JP2008144211A - V-containing non-heat treated steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、Ｖ含有非調質鋼に関し、なかでも自動車などのクランクシャフトの素材として好適なＶ含有非調質鋼に関する。 The present invention relates to a V-containing non-heat treated steel, and more particularly to a V-containing non-heat treated steel suitable as a material for a crankshaft of an automobile or the like.
従来、自動車などのクランクシャフトは、中炭素鋼を素材として鍛造などの方法によって所望の形状に熱間で加工した後、調質処理（焼き入れ−焼き戻し処理）を施すことによって、その組織を焼戻しマルテンサイト組織として硬さを高め、所望の疲労強度が確保されていた。 Conventionally, crankshafts of automobiles, etc., have been processed by heat treatment into a desired shape by a method such as forging using medium carbon steel as a raw material, and then subjected to a tempering treatment (quenching-tempering treatment). Hardness was increased as a tempered martensite structure, and a desired fatigue strength was secured.
しかしながら、コスト削減や省エネルギーの観点から調質処理を省略することが望まれ、近年ではその要求が特に大きくなっている。 However, from the viewpoint of cost reduction and energy saving, it is desired to omit the tempering process, and in recent years, the demand has become particularly large.
一方、調質処理を省略すると、中炭素鋼の組織は一般にフェライト−パーライト組織となるため、従来の調質処理によって得られる組織（焼戻しマルテンサイト組織）と比較して硬さが低くなり、所望の疲労強度を確保することができない。 On the other hand, if the tempering treatment is omitted, the structure of the medium carbon steel is generally a ferrite-pearlite structure, so that the hardness is lower than the structure obtained by the conventional tempering treatment (tempered martensite structure), and the desired The fatigue strength cannot be ensured.
このため、昭和５０年代後半から、調質処理を施さずとも所望の硬さを確保することができる各種の非調質鋼が提案され、例えば、特許文献１〜５には、代表的な析出強化元素であるＶを添加し、１０００℃以下の温度域で析出するＶ系の析出物の析出強化によって、調質処理の省略を可能にしたＶ含有非調質鋼に関する技術が提案されている。 For this reason, since the latter half of the Showa 50s, various non-tempered steels that can ensure a desired hardness without being subjected to tempering treatment have been proposed. There has been proposed a technology related to V-containing non-tempered steel, in which V, which is a strengthening element, is added and tempering treatment can be omitted by precipitation strengthening of V-based precipitates precipitated in a temperature range of 1000 ° C. or lower. .
具体的には、特許文献１に、重量％で、Ｓｉ：２％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ ：０．０１０％以下及び不可避的不純物を含む鋼において、更にＣ：０．１０〜０．６％、Ｍｎ：０．３ 〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、更に必要に応じて、特定量のＰｂ、Ｃａ、Ｔｅ及びＢのうちの１種以上及び／又は特定量のＺｒ、Ｈｆ、Ｙ、希土類元素及びＭｇのうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなると共に、平均粒径が０．１〜５μｍである介在物を１×１０2〜１×１０6個／ｍｍ2含有し、上記介在物がＴｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、及び該Ｔｉ酸・窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物であることを特徴とする「熱間鍛造用高強度高靱性非調質鋼」が開示されている。 Specifically, in Patent Document 1, steel containing, by weight, Si: 2% or less, S: 0.10% or less, N: 0.02% or less, O 2: 0.010% or less, and unavoidable impurities. In addition, C: 0.10 to 0.6%, Mn: 0.3 to 2.5%, Cr: 0.05 to 2.5%, V: 0.03 to 0.5%, Al: 0 0.060% or less, Ti: 0.005 to 0.03%, and if necessary, one or more of Pb, Ca, Te and B in a specific amount and / or a specific amount of Zr, Hf , Y, rare earth elements, and Mg are contained, and the balance is made of Fe and inevitable impurity elements, and inclusions having an average particle diameter of 0.1 to 5 μm are 1 × 10 2 to 1 × 10 6 / mm 2 contains, the inclusions of Ti acid nitrides, MnS, and composite compounds mainly the Ti acid nitrides and MnS "For hot forging a high strength and high toughness non heat-treated steel" is disclosed, characterized in that.
特許文献２に、重量比として、Ｃ ：０.１０〜０.６０％、Ｓｉ：０.００５〜２.００％、Ｍｎ：０.５５〜２.００％、Ｓ ：０.０１〜０.１０％、Ａｌ：０.０００５〜０.０５％、Ｖ：０.３０％超０.７０％以下、Ｔｉ：０.００３〜０.０５０％、を含有し、更に、必要に応じて、(i)Ｎｂ：０.００５〜０.１０％、(ii)Ｃｒ：０.１０〜１.５０％、Ｍｏ：０.０５〜１.００％、のうち一種又は二種、(iii)Ｃａ：０.０００５〜０.００５％、Ｐｂ：０.０４〜０.３０％、のうち一種又は二種及び(iv)Ｔｅ：０.０１〜０.１５％、Ｓｅ：０.０１〜０.１５％、Ｂｉ：０.０４〜０.３％のうち一種又は二種以上、のうちの一群以上の元素を含み、更にＮ：０.００８％未満、Ｐ：０.０３５％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする「疲労強度に優れた熱間鍛造用非調質鋼材」が開示されている。 In Patent Document 2, as a weight ratio, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.005 to 2.00%, Mn: 0.55 to 2.00%, S: 0.01 to 0.00. 10%, Al: 0.0005 to 0.05%, V: more than 0.30% and 0.70% or less, Ti: 0.003 to 0.050%, and if necessary, ( i) Nb: 0.005 to 0.10%, (ii) Cr: 0.10 to 1.50%, Mo: 0.05 to 1.00%, one or two types, (iii) Ca: One or two of 0.0005 to 0.005%, Pb: 0.04 to 0.30%, and (iv) Te: 0.01 to 0.15%, Se: 0.01 to 0.15 %, Bi: from 0.04 to 0.3%, including one or more elements, and N: less than 0.008% and P: 0.035% or less, The balance is made of iron and inevitable impurities. Excellent hot forging non-heat treated steel "to labor intensity is disclosed.
