JPH09143610A - Hot forged non-heat treated steel having high fatigue strength and its production - Google Patents
Hot forged non-heat treated steel having high fatigue strength and its productionInfo
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- JPH09143610A JPH09143610A JP29677895A JP29677895A JPH09143610A JP H09143610 A JPH09143610 A JP H09143610A JP 29677895 A JP29677895 A JP 29677895A JP 29677895 A JP29677895 A JP 29677895A JP H09143610 A JPH09143610 A JP H09143610A
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Abstract
Description
【0001】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車や建設機械
等の機械構造用部品に用いられる高疲労強度を有する熱
間鍛造非調質鋼および該非調質鋼を用いて鍛造品を効率
よく製造する方法に関し、特に熱間鍛造後に実施される
焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し非調質のままでも高
疲労強度が得られると共に、被削性を低下させることな
く高い引張強さを得ることのできる安価な熱間鍛造非調
質鋼および鍛造品の製造方法に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a hot forged non-heat treated steel having high fatigue strength, which is used for parts for machine structures such as automobiles and construction machines, and efficiently manufactures forged products using the non-heat treated steel. With regard to the method, in particular, high tempering strength can be obtained without quenching and tempering that is performed after hot forging, and high tensile strength can be obtained without reducing machinability. The present invention relates to an inexpensive hot forged non-heat treated steel that can be manufactured and a method for manufacturing a forged product.
【0002】[0002]
【従来の技術】自動車や建設機械等に用いられる機械構
造用部品は、通常機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼
を素材とし、必要な強度と靭性を確保するため熱間鍛造
後に焼入れ・焼戻し処理を行なうことによって製造され
てきた。しかし近年、上記の様な調質処理に要するエネ
ルギーの節約と仕掛り品の削滅によるコスト低減を目的
として、例えばJIS G 4051に規定される機械構
造用炭素鋼やJISG 4106に規定される機械構造
用マンガン鋼などに、VやNb等の析出硬化型元素を添
加した非調質鋼が開発され、自動車のエンジン部品や足
回り部品あるいは建設機械部品等に適用されている。2. Description of the Related Art Machine structural parts used in automobiles and construction machinery are usually made of carbon steel for machine structural use or alloy steel for machine structural use, and are hardened after hot forging in order to secure necessary strength and toughness. It has been manufactured by carrying out a tempering process. However, in recent years, for the purpose of saving energy required for the above-mentioned heat treatment and reducing costs by cutting work-in-process, for example, carbon steel for machine structural use specified in JIS G 4051 and machines specified in JIS G 4106. Non-heat treated steels in which precipitation hardening elements such as V and Nb are added to structural manganese steels have been developed and applied to automobile engine parts, suspension parts, construction machine parts and the like.
【0003】これらの非調質鋼は、熱間鍛造の後冷却し
て組織をフェライト・パーライト混合組織とし、フェラ
イト部にVやNb等の炭化物や窒化物を析出させること
によって目標強度を得るものであり、この様な非調質鋼
を使用すると、熱間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を省略
することができ、更には焼入れ時に発生する熱処理歪み
が減少するためその後の矯正加工が簡略化されるといっ
た利点に加えて、焼割れが発生しにくくなって焼割れに
よる不良品の発生率も減少し、部品製造コストを大幅に
低減することが可能となる。[0003] These non-heat treated steels have a target strength by cooling after hot forging to form a ferrite-pearlite mixed structure and precipitating carbides or nitrides such as V and Nb in the ferrite part. If such a non-heat treated steel is used, quenching and tempering treatment after hot forging can be omitted, and further, the heat treatment strain generated during quenching can be reduced and the subsequent straightening process can be simplified. In addition to the advantage of being hardened, quench cracking is less likely to occur, the rate of defective products due to quench cracking is reduced, and it is possible to significantly reduce the component manufacturing cost.
【0004】しかしながら、自動車におけるエンジンの
高出力化や部品の小型・軽量化への最近の動向に伴っ
て、上記非調質鋼を用いて製造される機械構造用部品に
ついても部材の高強度化が切望されている。現在、これ
らの部品の高強度化を図るうえでネックとなっているの
は疲労強度であり、この疲労強度を向上させるべく様々
な検討がなされている。そのなかでもフェライト・パー
ライト組織を有する非調質鋼の疲労強度を向上させるた
めの最も簡便な方法は、鋼材のC量を高め、硬質組織で
あるパーライト量を増加させることによって、部材全体
の硬さや引張強さを高めることである。しかしながら、
硬さや引張強さが大きくなり過ぎると、逆に被削性が大
幅に低下し、部品製造時の生産性が低下して製造コスト
の増加を招くといった問題が生じる。However, along with the recent trend toward higher engine output and smaller and lighter parts in automobiles, the mechanical strength of mechanical structural parts manufactured using the above-mentioned non-heat treated steel is also increased. Is coveted. At present, fatigue strength is the bottleneck in increasing the strength of these parts, and various studies have been made to improve the fatigue strength. Among them, the simplest method for improving the fatigue strength of a non-heat treated steel having a ferrite / pearlite structure is to increase the C content of the steel material and increase the amount of pearlite, which is a hard structure, to increase the hardness of the entire member. It is to increase the sheath tensile strength. However,
On the other hand, if the hardness or tensile strength becomes too large, the machinability will be significantly reduced, and the productivity at the time of component manufacturing will be reduced, leading to an increase in manufacturing cost.
【0005】[0005]
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、被削
性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲
労強度を有すると共に引張強さが70〜100kgf/
mm2 程度の熱間鍛造非調質鋼を提供すると共に、この
非調質鋼を用いて、熱間鍛造後放冷または衝風冷却のま
まで上述した特性を具備する鍛造品を効率よく製造する
方法を提供しようとするものである。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is higher than that of conventional non-heat treated steel without reducing machinability. It has fatigue strength and tensile strength of 70-100kgf /
Providing a hot forged non-heat treated steel of about mm 2 and efficiently manufacturing a forged product having the above-mentioned characteristics by using the non-heat treated steel while leaving it to be hot-forged and then left to cool or blast cooled. It is intended to provide a way to do.
【0006】[0006]
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係わる熱間鍛造非調質鋼は、鋼の成分
組成がC:0.15〜0.60%(質量%、以下同
じ),Si:0.05〜2.5%,Mn:0.3〜2.
5%,S:0.01〜0.10%,Cr:0.05〜
2.5%,V:0.05〜0.5%,Al:0.01〜
0.060%,N:0.005〜0.030%,O:
0.001〜0.005%,並びに残部:Feおよび不
可避不純物からなり、該鋼を熱間鍛造した後の組織がフ
ェライト・パーライト組織を有すると共に、該パーライ
ト組織が平均粒度番号:3.0以上、パーライト中の平
均コロニーサイズ:20μm以下、および平均ラメラー
間隔:0.30μm以下の要件を満足するところに要旨
を有するものである。In the hot forged non-heat treated steel according to the present invention, which can solve the above problems, the composition of the steel is C: 0.15 to 0.60% (mass%, Same), Si: 0.05 to 2.5%, Mn: 0.3 to 2.
