more of them.
  • Si an element that adjusts the deoxidation and bainite microstructure ratio. If it is less than 0.15%, its effect is small, and if it exceeds 2.00%, both the durability ratio and machinability decrease, so it is 0. 15% to 2.00%.
  • Mn An element that becomes the basis of composite precipitates that are ferrite precipitation sites 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% Exceeding that, a large amount of bainite is generated and both the durability ratio and machinability are reduced, so the content is set to 0.40 to 2.00%.
  • a 1 Element with deoxidizing and grain refining effects. Less than 0.0005%, the effect is small, and if more than 0.050%, hard inclusions are formed and the durability ratio and machinability are poor. Since the deviation also decreases, it should be 0.0005 to 0.050%.
  • T i An element that forms a complex precipitate that precipitates as nitride on MnS and becomes a precipitate site of the fiber. Its effect is small when it is less than 0.003%, and it is coarse when it exceeds 0.005%. Since the formation of hard inclusions is promoted and the durability ratio and machinability are both reduced, the content is set to 0.003 to 0.050%.
  • ⁇ An element that forms a nitride or carbonitride with Ti and V.
  • the content is less than 0.0020%, the effect is small, and when 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 matrix flux in bainite. Its effect is small when it is less than 0.30%, and it is durable when it exceeds 0.70%. Both the ratio and the machinability decrease, so it should be 0.30 to 0.70%.
  • the components of the first invention steel further include Cr, Mo, Nb, Pb, and Ca in order to refine the crystal grains, adjust the proportion of the payneite structure, and further improve the machinability.
  • 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, and if it exceeds 1.00%, a large amount of bainite is generated and durability ratio and machinability are poor. Since the deviation also 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%, the effect is small, and if it exceeds 0.20%, both the durability ratio and machinability are reduced. 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.
  • % And n C a An element having almost the same effect as Pb. If it is less than 0.005%, the effect is small. If it exceeds 0.010%, the effect is saturated and the fatigue strength and durability ratio decrease. Therefore, it is set to 0.000% to 0.010%.
  • the two phase structure of fly tobainite and the presence of an adequate amount of bainite ensure high tensile strength, high fatigue strength and machinability.
  • the payinite microstructure can be controlled by the C content of the steel, the hardenability, and the cooling rate from the austenitic zone.
  • its organization ratio ⁇ In order to effectively use a paynight organization, its organization ratio ⁇ must be 4 C or more with respect to the carbon content C (%), whereas if it exceeds 1.4 C + 0.4, the machinability Is extremely deteriorated, so the payinite organization ratio f is set to 1.4 C or more and 1.4 C + 0.4 or less with respect to the carbon content C (%).
  • the cooling method after hot forging is not particularly specified. Natural cooling is naturally desirable from the viewpoint of power equipment and manufacturing costs.
  • the payinite tissue ratio f is determined by observing the corroded test specimen with an optical microscope, determining the tissue hardness with a micro-Vickers hardness tester, and finally measuring the area ratio.
  • a cutting test piece was taken from the same material, and a 30 mm deep blind hole was drilled using an SKH9 lOmm0 straight shank drill, and the total drilling distance until the drill broke its life was measured.
  • the total drilling distance of the conventional steel No. steel was set to 1.00, and the machinability was evaluated based on the relative ratio to that.
  • the cutting speed was 5 Om / min
  • the feed rate was 0.35 mm / rev
  • 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 'machinability of 1.00, while the durability ratio of No. 120 of the present invention was 0.57 or more, and the machinability was also higher. Is almost twice or three times better than 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 conditions of the payite structure ratio of the present invention could not be satisfied. Is bad.
  • 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 5i was high, martensite was generated, and the condition of the bainite structure ratio 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 the payinite structure ratio of the present invention could not be satisfied.
  • 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.
  • N 0.29 of the comparative example has a low A1 content, so the degree of deoxidation and the effect of refining crystal grains are small, and the durability ratio is lower than that of the present invention.
  • No. 30 of the comparative example hard inclusions were formed due to the high A1 content, and the durability ratio was lower than that of the inventive example, and the machinability was poor.
  • No. 31 of the comparative example has a low Ti content, so that the 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.
  • No. 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 inventive example.
  • 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.
  • Comparative Example No. 35 since the amount of V was low, the precipitation of composite precipitates was small and the effect of strengthening the precipitation of matrix ferrite was small, so that the durability ratio was lower than that of the present invention. Since No. 36 of the comparative example has a high V content, the durability ratio is lower than that of the example of the present invention, and the machinability is also poor.
  • No. 41 of the comparative example had a high Ca content, so the machinability was good but the durability ratio was poor.
