Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

JP2010242170A - High strength hot forging non-heat treated steel excellent in toughness and method for manufacturing the same - Google Patents

High strength hot forging non-heat treated steel excellent in toughness and method for manufacturing the same Download PDF

Info

Publication number
JP2010242170A
JP2010242170A JP2009092343A JP2009092343A JP2010242170A JP 2010242170 A JP2010242170 A JP 2010242170A JP 2009092343 A JP2009092343 A JP 2009092343A JP 2009092343 A JP2009092343 A JP 2009092343A JP 2010242170 A JP2010242170 A JP 2010242170A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
toughness
hot forging
bainite
strength hot
steel
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Granted
Application number
JP2009092343A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP5245997B2 (en
Inventor
Takashi Fujii
崇史 藤井
Toshizo Tarui
敏三 樽井
Tetsushi Senda
徹志 千田
Akira Sakamoto
昌 坂本
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2009092343A priority Critical patent/JP5245997B2/en
Publication of JP2010242170A publication Critical patent/JP2010242170A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP5245997B2 publication Critical patent/JP5245997B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide hot forging non-heat treated steel of whose 0.05% proof stress is 500 MPa or more, a U-notch Charpy impact value at -50°C is 20 J/cm<SP>2</SP>or more, and excellent also in a cutting capability without performing temper treatment after hot forging, and a method for manufacturing the same. <P>SOLUTION: The hot forging non-heat treated steel contains, by mass%, C: 0.25-0.5%, Si: 0.05-1.0%, Mn: 1.0-2.3%, S: 0.04-0.2%, Cr: 0.2-1.0%, V: 0.05-0.2%, B: 0.0005-0.004%, Ti: 0.001-0.1%, and content of S and Mn satisfies 0.02≤S/Mn≤0.12. The remainder consists of Fe and inevitable impurities, and area ratio of bainite is 95% or more. <P>COPYRIGHT: (C)2011,JPO&INPIT

Description

本発明は、自動車や建設機械等の部品に好適な、熱間鍛造後に焼入れや、焼戻し等の熱処理を行わなくとも、熱間鍛造ままで、靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法に関するものである。   The present invention is a high-strength hot-forged non-tempered steel that is suitable for parts such as automobiles and construction machinery and has excellent toughness without being subjected to heat treatment such as quenching or tempering after hot forging. And a manufacturing method thereof.

自動車や建設機械等に用いられている構造用部品は、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を素材としており、強度及び靭性を調整するため、熱間鍛造後に焼入れ、焼戻し処理を施すのが一般的である。近年では、コストの削減を目的として、焼入れ、焼戻し処理などの調質処理の工程の省略が進められている。例えば、JIS G 4051に規定された機械構造用炭素鋼やJIS G 4106に規定された機械構造用マンガン鋼等に、VやNb等の析出硬化型元素を添加した非調質鋼等が開発されており、自動車のエンジン部品や足回り部品及び建設機械部品などに用いられている。   Structural parts used in automobiles and construction machinery are made of carbon steel for mechanical structures and alloy steels for mechanical structures. In order to adjust strength and toughness, they are quenched and tempered after hot forging. Is common. In recent years, for the purpose of cost reduction, tempering processes such as quenching and tempering have been omitted. For example, non-tempered steels, such as carbon steel for machine structure specified in JIS G 4051 and manganese steel for machine structure specified in JIS G 4106, with addition of precipitation hardening elements such as V and Nb, etc. have been developed. It is used for automobile engine parts, undercarriage parts and construction machine parts.

一方、トラック等の大型自動車の足回り部品では、高い弾性限と低温靭性が要求されており、弾性限の指標である0.05%耐力と、低温靭性の指標である−50℃の2mmUノッチシャルピー試験時の吸収エネルギーの向上が課題となっている。また、環境対策としてPbフリーの鋼材が求められている。   On the other hand, undercarriage parts of large vehicles such as trucks are required to have a high elastic limit and low temperature toughness. 0.05% proof stress, which is an index of elastic limit, and 2 mmU notch at −50 ° C., which is an index of low temperature toughness. Improvement of the absorbed energy during the Charpy test has been an issue. In addition, Pb-free steel materials are required as environmental measures.

従来のフェライト・パーライト組織を主体とする非調質鋼では、高い弾性限を得易いというメリットがある。例えば、析出BNによりオーステナイト粒の粗大化を防止し、変態後のフェライト・パーライトを微細にすることにより靭性を向上させる技術が提案されている(例えば、特許文献1、参照)。しかし、フェライト・パーライト組織を主体とする非調質鋼は、低温時の吸収エネルギーがベイナイトを主体とする非調質鋼に比べ劣るというデメリットがある。そのため、特許文献1にて提案された非調質鋼では、−50℃の低温靭性が不十分である。   Conventional tempered steel mainly composed of ferrite and pearlite structure has an advantage that a high elastic limit is easily obtained. For example, a technique for preventing toughening of austenite grains by precipitated BN and improving toughness by making ferrite pearlite fine after transformation has been proposed (see, for example, Patent Document 1). However, non-heat treated steel mainly composed of ferrite and pearlite has a demerit that absorbed energy at low temperature is inferior to non-heat treated steel mainly composed of bainite. Therefore, the non-tempered steel proposed in Patent Document 1 has insufficient low temperature toughness of -50 ° C.

また、Nb添加により旧オーステナイトの微細化を図り、熱間鍛造後の組織をマルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる組織とすることによって、高強度と高靭性を同時に満足する非調質鋼が提案されている(例えば、特許文献2、参照)。しかし、この非調質鋼では、組織をマルテンサイトやベイナイトとする目的で熱間鍛造後に水冷処理が施される。そのため、急速な温度変化により発生する歪や焼割れ等の問題があり改善の余地を残している。   Moreover, the refinement of prior austenite is achieved by adding Nb, and the structure after hot forging is made of one or both of martensite and bainite, thereby providing a non-heat treated steel that simultaneously satisfies high strength and high toughness. It has been proposed (for example, see Patent Document 2). However, this non-heat treated steel is subjected to water cooling after hot forging for the purpose of making the structure martensite or bainite. For this reason, there are problems such as distortion and burning cracks caused by a rapid temperature change, and there remains room for improvement.

また、C量を低減し、Mn、Crを添加して、焼入性を確保したベイナイト鋼が提案されている(例えば、特許文献3、参照)。C量が多すぎると靭性が低下するとともに被削性が低下するとしている。しかし、C量が低く、非調質で、組織をベイナイトにするために、Mn、Crを多量に添加しなければならない。そのため、合金コストが上昇し、非調質化によるコストメリットを十分享受することができなかった。   Further, bainite steel is proposed in which the amount of C is reduced and Mn and Cr are added to ensure hardenability (see, for example, Patent Document 3). If the amount of C is too large, the toughness is lowered and the machinability is lowered. However, a large amount of Mn and Cr must be added to make the structure bainite low in the amount of C, untempered, and bainite. For this reason, the alloy cost has increased, and the cost merit due to non-tempering cannot be fully enjoyed.

特開昭62−74055号公報JP-A-62-74055 特開昭63−312949号公報JP-A-63-312949 特開平8−277437号広報JP-A-8-277437

本発明は、熱間鍛造後に調質処理を施すことなく、合金コストを増大させることなく、0.05%耐力が500MPa以上、−50℃におけるUノッチシャルピー衝撃値が20J/cm2以上であり、Pbフリーであっても従来材と同等の切削性を有する、靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法を提供しようとするものである。 In the present invention, 0.05% proof stress is 500 MPa or more, and U-notch Charpy impact value at −50 ° C. is 20 J / cm 2 or more without performing tempering treatment after hot forging and without increasing the alloy cost. Therefore, an object of the present invention is to provide a high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness having a machinability equivalent to that of a conventional material even if Pb-free and a method for producing the same.