5%, S: 0.01 to 0.10%, Cr: 0.05 to
2.5%, V: 0.05 to 0.5%, Al: 0.01 to
0.060%, N: 0.005-0.030%, O:
0.001 to 0.005% and the balance: Fe and inevitable impurities, the structure after hot forging of the steel has a ferrite-pearlite structure, and the pearlite structure has an average grain size number of 3.0 or more. , The average colony size in pearlite: 20 μm or less, and the average lamellar spacing: 0.30 μm or less are essential.
【0007】本発明において、より高い疲労強度を得る
ことを目的として、更にNb:0.05%以下(0%を
含まない),Ti:0.05%以下(0%を含まな
い),Zr:0.1%以下(0%を含まない),Mo:
1%以下(0%を含まない)およびNi:1%以下(0
%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも1
種を含有したり、或いはより一層の被削性向上を図るこ
とを目的として、更に他の元素としてPb:0.3%以
下(0%を含まない),Ca:0.01%以下(0%を
含まない),Te:0.3%以下(0%を含まない)お
よびBi:0.3%以下(0%を含まない)よりなる群
から選択される少なくとも1種を含有することは本発明
の好ましい実施態様である。In the present invention, for the purpose of obtaining higher fatigue strength, Nb: 0.05% or less (not including 0%), Ti: 0.05% or less (not including 0%), Zr. : 0.1% or less (not including 0%), Mo:
1% or less (not including 0%) and Ni: 1% or less (0
At least 1 selected from the group consisting of
Pb: 0.3% or less (not including 0%), Ca: 0.01% or less (0) as another element for the purpose of containing a seed or further improving machinability. %), Te: 0.3% or less (0% is not included), and Bi: 0.3% or less (0% is not included), at least one selected from the group consisting of It is a preferred embodiment of the present invention.
【0008】また、本発明の鍛造品の製造方法は、熱間
鍛造終了温度:1000〜1250℃、および800〜
300℃における冷却速度:0.1〜5℃/secに制
御することによって鍛造品を製造する方法において、上
述した成分組成を有する鋼を用いると共に、熱間鍛造時
の鋼材加熱温度(T)が下記式を満足するところに要旨
を有するものである。 T(℃)≧{30400/(20.5−log [V]4 ・
[C]3 )}−300 (式中、[ ]は各元素の質量%をそれぞれ意味する)The method for manufacturing a forged product according to the present invention has a hot forging end temperature of 1000 to 1250 ° C. and 800 to 800 ° C.
In the method for producing a forged product by controlling the cooling rate at 300 ° C .: 0.1 to 5 ° C./sec, the steel having the above-described composition is used, and the steel material heating temperature (T) during hot forging is The point is that the following formula is satisfied. T (° C) ≧ {30400 / (20.5-log [V] 4・
[C] 3 )}-300 (In the formula, [] means mass% of each element, respectively)
【0009】[0009]
【発明の実施の形態】本発明者らは、熱間鍛造後放冷ま
たは衝風冷却によって冷却した後の組織がフェライト・
パーライト組織となる従来の熱間鍛造非調質鋼の疲労強
度を向上させるべく、各種合金元素を様々な割合で添加
した非調質鋼を溶製し、丸棒に熱間鍛造した鍛造材(こ
れらの鍛造材は、合金元素量の差異により焼入性が異な
り且つ金属組織も異なるものである)を作製すると共
に、一部鋼については、熱間鍛造条件を変化させること
により金属組織の異なる鍛造材を作製し、これらの鍛造
材を用いて疲労試験片を加工し、疲労試験および疲労亀
裂の観察を行うことにより、下記の知見を得た。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The inventors of the present invention have found that the structure after cooling by hot forging followed by cooling by standing air cooling or blast cooling is ferrite.
In order to improve the fatigue strength of conventional hot-forged non-heat-treated steel with a pearlite structure, non-heat-treated steel with various alloy elements added in various proportions was melted and hot-forged into a round bar ( These forged materials have different hardenability and different metallographic structures due to the difference in the amount of alloying elements), and some steels have different metallographic structures by changing the hot forging conditions. The following findings were obtained by producing forged materials, processing fatigue test pieces using these forged materials, and observing fatigue tests and fatigue cracks.
【0010】(1)疲労亀裂は、ミクロ組織的に最も弱
いフェライト部分で発生するが、Si量とN量の増加に
よる固溶強化とV量の増加による析出強化の両作用によ
り該フェライト部を強化することによって、硬さや引張
強度をあまり高めることなく疲労強度を大幅に向上させ
ることができる。(1) Fatigue cracks occur in the ferrite part, which is the weakest microstructure, but the ferrite part is formed by both actions of solid solution strengthening by increasing Si content and N content and precipitation strengthening by increasing V content. By strengthening, fatigue strength can be significantly improved without significantly increasing hardness and tensile strength.
【0011】(2)疲労亀裂が伝播する際、フェライト
とパーライトの界面とパーライト中のコロニーの境界部
で抵抗を受け、該亀裂が屈曲することが観察された。ま
た、疲労亀裂が上記コロニー中を進展する際、セメンタ
イト板とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セ
メンタイト板を切断しながら進展する場合も観察され
た。これらの観察結果を勘案した結果、疲労強度を高め
るにはパーライト組織が小さくなる様、単にパーライト
結晶粒径を小さくするのみならずパーライト中のコロニ
ー径や平均ラメラー間隔を小さくする方法、即ちパーラ
イト全体およびコロニーやラメラー間隔の細部組織に至
るまで細かく制御することが有効であることを見出し
た。(2) When the fatigue crack propagated, it was observed that the crack was bent due to resistance at the boundary between the ferrite / pearlite interface and the colony in the pearlite. Further, when the fatigue crack propagates in the colony, it may propagate at the interface between the cementite plate and the ferrite, but it is also observed that the fatigue crack propagates while cutting the cementite plate. As a result of considering these observation results, in order to increase the fatigue strength, the pearlite structure becomes smaller, so that not only the pearlite grain size but also the colony diameter in pearlite and the average lamellar spacing are reduced, that is, the whole pearlite. We also found that it is effective to finely control the colony and the detailed organization of the lamellar spacing.