特許文献３に、熱間鍛造時に一体で鍛造され、その後に強制破断分離して製造されるコネクティングロッド（以下、「コンロッド」という。）用の材料として、ＴｉとＶを複合して含有させて靱性を下げた破断分離性の良い非調質鋼、具体的には、重量比にしてＣ：０．１８〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、Ｓ：０．１３〜０．３０％、Ｃｒ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０１０％未満、Ｖ：０．１８〜１．００％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００９０％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成の、熱間鍛造後非調質で高い疲労強度と優れた被削性が得られ、かつ強制破断分離前後の形状変化が極めて小さい「被削性の優れた低延性非調質鋼」が開示されている。 In Patent Document 3, Ti and V are combined and contained as a material for a connecting rod (hereinafter referred to as “connecting rod”) that is integrally forged at the time of hot forging and then manufactured by forced fracture separation. Non-tempered steel with good fracture separation and reduced toughness, specifically, C: 0.18 to 0.45%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.40 in weight ratio To 1.50%, P: 0.04 to 0.20%, S: 0.13 to 0.30%, Cr: 0.10 to 0.35%, Al: less than 0.010%, V: 0 18 to 1.00%, B: 0.0003 to 0.0060%, Ti: 0.01 to 0.06%, N: 0.0090% or less, O: less than 0.0020%, Ca: 0.0. 0005 to 0.0200%, Mg: 0.0005 to 0.0200%, the balance is Fe and inevitable impurities Highly fatigue strength and excellent machinability with non-tempering after hot forging with a chemical composition of `` low ductility non-tempered steel with excellent machinability and extremely small shape change before and after forced fracture separation '' Is disclosed.
特許文献４及び特許文献５に、それぞれ、Ｖを含有し、常温での冷間分割加工が可能でその破断面がフラットな脆性破面を呈し、自動車などのエンジンのコンロッドやコンロッドキャップ用の材料として好適な「高強度・低延性非調質鋼」及び「高強度・高降伏比・低延性非調質鋼」が開示されている。 Patent Document 4 and Patent Document 5 each contain V, can be cold-partitioned at room temperature, exhibit a brittle fracture surface with a flat fracture surface, and materials for connecting rods and connecting rod caps of engines such as automobiles "High strength / low ductility non-heat treated steel" and "High strength / high yield ratio / low ductility non-heat treated steel" are disclosed.
また、特許文献６には、必要に応じてＶを含有する非調質鋼に関する技術が提案されている。すなわち、特許文献６に、常温での冷間分割加工が可能でその破断面がフラットな脆性破面を呈し、自動車などのエンジンのコンロッドやコンロッドキャップ用の材料として好適な、必要に応じてＶを含有する「高強度・低延性非調質鋼」が開示されている。 Patent Document 6 proposes a technique related to non-tempered steel containing V as necessary. That is, Patent Document 6 discloses a brittle fracture surface that can be cold-partitioned at room temperature and has a flat fracture surface, and is suitable as a material for connecting rods and connecting rod caps of engines such as automobiles. "High-strength, low-ductility non-refined steel" containing is disclosed.
前記の特許文献１及び特許文献２で開示された非調質鋼を素材としてクランクシャフトを鍛造した場合、製造ロット間で硬さにばらつきが発生して性能がばらつくことがあり、また、一本のクランクシャフト内においても、ピンフィレット部とジャーナル部との硬さに差が生じ、クランクシャフトとしての所望の性能が得られないことがあった。 When the crankshaft is forged using the non-heat treated steel disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2, the hardness may vary between production lots, and the performance may vary. Even in the crankshaft, there is a difference in hardness between the pin fillet portion and the journal portion, and the desired performance as the crankshaft may not be obtained.
また、特許文献３〜６で開示された、所謂「クラッキングコンロッド」用の素材となる非調質鋼は、破断分離性を高めるために、例えば、ＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー衝撃試験片（JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片）を用いた場合の室温での衝撃値を５Ｊ／ｃｍ2程度にまで下げて靱性を低めたものである。このため、これらの非調質鋼をクランクシャフトの素材として用いた場合には、加えられた衝撃荷重に耐えることができずに破断してしまうことがあった。 Further, the non-heat treated steel disclosed in Patent Documents 3 to 6 and used as a material for so-called “cracking connecting rods” is, for example, a JIS No. 4 V-notch Charpy impact test piece (JIS Z 2202) in order to improve fracture separation. (1998) V-notch test piece having a width of 10 mm is used, and the toughness is lowered by lowering the impact value at room temperature to about 5 J / cm 2 . For this reason, when these non-tempered steels are used as the material for the crankshaft, they may not withstand the applied impact load and may break.
そこで、本発明の目的は、熱間加工後の調質処理を省略しても、ばらつきの小さい安定した硬さ分布が得られるとともに、前記JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた場合の室温での衝撃値として少なくとも１２Ｊ／ｃｍ2程度の靱性が得られるＶ含有非調質鋼、なかでも、クランクシャフトの素材として用いた場合に、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られるとともに、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができるＶ含有非調質鋼を提供することである。 Therefore, the object of the present invention is to obtain a stable hardness distribution with little variation even if the tempering treatment after hot working is omitted, and the width described in JIS Z 2202 (1998) is 10 mm. When using V-notched tempered steel as a material for crankshafts, it is possible to obtain a toughness of at least about 12 J / cm 2 as an impact value at room temperature when using a V-notch test piece. Of course, even within a single crankshaft, there is little variation in hardness, a stable hardness distribution can be obtained, and even if an impact load is applied to the crankshaft, it can withstand that impact load. Is to provide quality steel.
本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の非調質鋼を用いて熱間加工を模擬した試験を実施し、加熱温度に伴う硬さの変化、加熱温度が微細組織や各種析出物の析出挙動に及ぼす影響について詳細に検討した。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors conducted a test simulating hot working using various non-heat treated steels, and the change in hardness accompanying the heating temperature, the heating temperature is a microstructure or The effects of various precipitates on the precipitation behavior were examined in detail. As a result, the following findings (a) to (d) were obtained.