本発明の要旨は、以下のとおりである。
(1) 質量%で、C:0.25〜0.5%、Si:0.05〜1.0%、Mn:1.0〜2.3%、S:0.04〜0.2%、Cr:0.2〜1.0%、V:0.05〜0.2%、B:0.0005〜0.004%、Ti:0.001〜0.1%を含有し、S及びMnの含有量が、0.02≦S/Mn≦0.12を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、ベイナイトの面積率が95%以上であり、0.05%耐力が500MPa以上、−50℃でのUノッチシャルピー吸収エネルギーが20J/cm2以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
(2) 更に、質量%で、Al:0.005〜0.06%、Nb:0.01〜0.3%の一方又は双方を含有することを特徴とする上記(1)に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
(3) 更に、質量%で、N:0.001〜0.007%を含有することを特徴とする上記(1)又は(2)に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
(4) 更に、質量%で、Cu:0.01〜0.5%、Ni:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)の何れか1項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
(5) 更に、質量%で、Zr:0.0001〜0.02%、Mg:0.0001〜0.02%の一方又は双方を含有することを特徴とする上記(1)〜(4)の何れか1項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
(6) 旧オーステナイト粒径が200μm以下、ベイナイトラスの幅が5μm以下であることを特徴とする上記(1)〜(5)の何れか1項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼。
(7) 上記(1)〜(6)の何れか1項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法であって、上記(1)〜(5)の何れか1項に記載の成分を有する鋼材を熱間鍛造し、800℃から300℃までの温度範囲を0.1〜5℃/sで冷却することを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法。
The gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.25 to 0.5%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 1.0 to 2.3%, S: 0.04 to 0.2% Cr: 0.2-1.0%, V: 0.05-0.2%, B: 0.0005-0.004%, Ti: 0.001-0.1%, S and The Mn content satisfies 0.02 ≦ S / Mn ≦ 0.12, the balance is Fe and inevitable impurities, the area ratio of bainite is 95% or more, and the 0.05% proof stress is 500 MPa or more. A high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness, characterized in that the U-notch Charpy absorbed energy at −50 ° C. is 20 J / cm 2 or more.
(2) The toughness described in (1) above, further containing, by mass%, one or both of Al: 0.005 to 0.06% and Nb: 0.01 to 0.3%. Excellent high strength hot forged non-tempered steel.
(3) Further, high strength hot forging non-tempered with excellent toughness according to the above (1) or (2), characterized by containing N: 0.001 to 0.007% by mass% steel.
(4) Further, by mass%, Cu: 0.01 to 0.5%, Ni: 0.01 to 2.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, or one or more of them are contained. The high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness according to any one of (1) to (3) above.
(5) The above (1) to (4), further comprising one or both of Zr: 0.0001 to 0.02% and Mg: 0.0001 to 0.02% by mass%. A high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness according to any one of the above.
(6) The high-strength hot-forged non-tempered steel according to any one of the above (1) to (5), wherein the prior austenite grain size is 200 μm or less and the bainite lath width is 5 μm or less. .
(7) The method for producing high-strength hot forged non-heat treated steel according to any one of (1) to (6) above, which is described in any one of (1) to (5) above. High strength hot forged non-tempered steel with excellent toughness characterized by hot forging a steel material having the following components and cooling the temperature range from 800 ° C to 300 ° C at 0.1 to 5 ° C / s Manufacturing method.

本発明によれば、熱間鍛造後に調質処理を施すことなく、0.05%耐力が500MPa以上、−50℃のUノッチシャルピー衝撃値が20J/cm2以上の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造法を提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著ある。また、C量を高めることによって焼入れ性を向上しているので、合金コストを低減することができる。 According to the present invention, a high strength heat excellent in toughness having a 0.05% proof stress of 500 MPa or more and a -50 ° C. U-notch Charpy impact value of 20 J / cm 2 or more without performing a tempering treatment after hot forging. It becomes possible to provide a non-tempered non-tempered steel and a manufacturing method thereof, and the industrial contribution is extremely remarkable. Moreover, since the hardenability is improved by increasing the amount of C, the alloy cost can be reduced.

ベイナイト鋼の引張特性はフェライト・パーライト鋼と異なり、上降伏点のないラウンド型(弾性域から塑性域へ徐々に変化する応力−歪曲線)である。そのため、同一強度のフェライト・パーライト鋼と比較するとベイナイト鋼は、0.05%耐力が低い。したがって、0.05%耐力を確保するため、強度を高めることが必要である。   Unlike ferritic and pearlite steels, the bainite steel has a round type (stress-strain curve that gradually changes from an elastic region to a plastic region) without an upper yield point. Therefore, bainite steel has a 0.05% yield strength lower than that of ferritic pearlite steel having the same strength. Therefore, it is necessary to increase the strength in order to ensure 0.05% yield strength.

また、ベイナイト鋼の低温靭性を確保するためには、旧オーステナイトの微細化とベイナイトラス幅の微細化が必要である。旧オーステナイトの微細化は、析出MnSを活用し、熱間鍛造後、変態開始前までのオーステナイトの粒成長を抑制することにより達成する。更に、オーステナイト粒界の成長を抑制するため、VN、TiNの析出粒子、更に好ましくは、AlN等の析出粒子も活用する。また、ベイナイトラス幅は、変態温度の低下、即ち、焼入性の向上によって微細化する。焼入性向上元素として、Cを主とし、Mn、Cr、V等を必要量添加する。   Moreover, in order to ensure the low temperature toughness of bainite steel, it is necessary to refine the prior austenite and the bainite lath width. Refinement of prior austenite is achieved by utilizing precipitated MnS and suppressing grain growth of austenite after hot forging and before the start of transformation. Furthermore, in order to suppress the growth of austenite grain boundaries, precipitated particles such as VN and TiN, more preferably precipitated particles such as AlN are also used. The bainite lath width is refined by lowering the transformation temperature, that is, improving hardenability. As a hardenability improving element, C is mainly used, and a necessary amount of Mn, Cr, V, or the like is added.

ただし、焼入れ性を主にCによって高めた場合、粒界にフィルム状にフェライトが生成し、靭性の著しい低下を招く。そのため、Bを添加し、粒界フェライトの生成を抑制する。また、粒界フェライトの抑制に有効であるのは固溶Bであり、BN析出物はかえって粒界フェライトの発生を促進する。したがって、TiN、AlNの生成によるNの固定は、BNの生成の抑制にも有効である。   However, when the hardenability is mainly increased by C, ferrite is generated in the form of a film at the grain boundary, resulting in a significant decrease in toughness. Therefore, B is added to suppress the formation of grain boundary ferrite. Further, it is solute B that is effective in suppressing grain boundary ferrite, and BN precipitates promote the generation of grain boundary ferrite. Therefore, fixation of N by the generation of TiN and AlN is also effective in suppressing the generation of BN.

以下、本発明について詳細に説明する。まず、化学成分の限定理由について説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in detail. First, the reasons for limiting chemical components will be described.

C:0.25〜0.5%
Cは素材焼入性の確保に有効な元素であり、熱間鍛造後の冷却過程において組織をベイナイトにすると共に、強度を確保する上で重要な元素である。また、合金コストも安く、C量を多く添加できれば合金コストの低減が可能である。強度確保の観点から、0.25%以上のCを含有させる必要があるが、多過ぎると靭性、被削性が低下するので0.5%を上限とした。なお、C量の好ましい下限値は0.30%であり、好ましい上限値は0.4%である。
C: 0.25 to 0.5%
C is an element effective for securing the material hardenability, and is an important element for securing the strength while making the structure bainite in the cooling process after hot forging. Also, the alloy cost is low, and if a large amount of C can be added, the alloy cost can be reduced. From the viewpoint of securing strength, it is necessary to contain 0.25% or more of C, but if it is too much, the toughness and machinability deteriorate, so 0.5% was made the upper limit. In addition, the preferable lower limit of C amount is 0.30%, and the preferable upper limit is 0.4%.