【0012】(3)上記(1)の知見内容に基づいて特
定された熱間鍛造非調質鋼を熱間鍛造・冷却して鍛造品
を製造する際、VやCの添加量に応じて鍛造加熱温度
(T)を特定することによって、加熱中にVが鋼中に完
全に固溶すると共に冷却中にVの炭化物が多量に析出し
てフェライト部を一層強化することができ、その結果、
疲労強度を大幅に向上させることができる。(3) When a forged product is manufactured by hot forging and cooling the hot forged non-heat treated steel specified on the basis of the contents of knowledge of the above (1), depending on the added amount of V or C. By specifying the forging heating temperature (T), V can be completely dissolved in the steel during heating and a large amount of carbide of V can be precipitated during cooling to further strengthen the ferrite part. ,
Fatigue strength can be significantly improved.
【0013】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、フェライト部を強化することのできる鋼中成
分組成を特定すると共に、鋼を熱間鍛造した後の組織
(フェライト・パーライト組織)におけるパーライト組
織の粒径等を細かく制御することによって、高レベルの
疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼を得ることに成功し
たものであり、更には、この様な鋼を用いて鍛造品を効
率よく製造することのできる方法を見出したのである。
以下、本発明において鋼の成分組成および金属組織の特
性を規定した理由、更には熱間鍛造時の鋼材加熱温度を
定めた理由を詳述する。The present invention has been made on the basis of the above findings, and specifies the chemical composition in steel capable of strengthening the ferrite part, and at the same time, the structure after hot forging of the steel (ferrite / pearlite structure). We have succeeded in obtaining a hot forged non-heat treated steel having a high level of fatigue strength by finely controlling the grain size of the pearlite structure in the above, and further, forged products using such steels. We have found a method that can efficiently produce
Hereinafter, the reason why the composition of the steel and the characteristics of the metallographic structure are defined in the present invention, and further the reason why the heating temperature of the steel material during hot forging is defined will be described in detail.
【0014】まず鋼材の化学成分を定めた理由について
説明する。 C:0.15〜0.60% Cは、熱間鍛造・冷却後における鍛造品の金属組織(フ
ェライト・パーライト)中のパーライト量を増大させ、
鍛造品の強度を高める作用を有すると共に、V炭化物を
形成し、該炭化物の析出によるフェライト部の強度向上
作用を発揮させるのに必要な元素である。これらの作用
を有効に発揮させるめには0.15%以上含有させなけ
ればならない。好ましい下限値は0.20%である。し
かしながらC量が多くなり過ぎると、靭性が低下すると
共に被削性も大幅に低下してくるので、その上限を0.
60%以下に抑えなければならない。好ましいC量は
0.50%以下である。First, the reason for defining the chemical composition of the steel material will be explained. C: 0.15 to 0.60% C increases the amount of pearlite in the metal structure (ferrite pearlite) of the forged product after hot forging and cooling,
It is an element that has the effect of increasing the strength of the forged product, forms V-carbides, and exerts the effect of improving the strength of the ferrite part by the precipitation of the carbides. In order to exert these effects effectively, the content must be 0.15% or more. A preferable lower limit value is 0.20%. However, if the amount of C becomes too large, the toughness decreases and the machinability also decreases significantly, so the upper limit is set to 0.
It must be kept below 60%. A preferable C amount is 0.50% or less.
【0015】Si:0.05〜2.5% Siは、鋼材溶製時の脱酸に有効に作用する他、鋼材の
フェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却後の鍛造品を強
化するのに有効な元素であり、特に該鍛造品の耐力や疲
労強度の向上に有効に作用する。こうした作用を有効に
発揮させるには0.05%以上の添加が必要である。好
ましい下限値は0.15%である。しかしながら過剰に
添加すると被削性が大幅に低下するので2.5%を上限
とする。好ましい上限値は2.0%であり、より好まし
くは1.50%である。Si: 0.05 to 2.5% Si effectively acts on deoxidation during melting of steel materials, and also forms a solid solution in the ferrite material of steel materials to strengthen the forged products after hot forging and cooling. It is an effective element for improving the yield strength and fatigue strength of the forged product. It is necessary to add 0.05% or more to effectively exhibit such an effect. A preferable lower limit value is 0.15%. However, if added excessively, the machinability is significantly reduced, so 2.5% is made the upper limit. The preferable upper limit value is 2.0%, and more preferably 1.50%.
【0016】Mn:0.3〜2.5% MnはSiと同様、鋼材溶製時の脱酸剤として有効な元
素であり、また鍛造品のパーライト焼入れ性を高めてパ
ーライト量を増大させると共に、パーライトの粒径とコ
ロニーサイズを微細化し、平均ラメラー間隔を細かくし
て疲労強度の増大に大きく寄与する。こうした効果を有
効に発揮させると共に、本発明における他の主要合金元
素量を考慮しつつ引張強さ:70kgf/mm2 以上の
高強度を得るには、少なくとも0.3%以上添加する必
要がある。好ましい下限値は0.50%である。しかし
ながら過剰に添加すると、熱間鍛造後の金属組織中にベ
イナイトが生成し、引張強さは増大するものの疲労強度
の向上がほとんど得られず、且つ被削性に悪影響を及ぼ
す様になるので、その上限を2.5%以下に抑えなけれ
ばならない。好ましい上限値は2.0%である。Mn: 0.3 to 2.5% Like Si, Mn is an element effective as a deoxidizing agent during the melting of steel materials, and increases the pearlite hardenability of the forged product to increase the amount of pearlite. The particle size and colony size of pearlite are made finer, and the average lamellar spacing is made finer, which greatly contributes to the increase of fatigue strength. It is necessary to add at least 0.3% or more in order to effectively exert such an effect and to obtain high strength of 70 kgf / mm 2 or more in tensile strength while considering the amounts of other main alloying elements in the present invention. . A preferred lower limit is 0.50%. However, if added excessively, bainite is generated in the metal structure after hot forging, and although the tensile strength increases, almost no improvement in fatigue strength can be obtained, and the machinability is adversely affected. The upper limit must be kept below 2.5%. A preferable upper limit value is 2.0%.
【0017】S:0.01〜0.10% Sは被削性向上作用を有すると共に、MnSを生成し且
つ鍛造後の冷却時にフェライトの核生成を促進して、パ
ーライトの粒径とコロニーサイズを微細化させるのに有
用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには
0.01%以上添加する必要がある。好ましい下限値は
0.02%である。しかしながら過剰に添加すると靭性
に悪影響を及ぼす様になり、且つ疲労強度も低下するの
で、その上限を0.10%にする。疲労強度と被削性を
共に確保するための好ましい上限値は0.07%であ
る。S: 0.01 to 0.10% S has an action of improving machinability, forms MnS, and promotes nucleation of ferrite during cooling after forging, so that the grain size of pearlite and the colony size are increased. Is an element useful for refining. In order to exert such an effect effectively, it is necessary to add 0.01% or more. A preferable lower limit value is 0.02%. However, if added excessively, the toughness will be adversely affected and the fatigue strength will also decrease, so the upper limit is made 0.10%. A preferable upper limit value for securing both fatigue strength and machinability is 0.07%.