（ａ）従来の非調質鋼を素材とした場合、熱間加工する際の加熱温度が低めの製造ロットでは硬さが低くなる。また、一本のクランクシャフト内においても、鍛造前の鋼片の加熱時に鋼片表層と内部の温度差が大きくなった場合、製品となるクランクシャフトのピンフィレット部とジャーナルフィレット部とで硬さの差が生じて所望の性能が得られなくなる。特に高周波加熱で鋼片を加熱する場合には、鋼片表層に比べ内部の温度が低くなる傾向があり、このような場合には鋼片表層部で形成されるジャーナルフィレット部に比べ、鋼片内部に相当する部分で形成されるピンフィレット部の硬さが低くなる。このように、従来の非調質鋼を素材とする場合に生じる硬さばらつきは、いわゆる「硬さの加熱温度依存性」が大きいことに起因する。 (A) When conventional non-tempered steel is used as a raw material, the hardness becomes low in a production lot with a low heating temperature during hot working. Also, even within a single crankshaft, if the temperature difference between the steel slab surface layer and the interior increases during heating of the steel slab before forging, the hardness of the pin fillet part and journal fillet part of the product crankshaft will increase. The difference between the above occurs and the desired performance cannot be obtained. In particular, when a steel slab is heated by high-frequency heating, the internal temperature tends to be lower than that of the steel slab surface layer. In such a case, the steel slab is inferior to the journal fillet part formed by the steel slab surface layer part. The hardness of the pin fillet portion formed at the portion corresponding to the inside is reduced. As described above, the hardness variation that occurs when the conventional non-tempered steel is used as a raw material is caused by a large so-called “heating temperature dependency of hardness”.
（ｂ）Ｖ含有非調質鋼の硬さは、マトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率と、冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量に依存する。したがって、「硬さの加熱温度依存性」を小さくするには、第一にマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率の加熱温度依存性と、第二に冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量の加熱温度依存性を小さくすればよい。 (B) The hardness of the V-containing non-heat treated steel depends on the ferrite rate of the ferrite-pearlite structure as a matrix and the precipitation amount of V-based fine precipitates that finely precipitate in the cooling process. Therefore, in order to reduce the “heating temperature dependency of hardness”, first, the heating temperature dependency of the ferrite ratio of the ferrite-pearlite structure as a matrix, and second, V-based fine precipitation that finely precipitates during the cooling process. What is necessary is just to make heating temperature dependence of the precipitation amount of a thing small.
（ｃ）Ｖ含有非調質鋼においてマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率の加熱温度依存性を小さくするには、オーステナイト粒のピン止めに作用するＮ、Ｔｉ、Ａｌの鋼中含有量を減じることが有効である。 (C) In order to reduce the heating temperature dependence of the ferrite rate of the ferrite-pearlite structure which is a matrix in the V-containing non-heat treated steel, the contents of N, Ti and Al acting on the pinning of austenite grains are reduced. It is effective to reduce.
すなわち、組織や硬さを調節するための熱処理である調質処理を施す必要がない非調質鋼の場合には、熱間加工中及び熱間加工後の冷却過程で発達した結晶組織がそのまま鋼の組織となる。 In other words, in the case of non-tempered steel that does not require tempering, which is a heat treatment for adjusting the structure and hardness, the crystal structure developed in the cooling process during and after hot working remains as it is. It becomes a steel structure.
上記の熱間加工は、オーステナイト単相領域である、例えば１０００℃以上という、高い温度に加熱保持してから行われる。Ｎ、Ｔｉ、Ａｌの含有量が高いと、１０００℃以上の高温に加熱した場合、オーステナイト中に比較的粗大な複合析出物（炭窒化物）が析出する。この様な比較的粗大な析出物は析出強化には寄与しないものの、オーステナイト粒界をピン止めする作用がある。このため、熱間加工前の加熱温度に差が生じると、オーステナイト単相域で存在するこの比較的粗大な析出物の量が変動し、オーステナイト粒界に対するピン止め力に差が生じ、その結果オーステナイト粒径が変動する。 The hot working is performed after heating and holding at a high temperature, for example, 1000 ° C. or higher, which is an austenite single phase region. When the content of N, Ti, and Al is high, a relatively coarse composite precipitate (carbonitride) precipitates in austenite when heated to a high temperature of 1000 ° C. or higher. Such relatively coarse precipitates do not contribute to precipitation strengthening, but have the effect of pinning austenite grain boundaries. For this reason, if there is a difference in the heating temperature before hot working, the amount of this relatively coarse precipitate that exists in the austenite single phase region will fluctuate, resulting in a difference in the pinning force against the austenite grain boundary, and as a result The austenite particle size varies.
そして、オーステナイト粒界はフェライトの生成サイトとなるため、オーステナイト粒径が変動すると、これによって冷却後の組織に占めるフェライト−パーライト組織のフェライト率も変動し、結果的にフェライト率の加熱温度依存性が大きくなる。 And since the austenite grain boundary becomes a ferrite formation site, when the austenite grain size fluctuates, the ferrite ratio of the ferrite-pearlite structure in the microstructure after cooling also fluctuates. As a result, the ferrite temperature depends on the heating temperature. Becomes larger.
すなわち、加熱温度が低い場合には、オーステナイト中に存在する比較的粗大な析出物の量が増え、その析出物にピン止めされてオーステナイト粒は成長しない。よって、冷却後のマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率が高くなり、硬さが低下してしまう。一方、加熱温度が高い場合には、オーステナイト中に存在する比較的粗大な析出物の量が減り、析出物のピン止め力は小さくなりオーステナイト粒は成長する。よって、冷却後のマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率が低くなり、硬さが上昇してしまう。 That is, when the heating temperature is low, the amount of relatively coarse precipitates present in the austenite increases, and the austenite grains do not grow by being pinned by the precipitates. Therefore, the ferrite rate of the ferrite-pearlite structure, which is the matrix after cooling, increases and the hardness decreases. On the other hand, when the heating temperature is high, the amount of relatively coarse precipitates present in the austenite decreases, the pinning force of the precipitates decreases, and austenite grains grow. Therefore, the ferrite rate of the ferrite-pearlite structure which is the matrix after cooling is lowered, and the hardness is increased.
