JP6662107B2 - Non-tempered steel for hot forging and automotive parts - Google Patents
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Description
本発明は熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品に関する。 The present invention relates to a hot-forged non-heat-treated steel and an automotive part such as a crankshaft made of the hot-forged non-heat-treated steel.
一般的にクランクシャフト等の自動車用部品は鋳造または鍛造にて製造されるが、強度や剛性が重視される場合は、炭素鋼または低合金鋼を熱間鍛造にて製造したものが使用されている。そして、さらに高強度化が必要な場合は、高周波焼入れ処理やガス軟窒化処理が行われる。 Generally, automotive parts such as crankshafts are manufactured by casting or forging, but if strength and rigidity are important, carbon steel or low alloy steel manufactured by hot forging is used. I have. Then, when further strengthening is required, induction hardening treatment or gas soft nitriding treatment is performed.
例えば特許文献１には高周波焼入れ処理について記載されている。高周波焼入れ処理は、鋼材の表面層をオーステナイト組織に加熱した後、急冷してマルテンサイト化し、硬化する方法であるが、熱処理後に変形する可能性があり、その結果、加工費の増加および歩留まりが低下する可能性がある。 For example, Patent Document 1 describes an induction hardening process. Induction quenching is a method in which the surface layer of steel is heated to an austenitic structure, then rapidly cooled to martensite and hardened.However, it may be deformed after heat treatment, resulting in an increase in processing cost and yield. May decrease.
また、例えば特許文献２にはガス軟窒化処理について記載されている。ガス軟窒化処理は、アンモニアを含んだ雰囲気中でＡｌ変態点以下の温度（５５０℃〜６５０℃程度）に加熱することにより、鋼材表面に窒素・炭素を侵入させ、微細な炭窒化物を析出させることにより表層硬化する方法である。高周波焼き入れや調質処理（焼入、焼戻）に比べて、熱処理歪が小さいという特徴があるが、非常に硬質な化合物層が表層にあるために、曲がり矯正加工性の低下ならびに耐焼付性が低下し得る。 Further, for example, Patent Literature 2 describes a gas soft nitriding treatment. In the gas nitrocarburizing treatment, nitrogen and carbon enter the steel surface by heating to a temperature below the Al transformation point (about 550 ° C. to 650 ° C.) in an atmosphere containing ammonia to precipitate fine carbonitrides. This is a method of hardening the surface layer. Compared to induction hardening and tempering treatments (quenching and tempering), it has the characteristic that the heat treatment distortion is small. May decrease.
このように高周波焼入後や軟窒化処理後には曲がり矯正加工を行う必要があり、製造上の大きな制約をなっている。 As described above, after the induction hardening or the soft nitriding treatment, it is necessary to perform a bending correction process, which is a great limitation in manufacturing.
これに対して特許文献３には、高周波焼入れや軟窒化処理の高強度化処理を施さずにクランクシャフトを製造する方法が記載されている。そして、特許文献３には、鋼材の成分を最適化することで疲労強度、耐摩耗性を有することができたと記載されているが、前述の高周波焼入れや軟窒化処理の高強度化処理を施す製造方法によって製造した場合に比べ被削性が不良となる。そのため大幅に切削費が増加してしまい、競争力が低くなる。 On the other hand, Patent Literature 3 discloses a method of manufacturing a crankshaft without performing high-strength processing such as induction hardening or soft nitriding. Patent Literature 3 describes that by optimizing the components of the steel material, fatigue strength and abrasion resistance could be obtained. Machinability is poorer than when manufactured by a manufacturing method. As a result, the cutting cost is greatly increased, and the competitiveness is reduced.
上記のように、従来、高周波焼入れ処理やガス軟窒化処理のような高強度化処理を施さずに、強度（疲労強度、耐焼付き性）が高位に保たれ、優れた製造性（被削性）をも備える鋼材は提案されていなかった。 As described above, strength (fatigue strength, seizure resistance) is maintained at a high level without performing high-strength treatment such as induction hardening or gas nitrocarburizing, and excellent manufacturability (machinability) ) Has not been proposed.
本発明は上記のような課題を解決することを目的とする。
すなわち、本発明の目的は、熱間加工後に調質処理（焼入れ・焼戻し）を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とが共に優れる熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品を提供することである。
An object of the present invention is to solve the above problems.