【0018】Cr:0.05〜2.5% Crは、前記Mnと同様にパーライト焼入性を高めて疲
労強度を向上させる元素である。こうした効果を有効に
発揮させると共に、本発明における他の主要合金元素量
を考慮しつつ引張強さ:70kgf/mm2 以上の高強
度を得るには、少なくとも0.05%以上添加する必要
がある。好ましい下限値は0.20%である。しかし
2.5%を超えて過剰に添加すると、鍛造品の金属組織
中にベイナイトが生成し、引張強さは増大するものの疲
労強度の向上はほとんど認められず、また被削性にも悪
影響を及ぼす様になるので、その上限を2.5%とす
る。疲労強度と被削性を共に確保するための好ましい上
限値は1.00%である。Cr: 0.05 to 2.5% Cr is an element that enhances pearlite hardenability and fatigue strength, like Mn. It is necessary to add at least 0.05% or more in order to effectively exert such effects and to obtain a high strength of 70 kgf / mm 2 or more in tensile strength while considering the amounts of other main alloying elements in the present invention. . A preferable lower limit value is 0.20%. However, if added in excess of 2.5%, bainite is generated in the metal structure of the forged product, and although tensile strength increases, little improvement in fatigue strength is observed and machinability is also adversely affected. The upper limit is 2.5%. A preferable upper limit value for securing both fatigue strength and machinability is 1.00%.
【0019】V:0.05〜0.5% Vは炭化物また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と共に、V炭化物
がフェライト部に析出して疲労破壊の起点となるフェラ
イト地を強化し、疲労強度を向上させる元素である。こ
の様な効果を有効に発揮させるには0.05%以上添加
する必要がある。好ましい下限値は0.1%である。し
かしながら0.5%を超えて添加しても上記効果が飽和
するだけで無駄であるので、その上限を0.5%とす
る。好ましい上限値は0.4%である。V: 0.05 to 0.5% V is an element effective for forming carbides or nitrides and refining austenite crystal grains, and V carbides precipitate in the ferrite part to cause fatigue fracture. It is an element that strengthens the ferrite base that becomes the starting point of and improves fatigue strength. In order to exert such effects effectively, it is necessary to add 0.05% or more. A preferred lower limit is 0.1%. However, even if added in excess of 0.5%, the above effect is saturated and useless, so the upper limit is made 0.5%. A preferable upper limit value is 0.4%.
【0020】Al:0.01〜0.060% Alは、鋼材溶製時の脱酸元素として有効に作用するほ
か、窒化物の生成によってオーステナイト結晶粒を微細
化して靭性向上に寄与するものである。こうした効果を
有効に発揮させるには0.01%以上添加する必要があ
る。好ましい下限値は0.015%である。しかし過剰
に添加するとオーステナイト結晶粒が却って粗大化して
靭性に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を0.0
60%にする必要がある。好ましい上限値は0.040
%である。Al: 0.01 to 0.060% Al effectively acts as a deoxidizing element during the melting of steel materials, and also contributes to the improvement of toughness by refining austenite crystal grains by the formation of nitrides. is there. In order to exert such effects effectively, it is necessary to add 0.01% or more. A preferable lower limit value is 0.015%. However, if added excessively, the austenite crystal grains will rather coarsen and adversely affect the toughness, so the upper limit is 0.0
It needs to be 60%. The preferred upper limit is 0.040
%.
【0021】N:0.005〜0.030% Nは、前記V等の窒化物形成元素と結合してオーステナ
イト結晶粒を微細化するのに有効な元素であると共に、
フェライト中に固溶してフェライト部を強化し、耐力や
疲労強度を向上させる元素である。この様な効果を有効
に発揮させるには0.005%以上添加する必要があ
る。好ましい下限値は0.006%である。しかしなが
ら過剰に添加してもその効果が飽和するだけで無駄であ
るので、その上限を0.030%とした。好ましい上限
値は0.020%である。N: 0.005 to 0.030% N is an element which is effective in combining with the above-mentioned nitride-forming elements such as V to refine the austenite crystal grains, and
It is an element that forms a solid solution in ferrite to strengthen the ferrite part and improve proof stress and fatigue strength. In order to effectively exhibit such effects, it is necessary to add 0.005% or more. A preferable lower limit value is 0.006%. However, even if added excessively, the effect is saturated and useless, so the upper limit was made 0.030%. A preferable upper limit value is 0.020%.
【0022】O:0.001〜0.005% Oは酸化物を生成して疲労強度を低下させるため、その
含有量を極力少なくすることが望ましいが、0.001
%未満に制御しようとすると製造コストが大幅に増加す
るので、その下限を0.001%にする。しかし0.0
05%を超えて添加すると、Al2 O3 やSiO2 等の
酸化物系介在物が多量に生成して被削性が低下するた
め、その上限を0.005%とする。好ましい上限値は
0.003%である。O: 0.001 to 0.005% O forms an oxide to reduce the fatigue strength, so it is desirable that the content thereof be as small as possible.
If the amount is controlled to be less than 0.1%, the manufacturing cost increases significantly, so the lower limit is made 0.001%. But 0.0
If added in excess of 05%, a large amount of oxide-based inclusions such as Al 2 O 3 and SiO 2 are generated and the machinability deteriorates, so the upper limit is made 0.005%. A preferable upper limit value is 0.003%.
【0023】本発明に用いられる鋼は上記元素を必須成
分とするものであるが、更に下記(i )および/または
(ii)の群から選択される元素を選択的許容成分として
含有させても良い。The steel used in the present invention contains the above-mentioned elements as essential components, but may further contain an element selected from the group (i) and / or (ii) below as a selectively acceptable component. good.
【0024】(i )Nb:0.05%,Ti:0.05
%,Zr:0.1%,Mo:1%およびNi:1%より
なる群から選択される少なくとも1種(いずれの元素も
0%を含まない) これらの元素は、いずれも疲労強度
向上元素として有用である。以下、各元素について説明
する。(I) Nb: 0.05%, Ti: 0.05
%, Zr: 0.1%, Mo: 1% and Ni: 1%, at least one selected from the group consisting of 0% and none of these elements. Is useful as Hereinafter, each element will be described.