以上のように、オーステナイト中で比較的粗大な複合析出物（炭窒化物）を形成するＮ、Ｔｉ、Ａｌの含有量が高いことが、加熱温度により硬さにばらつきを生じてしまう原因となる。 As described above, the high content of N, Ti, and Al that forms relatively coarse composite precipitates (carbonitrides) in austenite causes variations in hardness depending on the heating temperature. .
したがって、「硬さの加熱温度依存性」を小さくするには、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌの鋼中含有量を減じることが先ず第一に有効である。 Therefore, in order to reduce the “heating temperature dependency of hardness”, first of all, it is effective to reduce the content of N, Ti and Al in steel.
（ｄ）Ｖ含有非調質鋼において、冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量の加熱温度依存性を小さくするには、ＶとＮの含有量が、質量％で、Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たすように制御する必要がある。 (D) In the V-containing non-heat treated steel, in order to reduce the heating temperature dependency of the precipitation amount of the V-based fine precipitates that are finely precipitated in the cooling process, the V and N contents are expressed by mass%, %) + 30N (%) ≦ 0.375%.
すなわち、硬さを調節するための熱処理である調質処理を施す必要がない非調質鋼の場合には、熱間加工後の冷却過程で微細析出するＶ系の析出物の析出強化により強化を図る必要がある。そのためには、冷却前の状態においてマトリックスに十分Ｖを固溶させておくことが重要である。 In other words, in the case of non-tempered steel that does not require tempering, which is a heat treatment for adjusting the hardness, it is strengthened by precipitation strengthening of V-based precipitates that are finely precipitated in the cooling process after hot working. It is necessary to plan. For that purpose, it is important that V is sufficiently dissolved in the matrix in the state before cooling.
しかしながら、Ｖ含有非調質鋼においてＶに対するＮの含有量が多い場合には、熱間鍛造を行う１０００℃以上の高温では粗大なＶ窒化物が析出してしまい、このような粗大なＶ窒化物は、析出強化に寄与しないだけでなく、冷却前のＶの固溶量を減らすので、析出強化元素であるＶの本来の作用効果を発揮させることができない。 However, when the content of N with respect to V is large in the V-containing non-heat treated steel, coarse V nitride precipitates at a high temperature of 1000 ° C. or higher at which hot forging is performed. Not only does the material not contribute to precipitation strengthening, but also reduces the solid solution amount of V before cooling, so that the original effect of V as a precipitation strengthening element cannot be exhibited.
上記の粗大なＶ窒化物は、加熱温度が高ければマトリックスであるオーステナイト中に固溶するので、析出強化に寄与する微細なＶ系の析出物が冷却過程において析出するうえで問題を生じないが、加熱温度が低くなるとオーステナイト中に固溶しないため、オーステナイト中での固溶Ｖ（フリーのＶ）が少なくなり析出強化に寄与するＶ系の微細析出物が冷却過程において十分析出することができず、このため析出強化の程度が不十分となる。よって、Ｖに対するＮの含有量が多い場合には、硬さの加熱温度依存性が現れる原因となる。 The coarse V-nitride dissolves in the matrix austenite when the heating temperature is high, so that no problem arises when fine V-based precipitates contributing to precipitation strengthening precipitate in the cooling process. When the heating temperature is lowered, since it does not dissolve in the austenite, the solid solution V (free V) in the austenite decreases, and V-based fine precipitates that contribute to precipitation strengthening may sufficiently precipitate in the cooling process. Therefore, the degree of precipitation strengthening becomes insufficient. Therefore, when there is much content of N with respect to V, it becomes a cause by which the heating temperature dependence of hardness appears.
しかしながら、ＶとＮの含有量が、質量％で、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」を満たすように制御することにより、前記のＶを含む窒化物を１０００℃以上の温度域で析出させないようにすることが可能となり、冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量の加熱温度依存性を小さくし、硬さの加熱温度依存性を低減することができる。 However, by controlling the content of V and N so as to satisfy “V (%) + 30 N (%) ≦ 0.375%” by mass%, the nitride containing V is 1000 ° C. or more. It is possible to prevent precipitation in the temperature range, and it is possible to reduce the heating temperature dependency of the precipitation amount of V-based fine precipitates that are finely precipitated in the cooling process, and to reduce the heating temperature dependency of hardness.
したがって、「硬さの加熱温度依存性」を小さくするには、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」を満たすように制御することが更に必要である。 Therefore, in order to reduce the “hardness temperature dependency”, it is further necessary to control so as to satisfy “V (%) + 30 N (%) ≦ 0.375%”.
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）及び（２）に示すＶ含有非調質鋼にある。 This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in V containing non-tempered steel shown to following (1) and (2).
（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０７〜０．５％、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＶとＮの含有量がＶ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たし、不純物におけるＴｉが０．００５％未満であることを特徴とするＶ含有非調質鋼。 (1) By mass%, C: 0.30 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.7%, Mn: 0.7 to 2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.005 to 0.10%, Cr: 0.07 to 0.5%, Al: 0.020% or less, N: 0.006% or less, V: 0.05 to 0.40%, The balance consists of Fe and impurities, the contents of V and N satisfy V (%) + 30N (%) ≦ 0.375%, and Ti in impurities is less than 0.005%. Tempered steel.
（２）クランクシャフトに用いることを特徴とする上記（１）に記載のＶ含有非調質鋼。 (2) The V-containing non-tempered steel according to (1), which is used for a crankshaft.
以下、上記 （１）及び（２）のＶ含有非調質鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。 Hereinafter, the inventions related to the V-containing non-tempered steel of (1) and (2) are referred to as “present invention (1)” and “present invention (2)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.