That is, an object of the present invention is a non-heat treated steel which can omit a tempering treatment (quenching / tempering) after hot working, and after being formed into a component shape by hot forging and machining, induction hardening, Non-heat treated steel for hot forging and its hot forging, which have excellent strength (especially fatigue strength and wear resistance) and manufacturability (especially machinability) even if surface hardening treatment such as soft nitriding is omitted. An object of the present invention is to provide automotive parts such as a crankshaft made of non-heat treated steel.
本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、本発明を完成させた。
本発明は以下の［１］〜［３］である。
［１］質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
を満たし、
熱間鍛造した場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼。
［２］上記（１）に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなる自動車用部品。
［３］上記（１）に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト。
The inventors of the present invention have made intensive studies to solve the above-mentioned problems, and have completed the present invention.
The present invention is the following [1] to [3].
[1] In mass%,
C: 0.45 to 0.75%,
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 2.0%,
Cu: 0.5% or less,
Ni: 0.5% or less,
S: 0.01-0.15%,
Cr: 0.01 to 1.5%,
Mo: 0.01-0.5%,
V: 0.01-0.5%,
Ce + Zr: 0.01-0.05%,
Al: 0.001 to 0.1%,
N: 0.005 to 0.025%,
The balance consists of Fe and unavoidable impurities,
Formula (1): 90 ≦ 100C + 27Si + 16Mn + 20Cr + 40Mo + 100V ≦ 120
Formula (2): 30 ≧ 125-144C + 10Si-28Mn-49Cr
Formula (3): 10 ≦ (Ce + Zr) / O ≦ 30
The filling,
Non-heat treated steel for hot forging, wherein the cross-sectional structure of the steel is pearlite or ferrite + pearlite when hot forged, and the area ratio of proeutectoid ferrite is less than 10%.
[2] An automotive part comprising the non-heat treated steel for hot forging according to the above (1).
[3] A crankshaft made of the non-heat treated steel for hot forging according to the above (1).
本発明によれば、熱間加工後に調質処理（焼入れ・焼戻し）を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とが共に優れる熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品を提供することができる。 According to the present invention, it is a non-heat treated steel which can omit a tempering treatment (quenching / tempering) after hot working, and after being formed into a part shape by hot forging and machining, induction hardening or soft nitriding. Even if the surface hardening treatment is omitted, the hot-forged non-heat treated steel and the hot-forged non-heat-treated steel that have both excellent strength (particularly fatigue strength and wear resistance) and excellent manufacturability (particularly machinability). An automotive component such as a crankshaft made of high quality steel can be provided.
本発明について説明する。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．７５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０、式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ、式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０を満たし、熱間鍛造した場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼である。
このような熱間鍛造用非調質鋼を、以下では「本発明の非調質鋼」ともいう。
The present invention will be described.
In the present invention, C: 0.45 to 0.75%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.5% or less, Ni : 0.5% or less, S: 0.01 to 0.15%, Cr: 0.01 to 1.5%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.01 to 0.5% , Ce + Zr: 0.01 to 0.05%, Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.005 to 0.025%, the balance being Fe and unavoidable impurities, the formula (1) : 90 ≦ 100C + 27Si + 16Mn + 20Cr + 40Mo + 100V ≦ 120, Formula (2): 30 ≧ 125-144C + 10Si-28Mn-49Cr, Formula (3): 10 ≦ (Ce + Zr) / O ≦ 30, and the steel cross-sectional structure is pearlite when hot forged. Or ferrite + pearlite, proeutectoid ferrite surface Rate is less than 10%, hot forging microalloyed steel.
Such non-heat treated steel for hot forging is hereinafter also referred to as “non-heat treated steel of the present invention”.
本発明の非調質鋼の組成について説明する。 The composition of the non-heat treated steel of the present invention will be described.
Ｃ成分の含有率は０．４５〜０．７５質量％である。
この含有率が低すぎると本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品（クランクシャフトを含む。以下、同様）の強度が低くなる傾向がある。逆に、この含有率が高すぎると、被削性（切削加工性）が低下する傾向がある。
The content of the component C is 0.45 to 0.75% by mass.
If the content is too low, the strength of the non-heat-treated steel of the present invention and automotive parts (including crankshafts; hereinafter the same) comprising the same tend to be low. Conversely, if the content is too high, machinability (cutting workability) tends to decrease.