Si:0.05〜1.0%
Siは溶製時の脱酸に用いられる元素であり、必要な強度を確保する上でも有効な元素であって、特にマトリックス中に固溶することにより、耐力及び疲労強度を向上させる。このためには0.05%以上のSiを添加する必要があるが、1.0%超を添加すると被削性が低下し、粒界フェライトが生成するので1.0%を上限とした。なお、Si量の好ましい下限値は0.1%であり、好ましい上限値は0.5%である。
Si: 0.05-1.0%
Si is an element used for deoxidation at the time of melting, and is also an element effective for ensuring necessary strength. In particular, Si is solid-dissolved in a matrix, thereby improving proof stress and fatigue strength. For this purpose, 0.05% or more of Si needs to be added. However, if more than 1.0% is added, machinability deteriorates and grain boundary ferrite is generated, so 1.0% was made the upper limit. In addition, the preferable lower limit of Si amount is 0.1%, and the preferable upper limit is 0.5%.

Mn:1.0〜2.3%
MnはSiと同様溶製時の脱酸元素として有効な元素である。しかも焼入性の向上に効果的であり、熱間鍛造後の冷却過程において組織をベイナイトにするために重要な元素である。更に、Sと結合しMnSを生成しオーステナイトの粒界をピン止めすることにより、熱間鍛造時のオーステナイトの粗大化を防止する。これらの効果を得るためには、1.0%以上のMnの添加が必要である。一方、Mnを2.3%超のMnを添加すると被削性が低下し、また0.05%耐力及び低温靭性を劣化させる島状マルテンサイトや、マルテンサイトとオーステナイトの混成物(MA)が増加するため2.3%を上限とした。なお、Mn量の好ましい下限値は1.5%であり、好ましい上限値は2.0%である。
Mn: 1.0 to 2.3%
Mn is an effective element as a deoxidizing element at the time of melting similarly to Si. Moreover, it is effective for improving hardenability and is an important element for making the structure bainite in the cooling process after hot forging. Furthermore, it combines with S to form MnS and pin the austenite grain boundaries, thereby preventing austenite coarsening during hot forging. In order to obtain these effects, it is necessary to add 1.0% or more of Mn. On the other hand, when Mn exceeds 2.3% Mn, machinability deteriorates and 0.05% proof stress and low temperature toughness are deteriorated, and martensite and austenite composite (MA) are produced. In order to increase, the upper limit was 2.3%. In addition, the preferable lower limit of the amount of Mn is 1.5%, and a preferable upper limit is 2.0%.

S:0.04〜0.2%
SはMnと結合し、MnSを生成する元素であり、熱間鍛造時のオーステナイトの粗大化防止に有効である。なお、MnSには晶出MnS(液相中に生成)と析出MnS(固相中に生成)があるが、多くのMnSは晶出MnSであり粗大でオーステナイト粒のピン止めにはあまり有効ではない。本発明では粗大MnS晶出後凝固が完了し、固相中に残留している固溶Mnと固溶Sを粒径10nm〜1μmに微細析出させて、オーステナイト粒のピン止めに用いるため、0.04%以上のSを添加する必要がある。一方、0.2%超のSを添加すると靭性が劣化するため、上限を0.2%とした。なお、S量の好ましい下限値は0.05%であり、好ましい上限値は0.1%である。更に、晶出MnS及び析出MnSは切削性の向上に有効であるため、本鋼はPbレスで従来鋼以上の切削性を確保可能である。
S: 0.04 to 0.2%
S is an element that combines with Mn to generate MnS, and is effective in preventing austenite coarsening during hot forging. MnS includes crystallized MnS (generated in the liquid phase) and precipitated MnS (generated in the solid phase), but many MnS are crystallized MnS and are coarse and not very effective for pinning austenite grains. Absent. In the present invention, solidification is completed after crystallization of coarse MnS, and solid solution Mn and solid solution S remaining in the solid phase are finely precipitated to a particle size of 10 nm to 1 μm and used for pinning austenite grains. 0.04% or more of S needs to be added. On the other hand, if adding more than 0.2% S, the toughness deteriorates, so the upper limit was made 0.2%. In addition, the preferable lower limit of S amount is 0.05%, and the preferable upper limit is 0.1%. Furthermore, since crystallization MnS and precipitated MnS are effective for improving machinability, this steel is Pb-less and can secure machinability that is higher than that of conventional steel.

Cr:0.2〜1.0%
CrはMnと同様に焼入性の向上に有効な元素であり、熱間鍛造後の冷却過程において、組織をベイナイト組織とするために重要な元素である。このために、0.2%以上のCrの添加が必要である。しかしながら、1.0%以上のCrを添加すると島状マルテンサイトや、MAが増加し、0.05%耐力及び低温靭性が劣化する。したがって、Cr量の上限を1.0%とした。なお、Cr量の好ましい下限値は0.3%であり、好ましい上限値は0.7%である。
Cr: 0.2 to 1.0%
Cr, like Mn, is an effective element for improving hardenability, and is an important element for making the structure a bainite structure in the cooling process after hot forging. For this reason, addition of 0.2% or more of Cr is necessary. However, when 1.0% or more of Cr is added, island martensite and MA increase, and 0.05% yield strength and low temperature toughness deteriorate. Therefore, the upper limit of Cr content is set to 1.0%. In addition, the preferable lower limit of Cr amount is 0.3%, and the preferable upper limit is 0.7%.

V:0.05〜0.2%
Vは炭化物又は窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。更に熱間鍛造が行なわれる高温域ではVの一部が固溶し、焼入性が向上するため、熱間鍛造後の冷却過程において、組織をベイナイトにする上で有効である。更に熱間鍛造時に固溶したVは低温で析出し、強度を向上させる。このような効果を発揮させるには、0.05%以上のVを添加する必要があるが、0.2%を超える添加によって、熱間鍛造時の鋼材の変形抵抗が増大し、鍛造性を阻害するため0.2%を上限とした。
V: 0.05-0.2%
V is an element effective for forming carbides or nitrides to refine austenite crystal grains. Further, in the high temperature range where hot forging is performed, a part of V is dissolved, and the hardenability is improved. Therefore, it is effective for making the structure bainite in the cooling process after hot forging. Furthermore, V dissolved in the hot forging precipitates at a low temperature and improves the strength. In order to exert such an effect, it is necessary to add 0.05% or more of V. However, the addition exceeding 0.2% increases the deformation resistance of the steel material during hot forging, and improves the forgeability. In order to inhibit, the upper limit was made 0.2%.

B:0.0005〜0.004%
固溶Bは焼入性を向上させ、熱間鍛造後の冷却過程において、組織をベイナイトにするために重要な元素である。このためには0.0005%以上添加する必要があるが、0.004%を超えて添加すると低温靭性が劣化するためその上限を0.004%とした。なお、B量の好ましい下限値は0.0015%であり、好ましい上限値は0.003%である。
B: 0.0005 to 0.004%
Solid solution B is an important element for improving hardenability and for making the structure bainite in the cooling process after hot forging. For this purpose, it is necessary to add 0.0005% or more, but if added over 0.004%, the low temperature toughness deteriorates, so the upper limit was made 0.004%. In addition, the preferable lower limit of B amount is 0.0015%, and a preferable upper limit is 0.003%.