  • Scope of the present invention Actual tensile strength Fatigue strength Durability ratio First invention example 0.65 123.7 73.1 0.5S 2.02
  • Second Invention 0.70 109.5 B4.0 0.58 2.28 o o l—
  • No. 45 46 47 and No. 48 show that the organization rate f, which is the condition of the bainite organization rate of the present invention, is 1.4 C + 0.4 or more and 1.4 C or less with respect to the carbon content C (%).
  • the cooling rate was reduced, and the structure was mostly ferrite or ferrite + spherical cementite, and the proportion of the payinite structure was low.
  • the durability ratio is as low as 0.54 or less, and the machinability is poor as compared with the inventive examples.
  • No. 49 has a structure mainly composed of martensite by increasing the cooling rate. Although the tensile strength is increased, the durability ratio is extremely low, and the machinability is poor and the tool life is short. Table 3
  • Comparative steel Current preparation R material After tempering, water cooling
  • the steel of the present invention obtains high tensile strength and secures machinability by forming a ferrite-to-bainite two-phase structure, and is formed of MnS, Ti nitride and V nitride.
  • V carbides or carbonitrides
  • the durability ratio that is, the fatigue characteristics, is maintained without impairing the machinability. It has become possible to present a non-heat-treated steel for hot forging that satisfies the long-sought long-lasting high tensile strength, high fatigue strength and machinability. Great effect.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
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  • Metallurgy (AREA)
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Description

明 細 書
引張強度、 疲労強度および被削性に優れる熱間鍛造用非調質鋼 技術分野
本発明は熱間鍛造後に焼入れ焼戻し等の調質処理を施さなくとも、 優れた引張 強度と疲労強度および被削性を同時に有する熱間鍛造ままで使用する非調質鋼に 関するものである。 背景技術
工程省略、 製造コストの低減の観点から自動車を始めとする機械構造用部ロロ 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 械部品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っ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つて 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— 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。
しカヽし、 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。 本発明者らは先に被削性の良好なパーライ ト含有組織に着目しこれに①まず Mn S上に T i Nおよび VNを複合析出させこれによって鍛造加熱時のオーステ ナイ ト結晶粒を微細化するとともにこの複合析出物を核発生サイ トとしてフェラ ィ トを微細析出させる、 ②ついでパーライトが析出するに当たって、 析出したパー ライ ト中のフェライ トマトリックス地にさらに V炭化物または V炭室化物を極め て微細に析出させる、 このような 2段の析出を活用した手法により組織全体が微 細でかつ析出強化されたパーライ トを有する金属組織を得ることを組み合わすこ とによって疲労強度および被削性の優れる熱間鍛造用非調質鋼を発明した。 しか しこの型の非調質鋼では引張強度で高々 100 kg fノ mm2 程度が限界でありそ れ故耐久比を向上させたとしても疲労強度にも限界があつた。
本発明は、 従来の非調質鋼では実現が困難であった、 高い疲労強度および引張 強度と被削性を有する熱間鍛造用非調質鋼を提供するものである。 発明の開示
高疲労強度を得ようとした場合、 最も容易な方法は引張強度 （硬さ） を上げる ことである。 引張強度を上げるためには、 マルテンサイ トあるいはべィナイ 卜と いった低温変態組織を導入すれば良いが、 従来技術の中で述べたごとく、 このよ うな方法は被削性を顕著に劣化せしめる。
本発明者らはフユライ ト組織に適当量のペイナイ 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た。 その結果、 ①組織を微細化する目的で Mn S + T i N + VNの複合析出物をフエ ライ 卜の析出核として活用する②低 Cおよび低 N化により硬さを制御したベイナ ィ ト組織を適当量含有するフヱライ トーベイナイ ト 2相組織とする③べィナイ ト 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 ライ ト - ペイナイ ト型の熱間鍛造用非調質鋼を発明するに至った。