Ｓｉ成分の含有率は０．０１〜１．０質量％である。
Ｓｉは鋼溶製時に脱酸剤として利用されるが、この含有率が上記範囲内であると、本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品の疲労強度を高めるように作用する。また、この含有率が高すぎると、熱間鍛造性を損ね製造性が低下する傾向がある。また、切削加工前の素材（熱間鍛造後）の硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる可能性がある。
The content of the Si component is 0.01 to 1.0% by mass.
Si is used as a deoxidizing agent at the time of steel smelting. When the content is within the above range, it acts to increase the fatigue strength of the non-heat-treated steel of the present invention and automotive parts made thereof. On the other hand, if the content is too high, hot forgeability tends to be impaired, and manufacturability tends to decrease. Further, the hardness of the material before cutting (after hot forging) becomes excessive, and there is a possibility that the machinability is deteriorated.
Ｍｎ成分の含有率は０．１〜２．０質量％である。
Ｍｎは脱酸剤として機能し、本発明の非調質鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。
また、この含有率が高すぎるとマルテンサイト組織を現出させやすくし、熱間鍛造後の硬さを高め、被削性の低下を招き、合わせて熱間鍛造性も損ねる可能性がある。
なお、Ｍｎは被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物を形成させるために必須の元素である。
The content of the Mn component is 0.1 to 2.0% by mass.
Mn functions as a deoxidizer and enhances the hardenability of the non-heat treated steel of the present invention to improve the strength.
On the other hand, if the content is too high, the martensitic structure is likely to appear, the hardness after hot forging is increased, the machinability is reduced, and the hot forgeability may be impaired.
Note that Mn is an essential element for forming a Mn-based sulfide that contributes to improvement in machinability.
Ｃｕ成分およびＮｉ成分の含有率は０．５質量％以下である。
これらの成分の含有率は、各々、０．００１質量％以上であることが好ましい。
これらの成分の含有率が上記の範囲であると焼入性が高まり、本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品の疲労強度が高まる。これらの成分の含有率が高すぎると、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下し、合わせて熱間鍛造性も損ねる可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。また、Ｃｕの多量添加はＣｕが鋼の粒界に偏析することに起因して、熱間割れが誘起される。
The content of the Cu component and the Ni component is 0.5% by mass or less.
The content of each of these components is preferably 0.001% by mass or more.
When the content of these components is in the above range, the hardenability is increased, and the fatigue strength of the non-heat-treated steel of the present invention and the automotive parts made thereof is increased. If the content of these components is too high, the hardness after hot forging is increased, the machinability is reduced, and the hot forgeability may be impaired. In this case, it leads to the cost UP. In addition, the addition of a large amount of Cu induces hot cracking due to segregation of Cu at the grain boundaries of steel.
Ｓ成分の含有率は０．０１〜０．１５質量％である。
Ｓ成分はＭｎと共に被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物の必須形成元素である。Ｓ成分の含有率が低すぎると、硫化物の生成量が不足して被削性が不十分となる。逆に、Ｓ成分の含有率が高すぎると、本発明の非調質鋼の靭性と延性が損なわれ、介在物が疲労破壊の起点となり、疲労強度特性を劣化させる傾向がある。
The content of the S component is 0.01 to 0.15% by mass.
The S component is an essential element for forming a Mn-based sulfide that contributes to improvement in machinability together with Mn. If the content of the S component is too low, the amount of sulfide generated will be insufficient and the machinability will be insufficient. Conversely, if the content of the S component is too high, the toughness and ductility of the non-heat treated steel of the present invention will be impaired, and inclusions will serve as starting points for fatigue failure, tending to degrade fatigue strength characteristics.
Ｃｒ成分の含有率は０．０１〜１．５質量％である。
Ｃｒ成分は焼入性を高めて強度を高め、加えて鋼の疲労強度を高める。Ｃｒ成分の含有率が高すぎると、この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下する可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
The content of the Cr component is 0.01 to 1.5% by mass.
The Cr component enhances hardenability to increase strength, and additionally increases the fatigue strength of steel. If the content of the Cr component is too high, the hot forgeability may be impaired if the content of this component is too high, and the hardness after hot forging may increase, resulting in a decrease in machinability. There is. In this case, it leads to the cost UP.
Ｍｏ成分の含有率は０．０１〜０．５質量％である。
Ｍｏ成分は焼入性を高めて強度を高め、加えて鋼の疲労強度および靭性を高める。この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下する可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
The content of the Mo component is 0.01 to 0.5% by mass.