【0025】Nb:0.05%以下 Nbは、炭化物または窒化物を形成してオーステナイト
結晶粒を微細化し、パーライトの粒度とコロニーサイズ
を小さくするのに有効な元素であり、且つ熱間鍛造の様
な高温加熱処理を施す際には、添加したNbの一部が固
溶して冷却時に析出強化することによって疲労強度を向
上させる元素である。この様な効果を有効に発揮させる
には0.005%以上の添加が好ましい。しかし0.0
5%を超えて過剰に添加してもその効果が飽和し無駄で
あるので、その上限を0.05%にすることが好まし
い。Nb: 0.05% or less Nb is an element effective in forming carbides or nitrides to make austenite crystal grains finer and reduce the grain size and colony size of pearlite, and in hot forging. When such a high-temperature heat treatment is performed, it is an element that improves the fatigue strength by partly dissolving the added Nb as a solid solution to strengthen the precipitation during cooling. Addition of 0.005% or more is preferable in order to effectively exhibit such effects. But 0.0
Even if added in excess of 5%, the effect is saturated and useless, so the upper limit is preferably made 0.05%.
【0026】Ti:0.05%以下 Tiも前記Nbと同様、炭化物または窒化物を形成して
オーステナイト結晶粒を微細化し、パーライトの粒度と
コロニーサイズを小さくし、疲労強度を向上させるのに
有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるに
は0.005%以上の添加が好ましいが、0.05%を
超えて添加しても上記効果が飽和して無駄であるので、
その上限を0.05%とすることが推奨される。Ti: 0.05% or less Ti is also effective for improving fatigue strength by forming carbides or nitrides to make austenite crystal grains finer, reduce pearlite grain size and colony size, like Nb. Is an element. In order to effectively exhibit such an effect, 0.005% or more is preferably added, but if added in excess of 0.05%, the above effect is saturated and useless.
It is recommended that the upper limit be 0.05%.
【0027】Zr:0.1%以下 Zrも前記NbやTiと同様、加熱時のオーステナイト
結晶粒の成長を抑制する元素であり、疲労強度を改善す
る効果を発揮する。この様な効果を有効に発揮させるに
は0.001%以上の添加が好ましいが、0.1%を超
えて添加してもその効果が飽和して無駄であるのでその
上限を0.1%とすることが推奨される。Zr: 0.1% or less Zr, like Nb and Ti, is an element that suppresses the growth of austenite crystal grains during heating, and exerts an effect of improving fatigue strength. In order to effectively exert such effects, it is preferable to add 0.001% or more, but even if added over 0.1%, the effect is saturated and useless, so the upper limit is 0.1%. Is recommended.
【0028】Mo:1%以下,Ni:1.00%以下 これらの元素は、共に靭性を損なうことなく疲労強度を
増加させるのに有効な元素である。この様な作用を有効
に発揮させるには、いずれも0.05%以上の添加が好
ましいが、1%を超えて添加すると、ベイナイト組織が
生成して疲労強度が大幅に低下するため、その上限を1
%にすることが推奨される。Mo: 1% or less, Ni: 1.00% or less These elements are effective elements for increasing fatigue strength without impairing toughness. In order to effectively exert such an action, addition of 0.05% or more is preferable in all cases, but if added in excess of 1%, bainite structure is formed and fatigue strength is significantly reduced. 1
% Is recommended.
【0029】(ii)Pb:0.3%以下、Ca:0.0
1%以下、Te:0.3%以下およびBi:0.3%以
下よりなる群から選択される少なくとも1種(いずれの
元素も0%を含まない) 上記元素は何れも被削性向上元素であり、そのうちZ
r,Ca,Te,Biは、MnSを粒状化して鍛造品の
異方性を改善する作用を有しており、これらを上記の下
限値以上含有させることによってそれらの効果を有効に
発揮させることができる。しかしながら、各元素の含有
量が上限値を超えて添加してもその効果が飽和して無駄
である。(Ii) Pb: 0.3% or less, Ca: 0.0
1% or less, Te: 0.3% or less and Bi: 0.3% or less (at least one element is not included in any element). And then Z
r, Ca, Te and Bi have an effect of improving the anisotropy of the forged product by granulating MnS, and by containing these in the above lower limit values or more, their effects are effectively exhibited. You can However, even if the content of each element exceeds the upper limit, the effect is saturated and it is useless.
【0030】本発明の非調質鋼における鋼の化学組成は
上述した通りであるが、該鋼を熱間鍛造した後の組織
は、非調質鋼としてのフェライト・パーライト組織を有
することは勿論のこと、更に以下に示す〜の要件を
満足するものである。The chemical composition of the steel in the non-heat treated steel of the present invention is as described above, but the structure after hot forging the steel naturally has a ferrite-pearlite structure as the non-heat treated steel. In addition, the following requirements (1) to (4) are satisfied.
【0031】パーライトの平均粒度番号(Gf粒
度):3.0以上、パーライトの平均コロニーサイ
ズ:20μm以下および平均ラメラー間隔:0.30
μm以下即ち、上述した様に疲労亀裂が伝播する際、フ
ェライトとパーライトの界面およびパーライト中のコロ
ニーの境界部で抵抗を受け、亀裂が屈曲すると共に、疲
労亀裂がコロニーのなかを進展する際、セメンタイト板
とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セメンタ
イト板を切断しながら進展する場合も観察されている。
上記要件は、この様な観察結果を総合的に勘案した結
果、パーライト組織全体のみならずコロニーレベル及び
ラメラー間隔レベルにおいても細かく制御することによ
って所期の目的を達成しようとするものである。Average particle size number of pearlite (Gf particle size): 3.0 or more, average colony size of pearlite: 20 μm or less, and average lamellar spacing: 0.30
μm or less, that is, when the fatigue crack propagates as described above, resistance is received at the interface between the ferrite and pearlite and the boundary portion of the colony in the pearlite, the crack bends, and when the fatigue crack propagates in the colony, In some cases, the interface between the cementite plate and ferrite progresses, but in some cases, it progresses while cutting the cementite plate.
As a result of comprehensively considering such observation results, the above requirements aim to achieve the intended purpose by finely controlling not only the entire pearlite tissue but also the colony level and the lamellar interval level.
【0032】尚、被削性を低下させることなく一層の疲
労強度を図ることを目的として推奨される範囲は、パー
ライトの平均粒度番号:4.0以上(より好ましくは
5.0以上)、平均コロニーサイズ:15μm以下(よ
り好ましくは10μm以下)、および平均ラメラー間
隔:0.25μm以下(より好ましくは0.20μm以
下)である。The range recommended for the purpose of achieving further fatigue strength without reducing machinability is the average particle size number of pearlite: 4.0 or more (more preferably 5.0 or more), average The colony size is 15 μm or less (more preferably 10 μm or less), and the average lamellar spacing is 0.25 μm or less (more preferably 0.20 μm or less).
【0033】次に、本発明の鍛造品製造方法における要
件の限定理由について説明する。まず、上記鋼を用いて
熱間鍛造するに当たっては、熱間鍛造時の鋼材加熱温度
(T)が上記式を満足することが必要であり、本発明の
製造方法は、この様に上記鋼材加熱温度をV濃度やC濃
度に応じて特定したところに最大の特徴を有するもので
ある。Next, the reasons for limiting the requirements in the forged product manufacturing method of the present invention will be described. First, in hot forging using the above steel, the steel material heating temperature (T) during hot forging needs to satisfy the above formula, and the manufacturing method of the present invention is It has the greatest feature in that the temperature is specified according to the V concentration and the C concentration.