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. 1 5〜2. 00%、 Mn : 0. 40〜2. 00%. S ： 0. 03〜0. 1 0 %N A 1 ： 0. 0005〜0. 050 %、 T i : 0. 003〜0. 050 %、 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を有し、 熱間鍛造を施し室温まで冷却した後の 金属組織においてべイナイ ト組織の組織率 f が含有炭素量 C (%) に対して 1. 4 C+ 0. 4≥ f ≥ 1. 4 Cであることを特徴とする熱間鍛造したままで使用す るフ ライ トーベイナイ ト型非調質鋼であり、 第 2発明は結晶粒微細化とベイナ ィ ト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 : 0. 02〜1. 50%、 Mo : 0. 02〜1. 00%、 Nb : 0. 00 1 〜0. 20%、 Pb : 0. 05〜 30%、 C a : 0. 0005〜0. 0 1 0 %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 ライ トーベイナイ ト型非調質鋼における化学成分および熱間 鍛造を施し室温まで冷却した後の金属組織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. 1 0〜0. 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. 1 5%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. 1 5 %〜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ェライ 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%超過ではべイナイ 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 ： Mn Sとなることによりフェライ 卜の析出サイ 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. 03〜0. 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. 050 %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. 050 %とする。
T i ： Mn S上に窒化物となって析出しフヱライ 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. 050 % 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. 050 %とする。
Ν : 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 リックスフヱライ 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 ト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 満ではその効果が小さく、 1. 50 %超過ではべイナィ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 果が小さく、 1. 00%超過ではべイナイ 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。
N b ： T iおよび Vとほぼ同様の効果をもつ元素で、 0. 001 %未満ではそ の効果が小さく、 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%未満ではその効果が小さく、 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 n C a ： P bとほぼ同様な効果をもつ元素で、 0 . 0 0 0 5 %未満ではその効果 が小さく 0 . 0 1 0 %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 . 0 0 0 5〜0 . 0 1 0 %とする。
以上が本願第 2発明の鋼において付加された化学成分の限定理由である。 次に 本願発明の鋼において熱間鍛造後室温まで冷却した際の金属組織の限定理由につ いて述べる。
先に述べたように、 フヱライ トーベイナイ トの 2相組織としべイナイ トが適当 量存在することが高い引張強度、 高い疲労強度および被削性の確保をもたらす。 ペイナイ ト組織率は鋼の C含有量と焼入れ性およびオーステナイ ト域からの冷却 速度で制御できる。 ペイナイ ト組織を有効に活用するためには、 その組織率 ίが 含有炭素量 C (%) に対して 4 C以上が必要であり、 一方 1 . 4 C + 0 . 4 超過となると被削性が極端に劣化するので、 ペイナイ ト組織率 f を含有炭素量 C (%) に対して 1 . 4 C以上 1 . 4 C + 0 . 4以下とした。 このようなペイナイ ト組織を含む金属組織を達成できれば、 熱間鍛造後の冷却方法は特に指定しない 力^ 設備や製造コストの点からは自然放冷が当然望ましい。 なお、 ペイナイ 卜組 織率 f は腐食した試験片を光学顕微鏡等で観察するとともにマイクロビッカース 硬度計によりその組織硬度を求め、 最終的に面積率を測定することによって求め 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 200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、 SKH9製 l Omm0スト レートシャンク ドリルを用いて 30mm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を測定した。 測定した結果は従来鋼である N o 鋼の総穿孔距離を 1. 00とし、 それとの相対比で切削性を評価した。 なお、 切 削速度は 5 Om/m i n、 送り速度は 0. 35 mm/ r e v、 切削油 7 L/m i n の条件とした。
Figure imgf000009_0001
Figure imgf000009_0003
Figure imgf000009_0002
1 (その 2)
Figure imgf000010_0001
表 2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。
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. 57以上であり、 また切削性 も No. 42の 2倍から 3倍近く良好である。
比較例の No. 2 1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 ト が発生し本発明のペイナイ 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5 i量が高いためマルテンサイ トが発生し本発明 のべイナィ 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 0. 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 No. 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. 3 1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、 耐久比は本発明例に比べ低く切削性も不良である。