本発明のＶ含有非調質鋼は、鍛造を始めとする熱間加工後の調質処理を省略しても、熱間加工の際の加熱温度によらず、ばらつきの小さい安定した硬さ分布が得られるとともに、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた場合の室温での衝撃値として少なくとも１２Ｊ／ｃｍ2程度の靱性を有するので、熱間加工の際の加熱温度及び加熱時間を厳しい範囲で制御する必要がなく、操業コスト及び操業効率の面で有利である。なお、本発明のＶ含有非調質鋼を、例えばクランクシャフトの素材として用いた場合、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られるとともに、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができるので、クランクシャフトの製造コスト削減に大きく寄与する。 The V-containing non-tempered steel of the present invention has a stable hardness distribution with little variation, regardless of the heating temperature during hot working, even if tempering after hot working such as forging is omitted. And has a toughness of at least about 12 J / cm 2 as an impact value at room temperature when a V-notch test piece having a width of 10 mm described in JIS Z 2202 (1998) is used. There is no need to control the heating temperature and heating time in a strict range, which is advantageous in terms of operation cost and operation efficiency. In addition, when the V-containing non-heat treated steel of the present invention is used, for example, as a material for a crankshaft, not only between production lots but also within a single crankshaft, there is little variation in hardness and a stable hardness distribution. In addition, even when an impact load is applied to the crankshaft, it can withstand the impact load, which greatly contributes to a reduction in the manufacturing cost of the crankshaft.
以下、本発明において化学成分を前記のように定める理由について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, the reason why the chemical components are determined as described above in the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of the chemical component means “mass%”.
Ｃ：０．３０〜０．６０％
Ｃは、鋼の強度を確保するのに有効であり、また、クランクシャフトなどの機械部品においては、耐摩耗性を確保するのにも非常に有効である。これらの効果を得るためには、Ｃは０．３０％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなり、特に、０．６０％を超えると、強度が高くなりすぎ被削性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を、０．３０〜０．６０％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい範囲は０．３５〜０．５１％である。
C: 0.30 to 0.60%
C is effective for ensuring the strength of steel, and is very effective for ensuring wear resistance in mechanical parts such as a crankshaft. In order to acquire these effects, it is necessary to make C content 0.30% or more. However, if the content of C increases, especially when it exceeds 0.60%, the strength becomes too high and the machinability deteriorates. Therefore, the content of C is set to 0.30 to 0.60%. In addition, the desirable range of C content is 0.35 to 0.51%.
Ｓｉ：０．０５〜０．７％
Ｓｉは、脱酸材として製鋼工程で添加されるが、フェライトの固溶強化に有効であるので、０．０５％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると靱性が低下し、特に、０．７％を超えると、靱性の低下が著しくなるうえに、フェライト固溶強化作用も飽和する。したがって、Ｓｉの含有量を、０．０５〜０．７％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．２６〜０．７％である。
Si: 0.05-0.7%
Si is added as a deoxidizing material in the steel making process, but is effective for strengthening the solid solution of ferrite, so 0.05% or more is contained. However, when the Si content is excessive, the toughness is lowered. Particularly, when it exceeds 0.7%, the toughness is significantly lowered and the effect of strengthening the solid solution of the ferrite is saturated. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.7%. In addition, the desirable range of Si content is 0.26 to 0.7%.
Ｍｎ：０．７〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化元素であり、素材の硬さを高めて疲労限度を向上させる作用を有する。この効果を得るためには、Ｍｎは０．７％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると靱性が低下し、特に、２．０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．７〜２．０％とした。なお、Ｍｎ含有量の望ましい範囲は０．８〜１．７％である。
Mn: 0.7 to 2.0%
Mn is a solid solution strengthening element and has the effect of increasing the hardness of the material and improving the fatigue limit. In order to obtain this effect, the Mn content needs to be 0.7% or more. However, when the Mn content is excessive, the toughness is lowered, and particularly when it exceeds 2.0%, the toughness is significantly lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.7 to 2.0%. In addition, the desirable range of Mn content is 0.8 to 1.7%.
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長して靱性を損ね、特に、その含有量が０．０３５％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３５％以下とした。なお、Ｐの含有量は少なければ少ないほどよい。
P: 0.035% or less P segregates at the grain boundary to promote grain boundary embrittlement cracking and impairs toughness. In particular, when its content exceeds 0.035%, the toughness is significantly lowered. Therefore, the content of P is set to 0.035% or less. The smaller the P content, the better.
Ｓ：０．００５〜０．１０％
Ｓは、鋼の被削性を向上させる作用を有するので、０．００５％以上含有させる。しかしながら、Ｓの含有量が過剰になると熱間加工性や疲労強度を低下させ、特に、０．１０％を超えると、熱間加工性や疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．１０％とした。なお、Ｓ含有量の上限は０．０７％とすることが望ましい。
S: 0.005-0.10%
Since S has the effect | action which improves the machinability of steel, it contains 0.005% or more. However, when the S content is excessive, the hot workability and fatigue strength are lowered, and particularly when it exceeds 0.10%, the hot workability and fatigue strength are significantly lowered. Therefore, the content of S is set to 0.005 to 0.10%. The upper limit of the S content is preferably 0.07%.
Ｃｒ：０．０７〜０．５％
Ｃｒは、鋼の強度を確保するために、０．０７％以上含有させる。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると熱間延性を損い、特に、０．５％を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を、０．０７〜０．５％とした。なお、Ｃｒ含有量の望ましい範囲は０．１〜０．４％である。
Cr: 0.07 to 0.5%
Cr is contained in an amount of 0.07% or more in order to ensure the strength of the steel. However, when the Cr content is excessive, the hot ductility is impaired, and particularly when it exceeds 0.5%, the hot ductility is significantly reduced. Therefore, the Cr content is set to 0.07 to 0.5%. In addition, the desirable range of Cr content is 0.1 to 0.4%.
Ａｌ：０．０２０％以下
Ａｌは、脱酸に用いられる元素であるが、オーステナイト単相域で析出物として存在するため、その温度域でピン止め効果を示し、加熱温度が変動すると、オーステナイト粒径を変化させて硬さのばらつきを招く。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０２０％以下とした。なお、Ａｌ含有量の上限は０．０１５％とすることが望ましい。
Al: 0.020% or less Al is an element used for deoxidation, but since it exists as a precipitate in the austenite single phase region, it exhibits a pinning effect in that temperature range, and when the heating temperature fluctuates, austenite grains Variation in hardness is caused by changing the diameter. In particular, when the content exceeds 0.020%, the variation in hardness increases. Therefore, the Al content is set to 0.020% or less. Note that the upper limit of the Al content is desirably 0.015%.