Ti:0.001〜0.1%
TiはTiNとして窒化物を生成させ、オーステナイト結晶粒を微細化する効果がある。また、窒素をオーステナイト中で固定し、B添加による焼入性を向上させるためにも添加する必要がある。このためには0.001%以上のTiを添加する必要があるが、0.1%を超えて添加すると切削性が著しく低下するためその上限を0.1%とした。なお、Ti量の好ましい下限値は0.005%以上であり、好ましい上限値は0.05%以下である。
Ti: 0.001 to 0.1%
Ti has the effect of generating nitrides as TiN and making the austenite crystal grains finer. Moreover, it is necessary to add nitrogen in order to fix nitrogen in austenite and improve the hardenability by adding B. For this purpose, it is necessary to add 0.001% or more of Ti, but if it exceeds 0.1%, the machinability is remarkably lowered, so the upper limit was made 0.1%. In addition, the preferable lower limit of the amount of Ti is 0.005% or more, and the preferable upper limit is 0.05% or less.

更に、Al、Nb、N、Cu、Ni、Mo、Zr、Mgの1種又は2種以上を添加してもよい。   Further, one or more of Al, Nb, N, Cu, Ni, Mo, Zr, and Mg may be added.

Al:0.005〜0.06%
Alは脱酸剤であり、また、窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには0.005%以上添加することが好ましい。一方、Al量が多過ぎると変態温度が上昇し、ベイナイトラスが粗くなることがあるため、0.06%を上限とすることが好ましい。なお、好ましい下限値は0.01%であり、好ましい上限値は0.04%である。
Al: 0.005-0.06%
Al is a deoxidizer, and is an element effective for forming nitrides and refining austenite crystal grains. In order to exert such an effect, it is preferable to add 0.005% or more. On the other hand, if the amount of Al is too large, the transformation temperature rises and the bainite lath may become rough, so it is preferable to set the upper limit to 0.06%. A preferred lower limit is 0.01%, and a preferred upper limit is 0.04%.

Nb:0.01〜0.3%
Nbは炭化物又は窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに効果的な元素である。この様な効果を発揮させるには0.01%以上のNbを添加することが好ましい。また、0.3%を超えてNbを添加しても効果が飽和するので0.3%を上限とすることが好ましい。
Nb: 0.01 to 0.3%
Nb is an effective element for forming carbides or nitrides to refine austenite crystal grains. In order to exert such an effect, it is preferable to add 0.01% or more of Nb. Even if Nb is added in excess of 0.3%, the effect is saturated, so it is preferable to set 0.3% as the upper limit.

N:0.001〜0.007%
Nは、Nb、Ti、A1等の元素と結び付いて窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。その効果を発揮させるためには0.001%以上の添加が好ましい。しかし、Nの添加量が0.007%を超えると、Bと結合してBNを生成し、Bの焼入性向上効果を阻害するので0.007%を上限とすることが好ましい。
N: 0.001 to 0.007%
N is an element effective for refining austenite crystal grains by forming nitrides by combining with elements such as Nb, Ti, and A1. In order to exhibit the effect, addition of 0.001% or more is preferable. However, if the amount of N exceeds 0.007%, it combines with B to form BN and inhibit the effect of improving the hardenability of B, so 0.007% is preferable as the upper limit.

Cu:0.01〜0.5%
Cuは良好な焼入性を確保するのに有効な元素であり、0.01%以上の添加が好ましい。一方、0.5%超のCuを添加すると鋼の鋳造性が低下することがあるため、上限を0.5%とすることが好ましい。
Cu: 0.01 to 0.5%
Cu is an element effective for ensuring good hardenability, and addition of 0.01% or more is preferable. On the other hand, if adding more than 0.5% Cu, the castability of the steel may deteriorate, so the upper limit is preferably made 0.5%.

Ni:0.01〜2.0%
Niは良好な焼入性を確保し、更に靭性の向上にも有効な元素であり、0.01%以上の添加が好ましい。一方、2.0%超のNiを添加しても効果が飽和するので、2.0%を上限とすることが好ましい。
Ni: 0.01 to 2.0%
Ni is an element that ensures good hardenability and is also effective in improving toughness, and is preferably added in an amount of 0.01% or more. On the other hand, even if Ni over 2.0% is added, the effect is saturated, so it is preferable to set the upper limit to 2.0%.

Mo:0.01〜1.0%
Moは、Niと同様、良好な焼入性を確保し、靭性を向上にも有効な元素であり、0.01%以上を添加することが好ましい。一方、1.0%を超えてMoを添加しても効果が飽和するので、1.0%を上限とすることが好ましい。
Mo: 0.01 to 1.0%
Mo, like Ni, is an element that ensures good hardenability and is effective in improving toughness, and it is preferable to add 0.01% or more. On the other hand, even if Mo is added in excess of 1.0%, the effect is saturated, so it is preferable to set 1.0% as the upper limit.

Zr:0.0001〜0.02%
Zrは被削性の向上、及び酸化物を形成してオーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素である。効果を発揮させるためには、0.0001%以上のZrの添加が好ましい。一方、多過ぎると靭性を低下させることがあるので、Zrの上限を0.02%とすることが好ましい。
Zr: 0.0001 to 0.02%
Zr is an element effective in improving machinability and forming oxides to refine austenite crystal grains. In order to exert the effect, addition of 0.0001% or more of Zr is preferable. On the other hand, if the amount is too large, the toughness may be lowered, so the upper limit of Zr is preferably 0.02%.

Mg:0.0001〜0.02%
Mgは、Zrと同様、被削性の向上及びオーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素であり、0.0001%以上の添加が好ましい。一方、Mg量が多過ぎると、靭性が低下することがあるため、上限を0.02%とすることが好ましい。
Mg: 0.0001 to 0.02%
Like Zr, Mg is an element effective for improving machinability and refining austenite crystal grains, and 0.0001% or more is preferably added. On the other hand, if the amount of Mg is too large, the toughness may decrease, so the upper limit is preferably made 0.02%.

0.02≦S/Mn≦0.12
本発明では、晶出MnS及び析出MnSをオーステナイト粒粗大化防止に用いているため、S量とMn量の質量比が重要である。S/Mnが0.02以下では、十分なMnSが得られず、オーステナイト粒が粗大化し、低温靭性の確保ができない。一方、S/Mnが0.12よりも大きすぎると、粗大な晶出MnSが増加し、破壊の起点となるため、低温靭性を確保できない。このためS/Mnを質量比で0.02〜0.12とした。なお、S/Mnの好ましい下限値は0.04以上であり、好ましい上限値は0.1以下である。
0.02 ≦ S / Mn ≦ 0.12
In the present invention, since crystallization MnS and precipitated MnS are used for preventing austenite grain coarsening, the mass ratio between the S content and the Mn content is important. When S / Mn is 0.02 or less, sufficient MnS cannot be obtained, austenite grains become coarse, and low temperature toughness cannot be ensured. On the other hand, when S / Mn is larger than 0.12, coarse crystallized MnS increases and becomes a starting point of fracture, so that low temperature toughness cannot be secured. For this reason, S / Mn was 0.02-0.12 by mass ratio. In addition, the preferable lower limit of S / Mn is 0.04 or more, and a preferable upper limit is 0.1 or less.

次に本発明の非調質鋼の組織について説明する。   Next, the structure of the non-heat treated steel of the present invention will be described.

ベイナイト面積率95%以上
熱間鍛造後の空冷により得られる組織のベイナイト面積率を95%以上とする。これは、ベイナイトの面積率が95%未満になると、低温靭性の確保が困難になるためである。なお、ベイナイト以外の残部の組織は、島状マルテンサイト、MA、粒界フェライトであり、これらの組織の面積率の合計が5%を超えると靭性は著しく低下する。ベイナイト、及び残部のフェライト、島状マルテンサイト、MAの合計の面積率は、長手方向の断面(L断面)を鏡面研磨後、レペラーエッチングを行い、光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によって平均値を求める。
Bainite area ratio of 95% or more The bainite area ratio of the structure obtained by air cooling after hot forging is set to 95% or more. This is because it becomes difficult to ensure low temperature toughness when the area ratio of bainite is less than 95%. The remaining structures other than bainite are island-like martensite, MA, and grain boundary ferrite. When the total area ratio of these structures exceeds 5%, the toughness is significantly reduced. The total area ratio of bainite and the remaining ferrite, island-shaped martensite, and MA is averaged by image analysis by taking a photomicrograph after mirror-polishing the longitudinal section (L section) and mirror-polishing. Find the value.