比較例の No. 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 No. 35は V量が低いため複合析出物の析出が少なくかつマトリッ 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 。
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べィ 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 める。
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 も不良である。 比較例の No. 40は Pb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. 4 1は C a量が高いため、 切削性は良好なるも耐久比が不良で ある。
表 2 (その 1 )
ペ イ ナ イ ト 組 總 率 機 械 的 特 性
Figure imgf000013_0001
本発明の範囲 実 引張強度 疲労強度 耐久比 第 1発明例 0.65 123.7 73.1 0.5S 2.02
0. B7 116.0 6S.1 0.59 2.16
// 0.71 117, 7 69.3 0. 5S 2.12
0.73 109.3 63.8 0. 58 2.29 o cr>
t 0.74 103.3 60.0 0.58 2.42 o o
第 2発明例 0.70 109.5 B4.0 0. 58 2.28 o o l—
0.71 100.2 58.0 0.58 2.49 o t
0.73 102.4 59.4 0.58 2.44
0.392 .792 0.72 104.1 60.5 0. 5S 2.40 i) 0.73 106.5 S2.0 0.58 2.35
0.350 ~0.750 0.70 97. & 56.3 0.58 2.56
// 0.71 104.7 60.9 0.58 2.39
0.70 95.6 55.0 0.58 2.88
0.73 105.6 61.5 0. 58 2.60
// 0.378 ).778 0.71 100.8 58.4 0.58 2.73
0.70 107.9 62.9 0.58 2.55
// 0.68 119, 9 70.7 0.59 2.29
Figure imgf000013_0002
0.72 119.2 70.2 0.59 2.31
0.71 99.9 57.8 0.58 2.75
0.73 109.6 64.0 0.58 2.51 比 較 例 0.65 83.7 41.9 0.50 2.99
// 0.30 130.1 62.4 0.48 0.70
0.72 .100.1 45.8 0.46 2.50
0.20 138.8 "•3 0.46 0.76
0.71 84.6 42.3 D.50 2.96
0.350 0.750 0.70 119.0 57.1 0.-48 0.88
// 0.73 . 109.1 50.0 0.46 0.71 表 2 (その 2
Figure imgf000014_0001
(2) 熱鍛後の冷却方法によるべィナイ 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、 150 k gの鋼塊としこれか ら鍛造用材料を切り出し、 一旦 950°C加熱放冷で焼準した後、 1 1 00 1 250°Cに加熱して 1050 1200 °Cの温度で熱間鍛造を行い、 その後同 じく表 3に示す方法で放冷した。 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、 被削性およびべィナイ 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. 45 46 47および 48は、 本発明のベイナイ ト組織率の条件であ る組織率 f が含有炭素量 C (%) に対して 1. 4 C + 0. 4以上 1. 4 C以下を 满足する本発明の例であり、 いずれも耐久比は 0. 55以上を確保しまた切削性 も現行調質鋼である No. 42の 2. 5倍程度と良好である。 N o. 43および 44は冷却速度を小さく したもので、 その組織は大部分がフ ェライ トまたはフェライ ト +球状セメンタイ 卜であってペイナイ ト組織率が小さ い。 そのため引張強度自体が低いが、 フヱライ ト +ベイナイ ト 2相組織化による 効果が消失し、 耐久比は 0. 54以下と低く、 切削性も本発明例に比較して不良 である。
一方、 No. 49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
No 800 〜 500 V 供 試 鋼 鍛 造 後 の 冷 却 方 法
の 平 均 冷 速
43 表 1の No.20 700 ΐ:の炉内へ 30分挿入後、 空冷 約 o.io°cz秒
44 ノノ 200 の炉内で炉冷 約 0.15'CZ秒
45 ノノ グラスウール断熱材中で徐冷 約 0.30°CZ秒
46 ノノ 自然放冷 約 0.80°CZ秒
47 ノノ 衝風冷却 約 1.40°CZ秒
48 H 水ミス ト噴射による急冷 約 4.00°0 秒
49 ノノ 油焼入れ槽に投入、 焼入れ 約 30.CCTC/秒
50 表 1の No.42 900 *Cに油焼入れした後 500 で
比較鋼 ： 現行調 R材 焼戻し後、 水冷
表 4
Figure imgf000016_0001
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 トーベイナイ 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 ト中のフェライ トマトリックスの強化を同時に行う ことにより被削性を損なわずに耐久比すなわち疲労特性を向上させることが可能 となり、 従来、 切望されていた高引張強度でかつ高い疲労強度と被削性の兼備を 満足する熱間鍛造用非調質鋼を提示することが可能となり、 産業上極めて効果が 大きい。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量比にして
C : 0. 1 0-0. 35%
S i ： 0. 15-2. 00%
Mn ： 0. 40〜2. 00%
S : 0. 03〜0. 1 0%
A 1 : 0. 0005〜0. 050%
T i ： 0. 003〜0. 050%
N : 0. 0020〜0. 0070%
V : 0. 30〜ひ. 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を有し熱間鍛造を施し室温まで冷 却した後の金属組織においてべイナイ ト組織の組織率 f が含有炭素量 C (%) に 対して
1. 4 C+ 0. 4≥ f ≥ 1. 4 Cである
ことを特徴とする熱間鍛造したままで使用するフェライ トーベイナイ ト型非調質
2. 成分がさらに
C r ： 0. 02〜 1. 50%
Mo ： 0. 02〜1. 00%
Nb ： 0. 00 1〜0. 20%
Pb ： 0. 05〜0. 30%
C a ： 0. 0005〜0. 0 1 0%
の内の 1種または 2種以上を含有することを 徴とする請求項 1記載の熱間鍛造 したままで使用するフ ライ トーベイナイ ト型非調質鋼。
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