The Mo component enhances the hardenability to increase the strength, and additionally increases the fatigue strength and toughness of the steel. If the content of this component is too high, hot forgeability may be impaired, and the hardness after hot forging may increase, resulting in a decrease in machinability. In this case, it leads to the cost UP.
Ｖ成分の含有率は０．０１〜０．５質量％である。
Ｖ成分はフェライトを強化し、鋼の疲労強度および靭性を高める。この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、炭窒化物熱間鍛造後の硬さを高め、被削性を低下させる可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
The content of the V component is 0.01 to 0.5% by mass.
The V component strengthens ferrite and increases the fatigue strength and toughness of steel. If the content of this component is too high, hot forgeability may be impaired, and the hardness after carbonitride hot forging may be increased and machinability may be reduced. In this case, it leads to the cost UP.
Ｃｅ成分とＺｒ成分の合計含有率（Ｃｅ＋Ｚｒ含有率）は０．０１〜０．０５質量％である。
この合計含有率が上記の範囲であるとＭｎＳが適切に分散するため好ましい。また、この合計含有率が高すぎると粗大な酸化物が発生する可能性があり、この場合、粗大な酸化物が起点となって亀裂等が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。
The total content of the Ce component and the Zr component (Ce + Zr content) is 0.01 to 0.05% by mass.
It is preferable that the total content is in the above range because MnS is appropriately dispersed. If the total content is too high, coarse oxides may be generated, and in this case, the coarse oxides may be used as starting points to cause cracks and the like, and as a result, fatigue strength is reduced. Tend to.
Ａｌ成分の含有率は０．００１〜０．１質量である。
Ａｌは鋼溶製時に脱酸剤として利用される。この含有率が高すぎると粗大な酸化物や炭窒化物が発生する可能性があり、この場合、粗大な酸化物が起点となって亀裂等が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。
The content of the Al component is 0.001 to 0.1 mass.
Al is used as a deoxidizing agent during steel melting. If this content is too high, coarse oxides and carbonitrides may be generated, and in this case, the coarse oxides may serve as starting points to cause cracks and the like. Tends to decrease.
Ｎ成分の含有率は０．００５〜０．０２５質量である。
この含有率がこのような範囲であると、Ｎ成分はＡｌ成分と結合して窒化物を形成し、この窒化物が微細に析出して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制して強度向上に寄与する。この成分の含有率が高すぎると、その効果は飽和し、却って粗大な炭窒化物が起点となって亀裂が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。さらには鋳造時にブローホールなどが発生して、鋼塊の健全性が損なわれる可能性がある。
The content of the N component is 0.005 to 0.025 mass.
When the content is in such a range, the N component combines with the Al component to form a nitride, and the nitride is finely precipitated, thereby suppressing the growth of crystal grains during hot forging and improving the strength. To contribute. If the content of this component is too high, the effect is saturated, and rather, there is a possibility that cracks may be generated starting from coarse carbonitrides, and as a result, fatigue strength tends to decrease. Furthermore, blowholes and the like may be generated during casting, and the soundness of the steel ingot may be impaired.
本発明の非調質鋼は、上記のような成分を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｆｅ中に含まれ得る不可避的不純物として、例えば、Ｐ、Ｏが挙げられる。
Ｐは鋼の靭性を低下させる可能性があるので、その含有率は０．０４質量％以下とすることが好ましい。
Ｏは０．０１質量％以下とすることが好ましい。粗大な酸化物が起点となって亀裂が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向があるからである。
The non-heat treated steel of the present invention contains the above components, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
Inevitable impurities that can be contained in Fe include, for example, P and O.
Since P may reduce the toughness of steel, its content is preferably set to 0.04% by mass or less.
O is preferably 0.01% by mass or less. This is because a coarse oxide may serve as a starting point to cause cracks, and as a result, fatigue strength tends to decrease.
本発明の非調質鋼における各成分は、以下に示す式（１）を満たす。
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖから算出される値が９０未満であると、得られる非調質鋼の疲労強度が低下する傾向があり、逆に、１２０を超えると、得られる非調質鋼の被削性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
Each component in the non-heat treated steel of the present invention satisfies the following expression (1).
Formula (1): 90 ≦ 100C + 27Si + 16Mn + 20Cr + 40Mo + 100V ≦ 120
If the value calculated from 100C + 27Si + 16Mn + 20Cr + 40Mo + 100V is less than 90, the fatigue strength of the obtained non-heat treated steel tends to decrease, and if it exceeds 120, the machinability of the obtained non-heat treated steel decreases. The inventor has found a tendency.