旧オーステナイト粒径200μm以下
旧オーステナイト粒径の微細化は、靭性の向上に有効である。旧オーステナイト粒径が200μm超になると、靭性が低下するため、上限を200μmとする。旧オーステナイトの粒界は、L断面を鏡面研磨後、ピクリン酸で腐食して現出させる。旧オーステナイト粒径は、光学顕微鏡写真を撮影し、切断法によって測定する。
Prior austenite grain size of 200 μm or less Refinement of prior austenite grain size is effective in improving toughness. When the prior austenite grain size exceeds 200 μm, the toughness decreases, so the upper limit is set to 200 μm. The grain boundaries of the prior austenite appear after corroding the L cross-section after being polished with picric acid. The prior austenite particle size is measured by taking a photomicrograph and cutting.

ベイナイトラスの幅5μm以下
変態後のベイナイトラスの幅の微細化は、靭性の向上に有効である。ベイナイトラスの幅が5μm超になると、靭性が低下するため、上限を5μmとする。ベイナイトラスの幅は、L断面を鏡面研磨後、ナイタール腐食し、現出させる。ベイナイトラスの幅は、走査電子顕微鏡(SEM)写真を撮影し、各写真中、ラスが鮮明に写っている部分についてラス幅を測定し、平均値を求める。
The width of the bainite lath is 5 μm or less Refining the width of the bainite lath after transformation is effective in improving toughness. When the width of the bainite lath exceeds 5 μm, the toughness decreases, so the upper limit is set to 5 μm. As for the width of the bainite lath, the L cross-section is mirror-polished and then nitrite-corroded to appear. The width of the bainite lath is obtained by taking a scanning electron microscope (SEM) photograph, measuring the lath width of a portion where each lath is clearly visible in each photograph, and obtaining an average value.

次に本発明の非調質鋼の製造方法について説明する。本発明の非調質鋼は、鋼材を加熱し、熱間鍛造し、水冷等の加速冷却を施すことなく、冷却する。また、焼入れ、焼戻しなどの調質処理は行わない。鋼材の加熱温度、熱間鍛造の終了温度は特に限定しないが、以下の条件が好ましい。   Next, the manufacturing method of the non-heat treated steel of this invention is demonstrated. The non-heat treated steel of the present invention heats steel material, performs hot forging, and cools without performing accelerated cooling such as water cooling. Also, tempering such as quenching and tempering is not performed. The heating temperature of the steel material and the end temperature of hot forging are not particularly limited, but the following conditions are preferable.

鋼材の加熱温度は、1300℃を超えるとスケールが厚くなり、歩留まりが低下する。また、オーステナイトが粗大化し、MnS、TiN、AlN等のピン止め粒子の効果が不十分になり、結晶粒が粗大化することがあるため、鋼材の加熱温度は1300℃以下が好ましい。   When the heating temperature of the steel material exceeds 1300 ° C., the scale becomes thick and the yield decreases. Moreover, since the austenite coarsens, the effect of pinning particles such as MnS, TiN, and AlN becomes insufficient and the crystal grains may become coarse, the heating temperature of the steel is preferably 1300 ° C. or lower.

熱間鍛造の終了温度は、1250℃を超える場合、結晶粒の粗大化や、局所的な異常粒成長が生じることがある。したがって、熱間鍛造の終了温度の上限を1250℃以下にすることが好ましい。また、熱間鍛造の終了温度が900℃未満になると、変形抵抗が大きくなり金型寿命を低下させる。したがって、熱間鍛造の終了温度は900℃以上が好ましい。   When the end temperature of hot forging exceeds 1250 ° C., coarsening of crystal grains and local abnormal grain growth may occur. Therefore, it is preferable to set the upper limit of the end temperature of hot forging to 1250 ° C. or less. On the other hand, when the end temperature of hot forging is less than 900 ° C., the deformation resistance increases and the die life is shortened. Therefore, the end temperature of hot forging is preferably 900 ° C. or higher.

800℃から300℃までの平均冷却速度0.1〜5℃/s
本発明の非調質鋼は、熱間鍛造後、焼入れや、焼戻しなどの調質処理を施さずに製造する。通常、熱間鍛造の終了後は、放冷すればよいが、冷却速度はサイズによって変化するため、必要に応じて、ミスト冷却などを行う。800℃から300℃までの温度範囲では、冷却時にベイナイト組織が生成するため、平均冷却速度が0.1℃/s未満になると粒界フェライトが生成し、ベイナイトのラス幅が5μm以上となり、靭性が低下する。一方、800℃から300℃までの平均冷却速度が5℃/s超になると、水冷によって製造される非調質鋼と同様に、冷却後に割れや歪みを生じ易くなる。したがって、熱間鍛造後、800℃から300℃までの温度域における平均冷却速度を0.1〜5℃/sとすることが必要である。
Average cooling rate from 800 ° C to 300 ° C 0.1-5 ° C / s
The non-tempered steel of the present invention is manufactured without performing a tempering treatment such as quenching or tempering after hot forging. Usually, after completion of hot forging, it may be allowed to cool, but since the cooling rate varies depending on the size, mist cooling or the like is performed as necessary. In the temperature range from 800 ° C. to 300 ° C., a bainite structure is generated during cooling. Therefore, when the average cooling rate is less than 0.1 ° C./s, grain boundary ferrite is generated, and the lath width of the bainite is 5 μm or more. Decreases. On the other hand, when the average cooling rate from 800 ° C. to 300 ° C. exceeds 5 ° C./s, cracks and strains are likely to occur after cooling, as in the case of non-heat treated steel produced by water cooling. Therefore, after hot forging, the average cooling rate in the temperature range from 800 ° C. to 300 ° C. needs to be 0.1 to 5 ° C./s.

上記本発明の必須成分範囲を有する鋼材を熱間鍛造し、800℃から300℃までの温度範囲を0.1〜5℃/sで冷却することにより、ベイナイトの面積率が95%以上であり、旧オーステナイト粒径が200μm以下、ベイナイトラスの幅が5μm以下であり、0.05%耐力が500MPa以上、−50℃でのUノッチシャルピー吸収エネルギーが20J/cm2以上である高強度熱間鍛造非調質鋼を製造することができる。 By hot forging the steel material having the essential component range of the present invention and cooling the temperature range from 800 ° C. to 300 ° C. at 0.1 to 5 ° C./s, the area ratio of bainite is 95% or more. High-strength hot steel having a prior austenite grain size of 200 μm or less, a bainite lath width of 5 μm or less, a 0.05% proof stress of 500 MPa or more, and a U-notch Charpy absorbed energy at −50 ° C. of 20 J / cm 2 or more. Forged non-tempered steel can be manufactured.

表1に示した化学組成の鋼を300kg真空溶解炉で溶製後、φ70mmに圧延した。更にこの丸棒から200mm長さの試験片を切り出し、加熱炉で1200℃に加熱し、50mm角の角棒に鍛伸した。鍛造終了温度は1100℃であり、鍛造後、空冷した。800℃から300℃までの冷却速度は、0.38℃/sである。   Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a 300 kg vacuum melting furnace and then rolled to φ70 mm. Further, a 200 mm long test piece was cut out from the round bar, heated to 1200 ° C. in a heating furnace, and forged into a 50 mm square bar. The forging end temperature was 1100 ° C., and air cooling was performed after forging. The cooling rate from 800 ° C. to 300 ° C. is 0.38 ° C./s.