【0034】即ち、鋼材加熱温度をV濃度やC濃度に基
づいて設定することによって、上述したV炭化物による
フェライト部の析出強化作用を十分に発揮させることが
できるのである。上記式の範囲外では、オーステナイト
中にVが完全に固溶しないため、鍛造後の放冷または衝
風冷却等の調整冷却時に上述した析出強化作用が有効に
発揮されず、疲労強度の向上作用が十分得られなくな
る。尚、本発明においては、その上限は特に規定するも
のではないが、1350℃を超えると粒界酸化を生じ、
結晶粒が必要以上に粗大化するため、その上限を135
0℃以下(より好ましくは1300℃以下)にすること
が好ましい。That is, by setting the heating temperature of the steel material based on the V concentration and the C concentration, it is possible to sufficiently exert the precipitation strengthening action of the ferrite portion by the V carbide described above. Outside the range of the above formula, V does not completely form a solid solution in austenite, so that the precipitation strengthening effect described above cannot be effectively exhibited during controlled cooling such as cooling after cooling or blast cooling after forging, and an effect of improving fatigue strength. Will not be obtained sufficiently. In the present invention, the upper limit is not particularly specified, but if it exceeds 1350 ° C, grain boundary oxidation occurs,
Since the crystal grains become coarser than necessary, the upper limit is 135
It is preferably 0 ° C. or lower (more preferably 1300 ° C. or lower).
【0035】次に、鍛造終了温度は1000〜1250
℃の範囲内に制御する。その上限が1250℃を超える
とオーステナイト結晶粒が粗大化し、パーライトの粒径
とコロニーサイズが粗大化し、疲労強度の低下を招く。
好ましい上限値は1200℃である。一方、1000℃
未満になると、鍛造加熱時におけるNbやVの固溶能が
低下して冷却時の析出強化作用が低下したり、或いは変
形抵抗が大きくなって金型寿命が大幅に低下する。好ま
しい下限値は1050℃である。Next, the forging end temperature is 1000 to 1250.
Control within ° C. If the upper limit exceeds 1250 ° C, the austenite crystal grains become coarse, the grain size of pearlite and the colony size become coarse, and the fatigue strength decreases.
A preferable upper limit value is 1200 ° C. On the other hand, 1000 ° C
If it is less than the above range, the solid solution ability of Nb or V during heating forging decreases and the precipitation strengthening effect during cooling decreases, or the deformation resistance increases and the life of the die decreases significantly. A preferable lower limit value is 1050 ° C.
【0036】この様にして熱間鍛造を施してから所定の
形状に成形加工した後、800〜300℃の温度領域を
0.1〜5℃/secの冷却速度で空冷または衝風冷却
する。この温度領域における冷却速度が0.1℃/se
c未満になると、初析フェライトの体積率粒が増大し疲
労強度が低下すると共に、フェライト中で析出するV炭
化物が凝集してしまい、フェライトの強度を増加させる
ことのできる微細なV炭化物の量が減少し、疲労強度の
向上効果を十分に発揮させることができない。下限値と
して好ましいのは0.3℃/secである。一方、冷却
速度が5℃/secを超えると組織中にベイナイトが生
成して疲労強度が低下すると共に、冷却後に割れや歪み
を生じ易くなる。上限値として好ましいのは3℃/se
cである。After hot forging is performed in this manner and then formed into a predetermined shape, it is air-cooled or wind-blast cooled in a temperature range of 800 to 300 ° C. at a cooling rate of 0.1 to 5 ° C./sec. The cooling rate in this temperature range is 0.1 ° C / se
If it is less than c, the volume fraction particles of proeutectoid ferrite increase and the fatigue strength decreases, and V carbides that precipitate in ferrite aggregate, and the amount of fine V carbides that can increase the strength of ferrite. Is reduced, and the effect of improving fatigue strength cannot be fully exerted. The lower limit is preferably 0.3 ° C./sec. On the other hand, if the cooling rate exceeds 5 ° C./sec, bainite is generated in the structure to reduce the fatigue strength, and cracks and strains easily occur after cooling. The upper limit is preferably 3 ° C / se
c.
【0037】次に実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲
で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それら
はいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the present invention is not limited to the following examples, and changes may be made within a range compatible with the spirit of the preceding and following statements. Of course, it is possible to carry out, and all of them are included in the technical scope of the present invention.
【0038】[0038]
実施例1 表1および表2に示す化学組成の鋼を真空炉または生産
炉で溶製した後、熱間鍛造によってφ70mmの丸棒に
鍛伸してから200mmの長さに切断した。次いで、1
300℃に加熱した後、鍛造終了温度1150℃でφ5
0mmに熱間鍛造し、その後空冷した。尚、No.29は
JISのSCR440に相当する鋼であり、φ50mm
の丸棒に鍛造した後、焼入れ・焼戻し処理(調質処理)
を施したものであり、調質鋼の例とした。Example 1 Steels having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were melted in a vacuum furnace or a production furnace, then forged into a round bar of φ70 mm by hot forging, and then cut into a length of 200 mm. Then 1
After heating to 300 ° C, φ5 at the forging end temperature of 1150 ° C
It was hot forged to 0 mm and then air cooled. No. 29 is steel equivalent to JIS SCR440 and has a diameter of 50 mm.
After forging into a round bar, quenching and tempering (tempering)
The heat treated steel was used as an example.
【0039】この様にして得られた各丸棒からL方向の
D/4部を切削加工した後、JIS4号引張試験片、J
IS3号衝撃試験片、JIS1号回転曲げ疲労試験片を
採取し、室温にて各々試験を行った。得られた結果を夫
々表3および表4に示す。After cutting the D / 4 portion in the L direction from each round bar thus obtained, JIS No. 4 tensile test piece, J
An IS3 impact test piece and a JIS1 rotary bending fatigue test piece were sampled and tested at room temperature. The obtained results are shown in Table 3 and Table 4, respectively.