なお、ここで、１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖは、１００×Ｃ含有率＋２７×Ｓｉ含有率＋１６×Ｍｎ含有率＋２０×Ｃｒ含有率＋４０×Ｍｏ含有率＋１００×Ｖ含有率を意味する。
後述する式（２）および式（３）においても同様である。
Here, 100C + 27Si + 16Mn + 20Cr + 40Mo + 100V means 100 × C content + 27 × Si content + 16 × Mn content + 20 × Cr content + 40 × Mo content + 100 × V content.
The same applies to expressions (2) and (3) described later.
本発明の非調質鋼における各成分は、以下に示す式（２）を満たす。
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒから算出される値が３０を超えると、得られる非調質鋼の耐摩耗性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒから算出される値は−２０以上であることが好ましく、−１０以上であることがより好ましい。
Each component in the non-heat treated steel of the present invention satisfies the following expression (2).
Formula (2): 30 ≧ 125-144C + 10Si-28Mn-49Cr
The present inventor has found that when the value calculated from 125-144C + 10Si-28Mn-49Cr exceeds 30, the wear resistance of the obtained non-heat treated steel tends to decrease.
The value calculated from 125-144C + 10Si-28Mn-49Cr is preferably -20 or more, and more preferably -10 or more.
本発明の非調質鋼における各成分は、以下に示す式（３）を満たす。
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏから算出される値が１０未満または３０を超えると、得られる非調質鋼の被削性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
式（３）における下限値は１５であることが好ましく、上限値は２５であることが好ましい。
Each component in the non-heat treated steel of the present invention satisfies the following expression (3).
Formula (3): 10 ≦ (Ce + Zr) / O ≦ 30
The present inventor has found that if the value calculated from (Ce + Zr) / O is less than 10 or more than 30, the machinability of the obtained non-heat treated steel tends to decrease.
The lower limit in the formula (3) is preferably 15, and the upper limit is preferably 25.
本発明の非調質鋼は上記のような組成を備え、さらに熱間鍛造した場合（熱間鍛造直後であって、調質処理を施してないもの）、鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライト（フェライトとパーライトとが混在した組成）となるものである。 The non-heat treated steel of the present invention has the above composition, and when further hot forged (immediately after hot forging and not subjected to heat treatment), the steel cross-sectional structure is pearlite or ferrite + pearlite. (Composition of a mixture of ferrite and pearlite).
本発明の非調質鋼は上記のような組成を備え、さらに熱間鍛造した場合（熱間鍛造直後であって、調質処理を施してないもの）における初析フェライト面積率が１０％未満であるものである。
初析フェライト面積率は、熱間鍛造後の鋼片を樹脂に埋めて固めた後、ピクラール液で腐食したものを、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で５視野撮影し、写真を画像解析ソフト（ＷｉｎＲＯＯＦ）を用いて解析して、求めた値を意味するものとする。
The non-heat treated steel of the present invention has the above composition, and further has a proeutectoid ferrite area ratio of less than 10% when hot forged (immediately after hot forging and not subjected to a tempering treatment). It is something that is.
The area ratio of proeutectoid ferrite is determined by embedding the steel forged steel in hot forging and solidifying it. (WinROOF) means the value obtained by analysis.
このような本発明の非調質鋼は熱間鍛造後の調質処理を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後の高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とに優れる。 Such a non-heat treated steel of the present invention is a non-heat treated steel that can omit a tempering treatment after hot forging, and is formed by induction hardening or softening after forming into a component shape by hot forging and machining. Even if the surface hardening treatment such as nitriding is omitted, it is excellent in strength (particularly fatigue strength and wear resistance) and manufacturability (particularly machinability).
また、本発明は、上記のような本発明の非調質鋼からなる自動車用部品である。
また、この自動車部品としてクランクシャフトを好適例として挙げられる。
このようなクランクシャフトに代表される自動車用部品は、その製造過程において高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略することができるので、曲がりが極めて少なくなる。
Further, the present invention is an automobile part made of the non-heat treated steel of the present invention as described above.
Further, a crankshaft is a preferred example of the automobile part.
The automotive parts represented by such a crankshaft can be hardly bent since a surface hardening treatment such as induction hardening or soft nitriding can be omitted in the manufacturing process.