得られた鍛造材のL方向の1/4厚み部から組織観察用試験片を採取した。旧オーステナイト粒径は、組織観察用試験片のL断面を鏡面研磨後、ピクリン酸で腐食して、200倍の光学顕微鏡写真を各3視野撮影し、各々切断法によって旧オーステナイト粒径を測定し、その平均値を求めた。ベイナイトラス幅は再研磨後ナイタール腐食し、2000倍のSEM写真を各10視野撮影し、各写真中ラスが鮮明に写っている部分についてラス幅を測定し、その平均値を求めた。   The test piece for structure | tissue observation was extract | collected from the 1/4 thickness part of the L direction of the obtained forged material. For the prior austenite grain size, the L section of the specimen for texture observation was mirror-polished and then corroded with picric acid, and 200 times optical micrographs were taken for each three fields of view, and the prior austenite grain size was measured by a cutting method. The average value was obtained. The bainite lath width was corroded after re-polishing and 10 times each of 2000 magnified SEM photographs were taken, and the lath width was measured for the portion where the lath was clearly visible in each photograph, and the average value was obtained.

フェライトの面積率、残部(島状マルテンサイト、MAの一方又は双方の合計)の面積率は、試験片再研磨後レペラーエッチングを行い、500倍の光学顕微鏡写真を各5視野撮影し、画像解析によりその平均値を求めた。フェライト、島状マルテンサイト及びMA以外の組織がベイナイトであることを確認し、ベイナイトの面積率を、フェライト及び残部の合計から算出した。   The area ratio of ferrite and the remaining area ratio (total of one or both of island-like martensite and MA) were subjected to repeller etching after re-polishing the specimen, and five optical microscope photographs of 500 times were taken for each image. The average value was obtained by analysis. It was confirmed that the structure other than ferrite, island martensite, and MA was bainite, and the area ratio of bainite was calculated from the sum of ferrite and the remainder.

更に、得られた鍛造材のL方向の1/4厚み部から、JIS Z 2201の4号引張試験片及びJIS Z 2242の2mmUノッチシャルピー試験片を採取した。引張試験は室温で、シャルピー試験は−50℃で各々試験を行った。   Furthermore, JIS Z 2201 No. 4 tensile test piece and JIS Z 2242 2 mmU notch Charpy test piece were collected from the 1/4 thickness part in the L direction of the obtained forging. The tensile test was performed at room temperature, and the Charpy test was performed at -50 ° C.

Figure 2010242170
Figure 2010242170

Figure 2010242170
Figure 2010242170

結果を表2に示す。本発明の成分組成を満足する製造No.1〜10は、0.05%耐力が500MPaを超え、かつ−50℃における2mmUノッチシャルピー試験の吸収エネルギーが20J/cm2以上であり、高耐力高靭性である。 The results are shown in Table 2. Production No. satisfying the component composition of the present invention. Nos. 1 to 10 have a high yield strength and a high toughness with a 0.05% proof stress exceeding 500 MPa and an absorbed energy of 2 mmU notch Charpy test at −50 ° C. of 20 J / cm 2 or more.

一方、製造No.11は、本発明よりC量が少なく、Mnが多く、Sが少なく、S/Mn比が小さい。このため、ベイナイトの面積率が減少し、MnSによるオーステナイトの微細化の効果が弱く、旧オーステナイト粒径が粗大になり、0.05%耐力及び−50℃衝撃値が共に低下している。   On the other hand, production No. 11 has a smaller amount of C, more Mn, less S, and a smaller S / Mn ratio than the present invention. For this reason, the area ratio of bainite is reduced, the effect of refining austenite with MnS is weak, the prior austenite grain size becomes coarse, and both the 0.05% proof stress and the −50 ° C. impact value are lowered.

製造No.12は、C量が多く、製造No.15はMn量が多く、製造No.16はCr量が多く、No.18はV量が多いため、島状マルテンサイトないしはMAの面積率が増加し、ベイナイトの面積率が減少している。これらは、0.05%耐力は500MPaを超えているが−50℃衝撃値が低値となっている。   Production No. No. 12 has a large amount of C. No. 15 has a large amount of Mn. No. 16 has a large amount of Cr. Since 18 has a large amount of V, the area ratio of island martensite or MA is increased, and the area ratio of bainite is decreased. These have a 0.05% proof stress exceeding 500 MPa, but have a low -50 ° C impact value.

製造No.13は、S量が少なく、S/Mnも小さい。また、製造No.17はVを添加していない。そのため、旧オーステナイト粒径が粗大になり、0.05%耐力は500MPaを超えているが−50℃衝撃値が低値となっている。   Production No. No. 13 has a small amount of S and a small S / Mn. In addition, production No. No. 17 does not add V. Therefore, the prior austenite grain size becomes coarse and the 0.05% yield strength exceeds 500 MPa, but the -50 ° C impact value is low.

製造No.14は、S量が多く、S/Mnも大きい。そのため、MnSによって旧オーステナイト粒径は微細になっているが、焼入性が低下し、ベイナイトのラスが粗大化している。製造No.19はBを含まないため、焼入性が不足し、ベイナイトラス幅の粗大化及び粒界フェライトの発生が生じている。これらは、0.05%耐力は500MPaを超えているが−50℃衝撃値が低値となっている。   Production No. No. 14 has a large amount of S and a large S / Mn. Therefore, although the prior austenite grain size is made fine by MnS, the hardenability is lowered and the lath of bainite is coarsened. Production No. Since 19 does not contain B, hardenability is insufficient, resulting in coarsening of the bainite lath width and generation of intergranular ferrite. These have a 0.05% proof stress exceeding 500 MPa, but have a low -50 ° C impact value.

製造No.20はB量が多く、BNやM23CB6が析出し、焼入性が低下して、ベイナイトラス幅の粗大化が生じている。更に、島状マルテンサイト、MAの生成により、ベイナイトの面積率が低下しており、0.05%耐力、−50℃衝撃値が共に低い値となっている。 Production No. No. 20 has a large amount of B, BN and M 23 CB 6 are precipitated, the hardenability is lowered, and the bainite lath width is coarsened. Furthermore, due to the formation of island martensite and MA, the area ratio of bainite is decreased, and the 0.05% proof stress and the −50 ° C. impact value are both low.

製造No.21はS/Mnが0.02以下であるため、MnSによるオーステナイトの微細化の効果が弱く、旧オーステナイト粒径が粗大になり、島状マルテンサイトやMAの生成により、ベイナイトの面積率が減少し、−50℃衝撃値が低下している。   Production No. No. 21 has an S / Mn of 0.02 or less, so the effect of refining austenite by MnS is weak, the prior austenite grain size becomes coarse, and the area ratio of bainite decreases due to the formation of island martensite and MA. However, the impact value at −50 ° C. is lowered.

製造No.22はS/Mnが0.2以上であるため、MnSによって旧オーステナイト粒径は微細になっているが、焼入性が低下し、ベイナイトのラスが粗大化し、粒界にフィルム状のフェライトが生成している。このため、0.05%耐力、−50℃衝撃値が共に低い値となっている。   Production No. No. 22 has an S / Mn value of 0.2 or more, so that the prior austenite grain size is reduced by MnS, but the hardenability is reduced, the bainite lath is coarsened, and film-like ferrite is formed at the grain boundaries. Is generated. For this reason, both 0.05% yield strength and -50 ° C impact value are low values.