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、鋼中に含有される元素であるが、オーステナイト単相域で析出物を生成するため、その温度域でピン止め効果を示し、加熱温度が変動すると、オーステナイト粒径を変化させて硬さのばらつきを招く。特に、その含有量が０．００６％を超えると、硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００６％以下とした。
N: 0.006% or less N is an element contained in the steel, but precipitates are generated in the austenite single-phase region, so that a pinning effect is exhibited in that temperature range, and when the heating temperature fluctuates, austenite Variation in hardness is caused by changing the particle size. In particular, when the content exceeds 0.006%, the variation in hardness increases. Therefore, the N content is set to 0.006% or less.
なお、Ｎの含有量は上記の範囲において、後述する「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」をも満たす必要がある。 In addition, the N content needs to satisfy “V (%) + 30 N (%) ≦ 0.375%” described later in the above range.
Ｖ：０．０５〜０．４０％
Ｖは、析出強化作用を有する元素である。この効果を得るためには、Ｖの含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が０．４０％を超えると効果が飽和しコスト増加となり経済性を失う。更に、熱間加工性の劣化を招く。したがって、Ｖの含有量を０．０５〜０．４０％とした。Ｖ含有量の望ましい範囲は０．０５〜０．３０％である。
V: 0.05 to 0.40%
V is an element having a precipitation strengthening action. In order to obtain this effect, the V content needs to be 0.05% or more. However, if the content of V exceeds 0.40%, the effect is saturated, the cost increases, and the economy is lost. Furthermore, the hot workability is deteriorated. Therefore, the content of V is set to 0.05 to 0.40%. A desirable range for the V content is 0.05 to 0.30%.
なお、Ｖの含有量は上記の範囲において、下記の「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」をも満たす必要がある。 The V content must satisfy the following “V (%) + 30 N (%) ≦ 0.375%” within the above range.
Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）：０．３７５％以下
既に述べたように、Ｖに対するＮの含有量が多い場合には、１０００℃以上の高温域でＶ窒化物が析出する。この温度域で生成するＶ窒化物は粗大なため析出強化に寄与せず、析出強化元素であるＶの本来の作用効果を発揮させることができない。しかし、この粗大なＶ窒化物は加熱温度が高いと固溶するため、このような場合には冷却過程でＶ系の微細析出物が析出し、析出強化を図ることができる。このように、１０００℃以上の高温域で析出するＶ窒化物は、析出強化に寄与するＶ量を変化させて、硬さの加熱温度依存性が現れる原因となる。
V (%) + 30 N (%): 0.375% or less As described above, when the content of N with respect to V is large, V nitride precipitates in a high temperature range of 1000 ° C. or higher. Since the V nitride produced in this temperature range is coarse, it does not contribute to precipitation strengthening, and the original effect of V as a precipitation strengthening element cannot be exhibited. However, since this coarse V nitride dissolves at a high heating temperature, in such a case, V-based fine precipitates precipitate during the cooling process, and precipitation strengthening can be achieved. Thus, the V nitride that precipitates in a high temperature range of 1000 ° C. or higher changes the amount of V that contributes to precipitation strengthening, and causes the heating temperature dependency of hardness to appear.
しかしながら、ＶとＮの含有量が、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）」の値で０．３７５％以下であれば、前記の粗大なＶ窒化物を１０００℃以上の温度域で析出させないようにすることができ、鋼が含有するＶを全て析出強化に寄与させることが可能となる。したがって、Ｎ及びＶは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）」の値で０．３７５％以下を満たすこと、つまり「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」とした。 However, if the contents of V and N are not more than 0.375% in the value of “V (%) + 30 N (%)”, the coarse V nitride is not precipitated in a temperature range of 1000 ° C. or more. It is possible to make all the V contained in the steel contribute to precipitation strengthening. Therefore, each of N and V satisfies the range of the above-described content and satisfies the value of “V (%) + 30 N (%)” of 0.375% or less, that is, “V (%) + 30 N (%) ≦ 0.375% ”.
不純物中のＴｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、本発明においては望ましくない元素である。オーステナイト単相域で析出物として存在するため、その温度域でピン止め効果を示し、加熱温度が変動すると、オーステナイト粒径を変化させて硬さのばらつきを招く。特に、その含有量が０．００５％以上になると、硬さのばらつきが大きくなる。したがって、不純物におけるＴｉの含有量を０．００５％未満とした。不純物におけるＴｉの含有量は少なければ少ないほどよい。
Ti in impurities: less than 0.005% Ti is an undesirable element in the present invention. Since it exists as a precipitate in the austenite single phase region, it exhibits a pinning effect in that temperature range, and when the heating temperature varies, the austenite grain size is changed, causing hardness variations. In particular, when the content is 0.005% or more, the variation in hardness increases. Therefore, the content of Ti in the impurities is set to less than 0.005%. The smaller the Ti content in impurities, the better.
上記の理由から、本発明（１）は、その化学組成が、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０７〜０．５％、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＶとＮの含有量がＶ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たし、不純物におけるＴｉが０．００５％未満であるＶ含有非調質鋼とした。 For the above reasons, the present invention (1) has a chemical composition of C: 0.30 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.7%, Mn: 0.7 to 2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.005-0.10%, Cr: 0.07-0.5%, Al: 0.020% or less, N: 0.006% or less, V: 0.00. Containing 0.5 to 0.40%, the balance is made of Fe and impurities, the contents of V and N satisfy V (%) + 30N (%) ≦ 0.375%, and Ti in impurities is less than 0.005% V-containing non-tempered steel.
なお、本発明（１）のＶ含有非調質鋼を、クランクシャフトの素材として用いた場合、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られ、しかも、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができる。 In addition, when the V-containing non-heat treated steel of the present invention (1) is used as a material for a crankshaft, not only between production lots, but also within a single crankshaft, there is little variation in hardness and stable hardness. Even when an impact load is applied to the crankshaft, it can withstand the impact load.