＜試験片の製造＞
第１表に示す組成となるように１５０ｋｇの原料を混合し、真空溶解炉で溶製し、１２５０℃で断面直径が７０ｍｍの丸棒へ鍛伸した。次に、１２５０℃で加熱し、１０５０℃の仕上げ温度で、断面が４５ｍｍ角の棒状片に熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行った。
このような操作を行って、第１表に示す発明鋼１〜５および比較鋼６〜９の各々に係る試験片を得た。
なお、試験片は、鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満であることを確認した。
<Manufacture of test pieces>
150 kg of raw materials were mixed so as to have the composition shown in Table 1, melted in a vacuum melting furnace, and forged at 1250 ° C. into a round bar having a cross-sectional diameter of 70 mm. Next, it was heated at 1250 ° C., hot forged into a bar-shaped piece having a cross section of 45 mm square at a finishing temperature of 1050 ° C., and then air-cooled to room temperature.
By performing such an operation, test pieces according to invention steels 1 to 5 and comparative steels 6 to 9 shown in Table 1 were obtained.
The test piece was confirmed to have a pearlite or ferrite + pearlite cross-sectional structure and an area ratio of pro-eutectoid ferrite of less than 10%.
＜曲げ強度試験＞
４５ｍｍ角片の1／２部から断面直径１８ｍｍの丸棒（長さ２１０ｍｍ）を切り出し、平行部径がφ１８ｍｍであり、中央に２か所の試験部を設けた試験片を得た。ここで試験部には曲率半径がＲ２の応力集中部を設けた。また、試験部における平行部径はφ１０ｍｍであり、この平行部の長さは約２０ｍｍである。そして、試験片を用いて、常温の大気中にて、疲労試験装置（装置名：小野式回転曲げ疲労試験機）を用い、２５００ｒｐｍの条件で疲労試験を行い、各試験片の曲げ強度を測定した。
結果を第１表に示す。
<Bending strength test>
A round bar (length: 210 mm) having a cross-sectional diameter of 18 mm was cut out from 1/2 of the 45 mm square piece to obtain a test piece having a parallel portion diameter of 18 mm and two test portions provided at the center. Here, the test portion was provided with a stress concentration portion having a radius of curvature of R2. The diameter of the parallel portion in the test portion is 10 mm, and the length of the parallel portion is about 20 mm. Then, a fatigue test is performed using the test piece in an atmosphere at normal temperature using a fatigue test device (device name: Ono-type rotary bending fatigue tester) at 2500 rpm, and the bending strength of each test piece is measured. did.
The results are shown in Table 1.
＜耐摩耗試験＞
４５ｍｍ角片から、外径φ２５．６ｍｍ、内径φ２０ｍｍ、長さ１５ｍｍの筒状試験片を切り出した。そして、４５ｍｍ角、長さ１０ｍｍのＡｌ材を相手材とし、ピン・リングオンディスク型摩擦摩耗試験機を用いて焼付き試験を実施した。ここで、筒状試験片（リング）と相手材（ディスク）は１００℃の油に完全に浸した状態で試験した。また、筒状試験片（リング）の摺動速度（回転速度）は２ｍ／ｓとした。また、試験では滑り速度を固定し、荷重を５ｋｇｆ／ｍｉｎずつ増加させていき、動摩擦係数（μ）に大きな変化が現われた時点の荷重を焼付き荷重とした。ここで荷重の上限値は３５０ｋｇｆとした。荷重を３５０ｋｇｆまで増加させても動摩擦係数（μ）に変化が無い場合は焼き付きがないと判断できるためである。
結果を第１表に示す。
<Wear resistance test>
From the 45 mm square piece, a cylindrical test piece having an outer diameter of 25.6 mm, an inner diameter of 20 mm, and a length of 15 mm was cut. A seizure test was performed using a 45 mm square, 10 mm long Al material as a mating material using a pin-ring-on-disk friction and wear tester. Here, the test was performed with the cylindrical test piece (ring) and the mating material (disk) completely immersed in 100 ° C. oil. The sliding speed (rotation speed) of the cylindrical test piece (ring) was 2 m / s. In the test, the sliding speed was fixed, the load was increased by 5 kgf / min, and the load at which a large change in the dynamic friction coefficient (μ) appeared was defined as the seizure load. Here, the upper limit of the load was 350 kgf. This is because if there is no change in the dynamic friction coefficient (μ) even when the load is increased to 350 kgf, it can be determined that there is no image sticking.