表1の鋼No.Aの圧延材(φ70mm)から200mm長さの試験片を切り出し、加熱温度を1250℃、鍛造終了温度を1150℃とし、50mm角の角棒に成形し、800℃から300℃までを、表3に示した冷却速度で冷却した。800℃から300℃までの冷却速度が、8℃/sは60℃の油槽に浸漬してける油冷したもの(製造No.26)、3℃/sは水ミスト冷却(製造No.23)、0.5℃/sは空冷(製造No.24)、0.2℃/sは鍛造後断熱材に包んで冷却(製造No.25)、0.05℃/sは炉冷(製造No.27)である Steel No. 1 in Table 1 A 200 mm long test piece was cut out from the rolled material (φ70 mm) of A, the heating temperature was set to 1250 ° C., the forging end temperature was set to 1150 ° C., and a 50 mm square bar was molded. It cooled at the cooling rate shown. Cooling rate from 800 ° C to 300 ° C, 8 ° C / s is oil-cooled by immersion in an oil bath of 60 ° C (production No. 26), 3 ° C / s is water mist cooling (production No. 23) , 0.5 ° C./s is air-cooled (Production No. 24), 0.2 ° C./s is forged and cooled in a heat insulating material (Production No. 25), and 0.05 ° C./s is furnace cooled (Production No. .27)

旧オーステナイト粒径、ベイナイトラス幅は、実施例1と同様にして測定した。フェライト、マルテンサイトの面積率、残部(島状マルテンサイト、MAの一方又は双方の合計)の面積率は、実施例1と同様、研摩、レペラーエッチングして、光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によりその平均値を求めた。ベイナイトの面積率は、フェライト、マルテンサイト及び残部の合計から算出した。引張試験及びシャルピー試験は、実施例1と同様にして行った。   The prior austenite grain size and bainite lath width were measured in the same manner as in Example 1. The area ratio of ferrite and martensite and the area ratio of the remainder (the sum of one or both of island-shaped martensite and MA) were polished and repeller etched as in Example 1, and an optical micrograph was taken. The average value was obtained by analysis. The area ratio of bainite was calculated from the sum of ferrite, martensite and the balance. The tensile test and the Charpy test were performed in the same manner as in Example 1.

Figure 2010242170
Figure 2010242170

結果を表3に示す。表3から明らかなように、800〜300℃間の平均冷速が0.1〜5℃/sの範囲において、ベイナイト面積率が95%以上となり、0.05%耐力が500MPa以上、−50℃の衝撃靭性値が20J/cm2を満足する。 The results are shown in Table 3. As is apparent from Table 3, when the average cooling rate between 800 and 300 ° C. is in the range of 0.1 to 5 ° C./s, the bainite area ratio is 95% or more, 0.05% proof stress is 500 MPa or more, −50 The impact toughness value at 20 ° C. satisfies 20 J / cm 2 .

800〜300℃間の平均冷速が8℃/sの場合、マルテンサイト面積率が80%となり、強度が上がるため−50℃の衝撃靭性値が低値となっている。一方、800〜300℃間の平均冷速が0.05℃/sの場合、粒界フェライト、島状マルテンサイト、MAが生成してベイナイトの面積率が低下し、0.05%耐力が低値となっている。   When the average cooling speed between 800 and 300 ° C. is 8 ° C./s, the martensite area ratio becomes 80% and the strength increases, so the impact toughness value at −50 ° C. is low. On the other hand, when the average cooling rate between 800 and 300 ° C. is 0.05 ° C./s, grain boundary ferrite, island martensite, and MA are generated, the area ratio of bainite is reduced, and 0.05% proof stress is low. It is a value.

Claims (7)

質量%で、
C :0.25〜0.5%、
Si:0.05〜1.0%、
Mn:1.0〜2.3%、
S :0.04〜0.2%、
Cr:0.2〜1.0%、
V :0.05〜0.2%、
B :0.0005〜0.004%、
Ti:0.001〜0.1%
を含有し、S及びMnの含有量が、
0.02≦S/Mn≦0.12
を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、ベイナイトの面積率が95%以上であり、0.05%耐力が500MPa以上、−50℃でのUノッチシャルピー吸収エネルギーが20J/cm2以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
% By mass
C: 0.25 to 0.5%,
Si: 0.05 to 1.0%,
Mn: 1.0 to 2.3%
S: 0.04 to 0.2%,
Cr: 0.2 to 1.0%
V: 0.05-0.2%
B: 0.0005 to 0.004%,
Ti: 0.001 to 0.1%
And the contents of S and Mn are
0.02 ≦ S / Mn ≦ 0.12
The balance is composed of Fe and inevitable impurities, the area ratio of bainite is 95% or more, the 0.05% proof stress is 500 MPa or more, and the U-notch Charpy absorbed energy at −50 ° C. is 20 J / cm 2 or more. High strength hot forged non-heat treated steel with excellent toughness characterized by
更に、質量%で、
Al:0.005〜0.06%、
Nb:0.01〜0.3%
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項1に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
Furthermore, in mass%,
Al: 0.005 to 0.06%,
Nb: 0.01 to 0.3%
The high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness according to claim 1, wherein one or both of the above are contained.
更に、質量%で、
N:0.001〜0.007%
を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
Furthermore, in mass%,
N: 0.001 to 0.007%
The high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness according to claim 1 or 2, characterized by comprising:
更に、質量%で、
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜2.0%、
Mo:0.01〜1.0%
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜3の何れか1項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
Furthermore, in mass%,
Cu: 0.01 to 0.5%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Mo: 0.01 to 1.0%
The high-strength hot-forged non-tempered steel excellent in toughness according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing one or more of the following.
更に、質量%で、
Zr:0.0001〜0.02%、
Mg:0.0001〜0.02%
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項1〜4の何れか1項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
Furthermore, in mass%,
Zr: 0.0001 to 0.02%,
Mg: 0.0001 to 0.02%
One or both of these are contained, The high strength hot forging non-heat-treated steel excellent in toughness of any one of Claims 1-4 characterized by the above-mentioned.
旧オーステナイト粒径が200μm以下、ベイナイトラスの幅が5μm以下であることを特徴とする請求項1〜5の何れか1項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼。   The high-strength hot-forged non-tempered steel according to any one of claims 1 to 5, wherein the prior austenite grain size is 200 µm or less and the width of the bainite lath is 5 µm or less. 請求項1〜6の何れか1項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法であって、請求項1〜5の何れか1項に記載の成分を有する鋼材を熱間鍛造し、800℃から300℃までの温度範囲を0.1〜5℃/sで冷却することを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法。   It is a manufacturing method of the high intensity | strength hot forging non-tempered steel of any one of Claims 1-6, Comprising: Hot forging the steel material which has a component of any one of Claims 1-5. And the manufacturing method of the high strength hot forging non-heat-treated steel excellent in toughness characterized by cooling the temperature range from 800 degreeC to 300 degreeC at 0.1-5 degreeC / s.
JP2009092343A 2009-04-06 2009-04-06 High strength hot forged non-tempered steel with excellent toughness and method for producing the same Active JP5245997B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009092343A JP5245997B2 (en) 2009-04-06 2009-04-06 High strength hot forged non-tempered steel with excellent toughness and method for producing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009092343A JP5245997B2 (en) 2009-04-06 2009-04-06 High strength hot forged non-tempered steel with excellent toughness and method for producing the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2010242170A true JP2010242170A (en) 2010-10-28
JP5245997B2 JP5245997B2 (en) 2013-07-24

Family

ID=43095501

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2009092343A Active JP5245997B2 (en) 2009-04-06 2009-04-06 High strength hot forged non-tempered steel with excellent toughness and method for producing the same

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5245997B2 (en)