【0040】[0040]
【表1】 [Table 1]
【0041】[0041]
【表2】 [Table 2]
【0042】[0042]
【表3】 [Table 3]
【0043】[0043]
【表4】 [Table 4]
【0044】これらの結果から以下の様に考察すること
ができる。No.1〜16は本発明の規定要件を全て満足
する実施例であり、引張強さ及び疲労強度(σw)の何
れも高い値を示しており、且つ、これらの数値は、従来
鋼(No.31)の焼入れ・焼戻し材と比較しても同等若
しくはそれ以上の高値を有しており、従来の非調質鋼
(No.32)と比較しても大幅に改善されていることが
分かる。更に本発明鋼では、前記従来鋼や比較鋼に比べ
て疲れ限度比(σw/TS)が全て高い。このことは、
引張強さをあまり高めることなく疲労強度のみを向上す
ることが可能であることを意味するものである。From these results, it can be considered as follows. Nos. 1 to 16 are examples satisfying all the specified requirements of the present invention, and both the tensile strength and the fatigue strength (σw) show high values, and these values are the same as those of the conventional steel (No. It has a high value equal to or higher than that of the quenched and tempered material of .31) and is significantly improved compared to the conventional non-heat treated steel (No. 32). . Further, in the steel of the present invention, the fatigue limit ratios (σw / TS) are all higher than those of the conventional steel and the comparative steel. This means
This means that it is possible to improve only the fatigue strength without significantly increasing the tensile strength.
【0045】これに対して、No.17はC量が本発明で
規定する下限値より低いため疲労強度が低い。また、N
o.18はC量が本発明の上限値を超えるため引張強さが
高くなり過ぎると共に、得られた組織もフェライト・パ
ーライト組織の他にベイナイト組織が混在したものにな
っている。No.19はSi量が多いため引張強さが高く
なり過ぎると共に、得られた組織もフェライト・ベイナ
イト・マルテンサイト組織になっている。On the other hand, No. 17 has a low fatigue strength because the C content is lower than the lower limit value specified in the present invention. Also, N
O.18 has an excessively high tensile strength because the C content exceeds the upper limit of the present invention, and the obtained structure is a mixture of a bainite structure in addition to the ferrite / pearlite structure. Since No. 19 has a large amount of Si, the tensile strength becomes too high, and the obtained structure is also a ferrite bainite martensite structure.
【0046】No.20はMnが少なく且つパーライトコ
ロニーサイズおよびラメラー間隔が共に本発明で規定す
る上限値を超えるため疲労強度が低くなり、No.21
は、逆にMn量が多いために引張強さが高く衝撃値が低
くなる他、フェライト組織以外に、ベイナイト組織やマ
ルテンサイト組織も混在していた。No. 20 had a low Mn content, and both the pearlite colony size and the lamellar spacing exceeded the upper limits specified in the present invention, resulting in low fatigue strength.
On the contrary, since the Mn content was large, the tensile strength was high and the impact value was low, and in addition to the ferrite structure, a bainite structure and a martensite structure were also mixed.
【0047】No.22はS量が少ないためパーライト粒
度が粗くなり且つパーライトコロニーサイズおよびラメ
ラー間隔が上限値を超えるため疲労強度が高い例であ
り、一方、No.23はS量が多いために衝撃値および疲
労強度の両方が低下している。No.24は、Cr量が多
いため引張強さが高くなり過ぎると共に衝撃値も低く、
得られた組織もベイナイトやマルテンサイト組織が混在
したものになっている。No. 22 is an example in which the pearlite grain size becomes coarse due to the small amount of S and the pearlite colony size and the lamellar interval exceed the upper limit values, and the fatigue strength is high, while No. 23 is due to the large amount of S. Both impact value and fatigue strength are reduced. Since No. 24 has a large amount of Cr, the tensile strength becomes too high and the impact value is also low.
The obtained structure is also a mixture of bainite and martensite structures.
【0048】No.25は、V量が少なく且つパーライト
コロニーサイズやラメラー間隔が上限値を超えるため疲
労強度が低く、一方No.26はV量が多いため疲労強度
向上効果が飽和している例である。No.27はCr量が
少なく且つAlが多く、パーライトコロニーサイズおよ
びラメラー間隔が上限値を超えており、そのため疲労強
度が低い。No. 25 has a small amount of V and has a low fatigue strength because the pearlite colony size and the lamellar spacing exceed the upper limit values, while No. 26 has a large amount of V and the fatigue strength improving effect is saturated. Is. No. 27 has a small amount of Cr and a large amount of Al, and the pearlite colony size and the lamellar spacing exceed the upper limit values, so that the fatigue strength is low.
【0049】No.28はNが少なくパーライト粒度等も
全て粗いため析出効果が十分でなく、従って疲労強度も
低く、一方No.30はNを過剰に添加しており、その効
果が飽和している。No.29はO量が多くてAl2 O3
が多量に生成されるため、衝撃値および疲労強度の両方
が低い。No. 28 has a small amount of N and coarse pearlite grain size and the like, so that the precipitation effect is not sufficient and therefore the fatigue strength is low. On the other hand, No. 30 has an excessive addition of N, and the effect is saturated. There is. No. 29 has a large amount of O and is Al 2 O 3
Both the impact value and the fatigue strength are low because a large amount of is generated.
【0050】実施例2 表5に示す化学組成の鋼を真空炉で溶製した後、熱間鍛
造によってφ70mmの丸棒に鍛伸してから200mm
の長さに切断した。次いで、1300℃に加熱した後、
鍛造終了温度1000〜1260℃でφ50mmに熱間
鍛造し、その後、800〜300℃の平均例速度を0.
05〜10℃/secの範囲で変化させながら冷却し
た。この様にして得られた各丸棒からL方向のD/4部
を切削加工した後、実施例1と同様にして種々の特性を
評価した。その結果を表6に示す。尚、本実施例に用い
られる鋼組成を上記式に代入して得られる熱間鍛造時の
加熱温度(T)は1175℃であり、本実施例における
鋼材加熱温度1300℃は本発明の範囲内である。Example 2 Steels having the chemical compositions shown in Table 5 were melted in a vacuum furnace, and then hot-forged into a 70 mm-dia.
Cut to length. Then, after heating to 1300 ° C,
Hot forging to φ50 mm at a forging end temperature of 1000 to 1260 ° C., and then an average example speed of 800 to 300 ° C. of 0.
Cooling was performed while changing the temperature in the range of 05 to 10 ° C / sec. After cutting D / 4 part in the L direction from each round bar thus obtained, various characteristics were evaluated in the same manner as in Example 1. Table 6 shows the results. The heating temperature (T) during hot forging obtained by substituting the steel composition used in this example into the above formula is 1175 ° C, and the steel material heating temperature of 1300 ° C in this example is within the range of the present invention. Is.