したがって、本発明（２）は、クランクシャフトに用いることを特徴とする本発明（１）のＶ含有非調質鋼とした。 Therefore, the present invention (2) is the V-containing non-tempered steel of the present invention (1) characterized by being used for a crankshaft.
なお、以上に述べた元素以外は、本発明に係るＶ含有非調質鋼においては不純物であり、意図的には添加しない。ここで、不純物中のＣｕ及びＮｉの含有量は、それぞれ、次の範囲で許容できる。 In addition, elements other than those described above are impurities in the V-containing non-heat treated steel according to the present invention, and are not intentionally added. Here, the contents of Cu and Ni in the impurities are acceptable in the following ranges, respectively.
Ｃｕ：０．５％
Ｃｕは、過度に含まれると熱間延性を損なうため積極的に添加することは行わないが、熱間延性を損なわない限り不純物として含まれていてもよい。例えば、スクラップを原料とする場合の鋼には０．５％程度までのＣｕが含まれていることが多く、この程度の含有量のＣｕは、熱間延性を損なうことがないので、０．５％までのＣｕは不純物として許容できる。
Cu: 0.5%
If Cu is excessively contained, it is not actively added because it impairs hot ductility. However, Cu may be contained as an impurity as long as hot ductility is not impaired. For example, when scrap is used as a raw material, the steel often contains up to about 0.5% of Cu, and Cu of such a level does not impair hot ductility. Up to 5% Cu is acceptable as an impurity.
Ｎｉ：０．５％
Ｎｉは、過度に含まれると熱間延性を損なうため積極的に添加することは行わないが、熱間延性を損なわない限り不純物として含まれていてもよい。例えば、スクラップを原料とする場合の鋼には０．５％程度までのＮｉが含まれていることが多く、この程度の含有量のＮｉは、熱間延性を損なうことがないので、０．５％までのＮｉは不純物として許容できる。
Ni: 0.5%
Ni is not actively added because Ni impairs hot ductility if contained excessively, but Ni may be contained as an impurity as long as hot ductility is not impaired. For example, when steel is used as a raw material for scrap, Ni of up to about 0.5% is often contained, and Ni of such a level does not impair hot ductility. Up to 5% Ni is acceptable as an impurity.
なお、クランクシャフトなど所望の非調質鋼製品は、本発明のＶ含有非調質鋼からなる鋼塊や鋳片、或いは、その鋼塊や鋳片から作製した鋼片を所定の形状に熱間加工した後で室温まで冷却することによって、調質処理を行うことなく容易に得ることができる。 A desired non-heat treated steel product such as a crankshaft is obtained by heating a steel ingot or cast slab made of the V-containing non-heat treated steel of the present invention or a steel slab made from the steel ingot or cast slab into a predetermined shape. It can obtain easily, without performing a tempering process by cooling to room temperature after carrying out an intermediate process.
上記所定の形状への熱間加工に際しては、加熱温度を１０００〜１３５０℃とし、熱間加工後の冷却は大気中での放冷とすることが好ましい。熱間加工後に水スプレー冷却や水焼入れなどのような方法で冷却すると、冷却速度が大きくなりすぎて、マルテンサイトが混在するようになって焼戻しする必要が生じ、「非調質」という特徴を活用できないこととなる。 In the hot working to the predetermined shape, it is preferable that the heating temperature is 1000 to 1350 ° C., and the cooling after the hot working is allowed to cool in the air. If it is cooled by water spray cooling or water quenching after hot working, the cooling rate will be too high and martensite will need to be mixed and tempered. It cannot be used.
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
〔実施例１〕
表１に示す化学組成を有する鋼１〜９を真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。
[Example 1]
Steels 1 to 9 having chemical compositions shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace to produce an ingot.
なお、表１中の鋼１〜３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼４〜９は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。 Steels 1 to 3 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, Steels 4 to 9 are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention.
上記のインゴットに、１２５０℃で６０分保持の加熱処理を施した後、熱間鍛造を行って直径１００ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。 The ingot was heated at 1250 ° C. for 60 minutes, and then hot forged to give a round bar having a diameter of 100 mm. In addition, the finishing temperature of hot forging was made not to drop below 1000 ° C., and cooling after hot forging was allowed to cool in the air.
次いで、上記の直径１００ｍｍの丸棒の中心からＤ／４（「Ｄ」は丸棒の直径を表す。）の位置から、丸棒の鍛伸軸方向が試験片の高さ方向となるように、直径が８ｍｍで高さが１２ｍｍの円柱状試験片である所謂「加工フォーマスタ試験片」を採取して、熱間加工を模擬した試験を実施し、硬さの加熱温度依存性、すなわち加熱温度による硬さのばらつきを調査した。 Next, from the center of the round bar having a diameter of 100 mm, the forging axis direction of the round bar is the height direction of the test piece from the position D / 4 ("D" represents the diameter of the round bar). A so-called “processing for master test piece”, which is a cylindrical test piece having a diameter of 8 mm and a height of 12 mm, was collected and subjected to a test simulating hot working, and the hardness temperature dependency, ie, heating The hardness variation with temperature was investigated.
すなわち、先ず、実クランクシャフトを製造する際の加熱温度のばらつき範囲に相当する１１５０〜１３００℃に、「加工フォーマスタ試験片」を加熱して１５分保持した後、鍛造温度に相当する１１００℃まで２０℃／分で冷却し、１１００℃に至った時点で高さで５０％の圧縮加工を施し、次いで、２０℃／分の冷却速度で５００℃まで冷却した後、アルゴン雰囲気中で放冷する熱間加工試験を実施した。 That is, first, after heating the “processed forma test piece” to 1150 to 1300 ° C. corresponding to the variation range of the heating temperature when manufacturing the actual crankshaft and holding for 15 minutes, 1100 ° C. corresponding to the forging temperature Until the temperature reaches 1100 ° C., 50% of the compression is applied, and then cooled to 500 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./min, and then allowed to cool in an argon atmosphere. A hot working test was conducted.