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012157902A2 (en) 2011-05-13 2012-11-22 주식회사 포스코 Wire rod having good superior surface properties, high strength, and high toughness, and a method for manufacturing same
CN103201400A (en) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 Steel component for mechanical structural use and manufacturing method for same
CN103210108A (en) * 2011-05-26 2013-07-17 新日铁住金株式会社 Steel component for mechanical structural use and manufacturing method for same
WO2014136348A1 (en) * 2013-03-07 2014-09-12 新日鐵住金株式会社 Untempered soft-nitrided component
US8926767B2 (en) 2011-05-26 2015-01-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof
JP2016518521A (en) * 2013-03-22 2016-06-23 キャタピラー インコーポレイテッドCaterpillar Incorporated Air-hardening bainitic steel with improved material properties
JP2017071859A (en) * 2015-10-08 2017-04-13 Jfeスチール株式会社 Non-heat-treated steel and method for producing the same
US9845519B2 (en) 2012-03-26 2017-12-19 Kobe Steel, Ltd. Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance
JP2018512509A (en) * 2015-03-23 2018-05-17 アルセロールミタル Parts having a bainite structure having high strength characteristics and manufacturing method
JP2019112680A (en) * 2017-12-25 2019-07-11 日本製鉄株式会社 Steel, steel pipe for oil well, and method for producing steel
CN114293098A (en) * 2021-11-30 2022-04-08 南京钢铁股份有限公司 High-strength and high-toughness bainite non-quenched and tempered steel suitable for large-specification forge piece
JP2022540899A (en) * 2019-07-16 2022-09-20 アルセロールミタル Method for manufacturing steel parts and steel parts
CN115491605A (en) * 2022-09-27 2022-12-20 东风商用车有限公司 Bainite steel for hot forging, process, device and system for manufacturing hot forged parts
WO2024143075A1 (en) * 2022-12-26 2024-07-04 Jfeスチール株式会社 Non-tempered steel for hot forging, and hot forging material and method for producing same

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05239589A (en) * 1992-02-26 1993-09-17 Daido Steel Co Ltd High strength nonheat-treated steel
JPH05279788A (en) * 1992-03-31 1993-10-26 Sumitomo Metal Ind Ltd Non-heattreated steel for hot forging excellent in strength and toughness
JPH07316720A (en) * 1994-05-26 1995-12-05 Sumitomo Metal Ind Ltd Non-heat treated steel having high durability ratio and high strength, and its production
JPH08277437A (en) * 1995-04-07 1996-10-22 Kobe Steel Ltd Production of high strength and high toughness non-heat treated steel for hot forging and forged product thereof
JP2001200332A (en) * 2000-01-21 2001-07-24 Sanyo Special Steel Co Ltd High toughness non-heattreated steel

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05239589A (en) * 1992-02-26 1993-09-17 Daido Steel Co Ltd High strength nonheat-treated steel
JPH05279788A (en) * 1992-03-31 1993-10-26 Sumitomo Metal Ind Ltd Non-heattreated steel for hot forging excellent in strength and toughness
JPH07316720A (en) * 1994-05-26 1995-12-05 Sumitomo Metal Ind Ltd Non-heat treated steel having high durability ratio and high strength, and its production
JPH08277437A (en) * 1995-04-07 1996-10-22 Kobe Steel Ltd Production of high strength and high toughness non-heat treated steel for hot forging and forged product thereof
JP2001200332A (en) * 2000-01-21 2001-07-24 Sanyo Special Steel Co Ltd High toughness non-heattreated steel

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012157902A2 (en) 2011-05-13 2012-11-22 주식회사 포스코 Wire rod having good superior surface properties, high strength, and high toughness, and a method for manufacturing same
CN103201400A (en) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 Steel component for mechanical structural use and manufacturing method for same
CN103210108A (en) * 2011-05-26 2013-07-17 新日铁住金株式会社 Steel component for mechanical structural use and manufacturing method for same
US8916008B2 (en) 2011-05-26 2014-12-23 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof
US8926767B2 (en) 2011-05-26 2015-01-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof
US9187797B2 (en) 2011-05-26 2015-11-17 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation Steel part for machine structural use and manufacturing method thereof
US9845519B2 (en) 2012-03-26 2017-12-19 Kobe Steel, Ltd. Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance
US9956950B2 (en) 2013-03-07 2018-05-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-thermal refined soft-nitrided component
WO2014136348A1 (en) * 2013-03-07 2014-09-12 新日鐵住金株式会社 Untempered soft-nitrided component
JP2016518521A (en) * 2013-03-22 2016-06-23 キャタピラー インコーポレイテッドCaterpillar Incorporated Air-hardening bainitic steel with improved material properties
JP2018512509A (en) * 2015-03-23 2018-05-17 アルセロールミタル Parts having a bainite structure having high strength characteristics and manufacturing method
US12129527B2 (en) 2015-03-23 2024-10-29 Arcelormittal Parts with a bainitic structure having high strength properties and manufacturing process
JP2017071859A (en) * 2015-10-08 2017-04-13 Jfeスチール株式会社 Non-heat-treated steel and method for producing the same
JP2019112680A (en) * 2017-12-25 2019-07-11 日本製鉄株式会社 Steel, steel pipe for oil well, and method for producing steel
JP2022540899A (en) * 2019-07-16 2022-09-20 アルセロールミタル Method for manufacturing steel parts and steel parts
JP7422854B2 (en) 2019-07-16 2024-01-26 アルセロールミタル Steel parts manufacturing method and steel parts
CN114293098A (en) * 2021-11-30 2022-04-08 南京钢铁股份有限公司 High-strength and high-toughness bainite non-quenched and tempered steel suitable for large-specification forge piece
CN115491605A (en) * 2022-09-27 2022-12-20 东风商用车有限公司 Bainite steel for hot forging, process, device and system for manufacturing hot forged parts
WO2024143075A1 (en) * 2022-12-26 2024-07-04 Jfeスチール株式会社 Non-tempered steel for hot forging, and hot forging material and method for producing same
JP7552959B1 (en) 2022-12-26 2024-09-18 Jfeスチール株式会社 Non-tempered steel for hot forging, hot forging material and manufacturing method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
JP5245997B2 (en) 2013-07-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5245997B2 (en) High strength hot forged non-tempered steel with excellent toughness and method for producing the same
JP5327106B2 (en) Press member and manufacturing method thereof
KR101528084B1 (en) High strength hot rolled steel sheet having excellent blanking workability and method for manufacturing the same
WO2015197007A1 (en) Carburized alloy steel, method for preparing same, and use thereof
JP6468408B2 (en) H-section steel and its manufacturing method
JP5563926B2 (en) Mechanical structural steel suitable for friction welding and friction welding parts with excellent impact and bending fatigue properties
JP5655366B2 (en) Bainite steel
JP5630322B2 (en) High-tensile steel plate with excellent toughness and manufacturing method thereof
KR20080034958A (en) Highly strong, thick electric resistance-welded steel pipe excellent in quenching property, hot forming processability and fatigue strength, and method for manufacture thereof
WO2015050152A9 (en) Age hardening steel
JP2008274393A (en) Manufacturing method of high-strength, high-toughness ferrite/pearlite non-heat-treated steel forging part
JP5630321B2 (en) High-tensile steel plate with excellent toughness and manufacturing method thereof
JP2013040390A (en) Method for manufacturing hot-pressed member
JP6729686B2 (en) Non-heat treated steel for induction hardening
JP3896061B2 (en) Steel sheet with excellent curability after hot forming and method of using the same
JP4793298B2 (en) Non-tempered steel and manufacturing method thereof
EP3272896B1 (en) Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel
JP2007231337A (en) Hot rolled steel sheet and steel component
JPWO2016158470A1 (en) Age-hardening steel and method for producing parts using age-hardening steel
JP5432590B2 (en) Hot forged parts excellent in fracture splitting property, manufacturing method thereof, and automotive internal combustion engine parts
JP2008144211A (en) V-containing non-heat treated steel
JP4113453B2 (en) Bolt Steel Formed from Bonded Film with Excellent Delayed Fracture Resistance and Bolt Manufacturing Method
JP4752800B2 (en) Non-tempered steel
JPWO2016194938A1 (en) Steel for hot forging
JP5880795B2 (en) Age-hardening steel

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20110816

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20130306

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20130312

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20130325

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5245997

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20160419

Year of fee payment: 3

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350