The results are shown in Table 1.
＜被削性試験＞
４０ｍｍ×４０ｍｍ×１９９ｍｍの試験片をφ５ｍｍのストレートシャンクドリルで加工し、切屑の一個当たりの重量（ｍｇ／個）を測定した。そして、３０ｍｇ／個以上の切屑が発生し、切屑が長いため被削性が悪いものを×、２０〜２５ｍｇ／個の短い切屑が発生し、被削性が良いものを○とした。また、２０ｍｇ／個未満の短い切屑が発生するものを特に優れるものとして◎とした。
結果を第１表に示す。
<Machinability test>
A test piece of 40 mm × 40 mm × 199 mm was processed with a straight shank drill of φ5 mm, and the weight per chip (mg / piece) was measured. Then, chips of 30 mg / piece or more were generated, and chips having poor machinability due to long chips were evaluated as x. Short chips of 20 to 25 mg / piece were generated and those of good machinability were evaluated as ○. In addition, a sample in which short chips of less than 20 mg / piece were generated was evaluated as ◎ as a particularly excellent one.
The results are shown in Table 1.
第１表に示すように、発明鋼１〜５は、いずれも曲げ強度が高く、耐摩耗性および被削性に優れることがわかる。
発明鋼１〜５のような鋼材は熱間鍛造後の調質処理を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後の高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とに優れる。また、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略することができるので、発明鋼１〜５の鋼材からなるクランクシャフトのような自動車部材は、曲がりが極めて少なくなる。
As shown in Table 1, it is understood that all of the inventive steels 1 to 5 have high bending strength and are excellent in wear resistance and machinability.
Steel materials such as invention steels 1 to 5 are non-heat treated steels that can be omitted from the tempering treatment after hot forging, and induction hardening or nitrocarburizing after forming into a part shape by hot forging and machining. Even if the surface hardening treatment is omitted, the strength (particularly fatigue strength and wear resistance) and the manufacturability (particularly machinability) are excellent. Further, since surface hardening treatments such as induction hardening and soft nitriding can be omitted, bending of an automobile member such as a crankshaft made of steel materials of the invention steels 1 to 5 is extremely reduced.
これに対して、比較鋼６は曲げ強度が低い。これは比較鋼６が式（１）を満たさないためと考えられる。曲げ強度は４５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば良く、５５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であると極めて良いと判断される。
また、比較鋼７は被削性に劣る。これは比較鋼７が式（３）を満たさないためと考えられる。
また、比較鋼８は被削性に劣る。これは比較鋼８が式（１）を満たさないためと考えられる。
さらに、比較鋼９は耐摩耗性に劣る。これは比較鋼９が式（２）を満たさないためと考えられる。
On the other hand, the comparative steel 6 has low bending strength. This is considered because the comparative steel 6 does not satisfy the expression (1). Flexural strength as long 45 kgf / mm 2 or more, it is determined that a very good and is 55 kgf / mm 2 or more.
Comparative steel 7 is inferior in machinability. This is considered because the comparative steel 7 does not satisfy the expression (3).
Comparative steel 8 is inferior in machinability. This is considered because the comparative steel 8 does not satisfy the expression (1).
Furthermore, the comparative steel 9 is inferior in wear resistance. This is considered because the comparative steel 9 does not satisfy the expression (2).
Claims (3)
Ｃ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
を満たし、
熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行っただけの場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼。 In mass%,
C: 0.45 to 0.75%,
Si: 0.01 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 2.0%,
Cu: 0.5% or less,
Ni: 0.5% or less,
S: 0.01-0.15%,
Cr: 0.01 to 1.5%,
Mo: 0.01-0.5%,
V: 0.01-0.5%,
Ce + Zr: 0.01-0.05%,
Al: 0.001 to 0.1%,
N: 0.005 to 0.025%,
The balance consists of Fe and unavoidable impurities,
Formula (1): 90 ≦ 100C + 27Si + 16Mn + 20Cr + 40Mo + 100V ≦ 120
Formula (2): 30 ≧ 125-144C + 10Si-28Mn-49Cr
Formula (3): 10 ≦ (Ce + Zr) / O ≦ 30
The filling,
Non-heat treated steel for hot forging, which has a pearlite or ferrite + pearlite cross-sectional structure and a proeutectoid ferrite area ratio of less than 10% when only hot forging and then air cooling to room temperature are performed. .
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