【0051】[0051]
【表5】 [Table 5]
【0052】[0052]
【表6】 [Table 6]
【0053】表6から明らかな様に、本発明の要件を満
足するNo.1,No.4およびNo.5は引張強さ及び疲労
強度が高く、疲れ限度比も高い。これに対して、冷却速
度の大きいNo.2では、ベイナイト・マルテンサイト組
織が得られ、引張強さが高くなり過ぎると共に衝撃値も
低い。また、No.3は冷却速度の遅い例、No.6は鍛造
終了温度が高い例であり、いずれも衝撃値、疲れ限度お
よび疲れ限度比が低い。As is clear from Table 6, No. 1, No. 4 and No. 5 satisfying the requirements of the present invention have high tensile strength and fatigue strength, and a high fatigue limit ratio. On the other hand, with No. 2 having a high cooling rate, a bainite-martensite structure is obtained, the tensile strength becomes too high, and the impact value is low. Further, No. 3 is an example in which the cooling rate is slow, and No. 6 is an example in which the forging end temperature is high, and in both cases, the impact value, the fatigue limit and the fatigue limit ratio are low.
【0054】実施例3 前記表5に示す化学組成の鋼を真空炉で溶製した後、熱
間鍛造によってφ70mmの丸棒に鍛伸してから200
mmの長さに切断した。次いで、1100〜1300℃
に加熱した後、鍛造終了温度1000℃でφ50mmに
熱間鍛造し、その後、800〜300℃の平均冷却速度
を0.38℃/secで冷却した。この様にして得られ
た各丸棒からL方向のD/4部を切削加工した後、実施
例1と同様にして種々の特性を評価した。その結果を表
7に示す。尚、本実施例に用いられる鋼組成を上記式に
代入して得られる熱間鍛造時の加熱温度(T)は117
5℃である。Example 3 Steel having the chemical composition shown in Table 5 was melted in a vacuum furnace, and then hot forged into a round bar of φ70 mm, and then 200
It was cut to a length of mm. Then 1100 to 1300 ° C
After that, hot forging was performed to a diameter of 50 mm at a forging end temperature of 1000 ° C., and then the average cooling rate of 800 to 300 ° C. was cooled at 0.38 ° C./sec. After cutting D / 4 part in the L direction from each round bar thus obtained, various characteristics were evaluated in the same manner as in Example 1. Table 7 shows the results. The heating temperature (T) during hot forging obtained by substituting the steel composition used in this example into the above formula was 117.
5 ° C.
【0055】[0055]
【表7】 [Table 7]
【0056】表7から明らかな様に、本発明の要件を満
足するNo.1およびNo.2では、引張強さ及び疲れ限度
が高く、疲れ限度比も高い。これに対して、No.3およ
びNo.4は鋼材加熱温度が低い例であり、いずれも衝撃
値、疲れ限度および疲れ限度比が低い。As is clear from Table 7, in No. 1 and No. 2 satisfying the requirements of the present invention, the tensile strength and fatigue limit are high, and the fatigue limit ratio is also high. On the other hand, No. 3 and No. 4 are examples in which the steel material heating temperature is low, and both have low impact values, fatigue limits and fatigue limit ratios.
【0057】[0057]
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、被
削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い
疲労強度を有すると共に引張強さが70〜100kgf
/mm 2 程度の熱間鍛造非調質鋼を提供することができ
た。そして、本発明の製造方法を用いれば、熱間鍛造後
放冷または衝風冷却のままで上述した特性を有する鍛造
品を効率よく製造することができた。The present invention is constructed as described above, and
Higher than conventional non-heat treated steel without reducing machinability
Has fatigue strength and tensile strength of 70-100kgf
/ Mm Two Can provide the degree of hot forged non-heat treated steel
Was. And, if the manufacturing method of the present invention is used, after hot forging
Forging with the above-mentioned characteristics as it is left to cool or wind blown
The product could be manufactured efficiently.
Claims (4)
%(質量%、以下同じ),Si:0.05〜2.5%,
Mn:0.3〜2.5%,S:0.01〜0.10%,
Cr:0.05〜2.5%,V:0.05〜0.5%,
Al:0.01〜0.060%,N:0.005〜0.
030%,O:0.001〜0.005%,並びに残
部:Feおよび不可避不純物からなり、 該鋼を熱間鍛造した後の組織がフェライト・パーライト
組織を有すると共に、該パーライト組織が平均粒度番
号:3.0以上、パーライト中の平均コロニーサイズ:
20μm以下、および平均ラメラー間隔:0.30μm
以下の要件を満足することを特徴とする高疲労強度を有
する熱間鍛造非調質鋼。1. The composition of the steel is C: 0.15 to 0.60.
% (Mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.05 to 2.5%,
Mn: 0.3 to 2.5%, S: 0.01 to 0.10%,
Cr: 0.05 to 2.5%, V: 0.05 to 0.5%,
Al: 0.01 to 0.060%, N: 0.005 to 0.
030%, O: 0.001 to 0.005%, and the balance: Fe and inevitable impurities, the structure after hot forging of the steel has a ferrite-pearlite structure, and the pearlite structure has an average grain size number. : 3.0 or more, average colony size in perlite:
20 μm or less, and average lamellar spacing: 0.30 μm
A hot forged non-heat treated steel having high fatigue strength, characterized by satisfying the following requirements.
05%以下(0%を含まない),Zr:0.1%以下
(0%を含まない),Mo:1%以下(0%を含まな
い)およびNi:1%以下(0%を含まない)よりなる
群から選択される少なくとも1種を含有するものである
請求項1に記載の熱間鍛造非調質鋼。2. Further, Nb: 0.05% or less (not including 0%), Ti: 0.
05% or less (not including 0%), Zr: 0.1% or less (not including 0%), Mo: 1% or less (not including 0%) and Ni: 1% or less (not including 0%) The hot forged non-heat treated steel according to claim 1, which contains at least one selected from the group consisting of:
0.3%以下およびBi:0.3%以下よりなる群から
選択される少なくとも1種を含有するものである請求項
1または2に記載の熱間鍛造非調質鋼。3. As other elements, Pb: 0.3% or less, Ca: 0.01% or less, Te:
The hot forged non-heat treated steel according to claim 1 or 2, containing at least one selected from the group consisting of 0.3% or less and Bi: 0.3% or less.
℃、および800〜300℃における冷却速度:0.1
〜5℃/secに制御することによって鍛造品を製造す
る方法において、 請求項1〜3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を
用いると共に、 熱間鍛造時の鋼材加熱温度(T)が下記式を満足するこ
とを特徴とする鍛造品の製造方法。 T(℃)≧{30400/(20.5−log [V]4 ・
[C]3 )}−300 (式中、[ ]は各元素の質量%をそれぞれ意味する)4. Hot forging end temperature: 1000 to 1250
C., and cooling rate at 800 to 300.degree. C .: 0.1
In the method for producing a forged product by controlling to ~ 5 ° C / sec, the steel having the component composition according to any one of claims 1 to 3 is used, and the steel material heating temperature (T) during hot forging is A method for manufacturing a forged product, characterized by satisfying the following formula. T (° C) ≧ {30400 / (20.5-log [V] 4・
[C] 3 )}-300 (In the formula, [] means mass% of each element, respectively)
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