次いで、上記のようにして得た「加工フォーマスタ試験片」を用いて、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。なお、ビッカース硬さの測定は、JIS Z 2244(2003)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、鏡面研磨した断面の中心の位置で代表させて、試験力を９８Ｎとして実施し、各温度毎のＨＶ硬さを測定した。 Next, the Vickers hardness (HV) was measured using the “machined formaster specimen” obtained as described above. The measurement of Vickers hardness was performed at a test force of 98 N, represented by the center position of the mirror-polished cross section, in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003). The HV hardness at each temperature was measured.
表２に上記の試験結果を示す。なお、表２においては、加熱温度１１５０〜１２５０℃の間の最大硬さと最小硬さの差、加熱温度１２００〜１３００℃の間の最大硬さと最小硬さの差、加熱温度１１５０〜１３００℃の間の最大硬さと最小硬さの差をΔＨＶとして示した。 Table 2 shows the test results. In Table 2, the difference between the maximum hardness and the minimum hardness between the heating temperatures of 1150 to 1250 ° C., the difference between the maximum hardness and the minimum hardness between the heating temperatures of 1200 to 1300 ° C., and the heating temperature of 1150 to 1300 ° C. The difference between the maximum hardness and the minimum hardness was expressed as ΔHV.
表２から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１〜３においては、加熱温度１１５０〜１２５０℃に対して、ΔＨＶは１０以下であり、硬さの加熱温度依存性が小さいことが明らかである。 From Table 2, in steels 1 to 3 whose chemical composition is within the range defined by the present invention, ΔHV is 10 or less with respect to the heating temperature of 1150 to 1250 ° C., and the dependency of hardness on the heating temperature is small. Is clear.
これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼５〜９においては、加熱温度１１５０〜１２５０℃に対して、ΔＨＶは１５以上であり、硬さの加熱温度依存性が大きい。 On the other hand, in comparative steels 5 to 9 whose chemical composition deviates from the conditions specified in the present invention, ΔHV is 15 or more with respect to the heating temperature of 1150 to 1250 ° C., and the hardness depends on the heating temperature. The nature is great.
加熱温度１２００〜１３００℃、又は、加熱温度１１５０〜１３００℃で比較しても、本発明で規定する範囲内の鋼は比較例の鋼より、硬さの加熱温度依存性、すなわち加熱温度による硬さのばらつきが小さいことが明らかである。 Even when compared at a heating temperature of 1200 to 1300 ° C. or at a heating temperature of 1150 to 1300 ° C., the steel in the range defined by the present invention is more dependent on the heating temperature than the steel of the comparative example, that is, the hardness due to the heating temperature. It is clear that the variation in thickness is small.
〔実施例２〕
前記表１中の鋼１〜７について、実施例１で作製した直径１００ｍｍの丸棒の一部を用いて、１２５０℃で６０分保持の加熱を行った後、熱間鍛造を行って図１に示す寸法・形状のクランクシャフトを型鍛造で製造した。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。加熱温度及び熱間鍛造の仕上げ温度は表面の温度を測定した。
[Example 2]
About the steels 1-7 in the said Table 1, after heating for 60 minutes holding | maintenance at 1250 degreeC using a part of round bar of diameter 100mm produced in Example 1, hot forging was performed and FIG. A crankshaft with the dimensions and shape shown in Fig. 1 was manufactured by die forging. In addition, the finishing temperature of hot forging was made not to drop below 1000 ° C., and cooling after hot forging was allowed to cool in the air. The surface temperature was measured as the heating temperature and the finishing temperature of hot forging.
次いで、上記のようにして得たクランクシャフトの図２にＡとして示す部位から、すなわち、フランジ部表面からＲ／２位置（「Ｒ」はフランジ部の半径を表す。）を基準にして、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を切り出し、室温でシャルピー衝撃試験を実施し、衝撃値を測定した。 Next, from the portion of the crankshaft obtained as described above as A in FIG. 2, that is, the R / 2 position from the flange surface (“R” represents the radius of the flange portion), JIS is used as a reference. A V-notch test piece having a width of 10 mm described in Z 2202 (1998) was cut out, a Charpy impact test was performed at room temperature, and an impact value was measured.
表３に、シャルピー衝撃試験による室温での衝撃値を示す。 Table 3 shows the impact value at room temperature according to the Charpy impact test.
表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１〜３は、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いて室温でシャルピー衝撃試験を実施した場合の衝撃値として、１２Ｊ／ｃｍ2以上の値を有しており、クランクシャフトとして充分な靱性を備えていることが明らかである。 From Table 3, steels 1 to 3 whose chemical composition is within the range specified in the present invention were subjected to Charpy impact test at room temperature using a V-notch test piece with a width of 10 mm described in JIS Z 2202 (1998). The impact value in this case has a value of 12 J / cm 2 or more, and it is clear that the crankshaft has sufficient toughness.
〔実施例３〕
前記表１中の鋼１及び鋼４について、実施例２で作製したクランクシャフトを用いて、図２に示すようにピンフィレット部８箇所及びジャーナルフィレット部１６箇所の合計２４箇所についてブリネル硬さ（ＨＢＷ）を測定した。
Example 3
About the steel 1 and the steel 4 in the said Table 1, using the crankshaft produced in Example 2, as shown in FIG. 2, a total of 24 pin fillet parts and 16 journal fillet parts Brinell hardness ( HBW) was measured.
ここで、ピンフィレット部はジャーナルフィレット部と比較すると、クランクシャフトの中心軸から大きく偏芯しており、型鍛造の際の大きな鋼の塑性流動により、直径１００ｍｍの丸棒の中心部がクランクシャフトのピンフィレット部の表面に現れる。一方、ジャーナルフィレット部の表面は丸棒の外表面から形成される。 Here, compared to the journal fillet part, the pin fillet part is greatly decentered from the center axis of the crankshaft, and the center part of the round bar with a diameter of 100 mm is the crankshaft due to the large plastic flow of steel during die forging. Appears on the surface of the pin fillet. On the other hand, the surface of the journal fillet is formed from the outer surface of the round bar.
なお、ブリネル硬さの測定は、具体的には、図２に示すピンフィレット部８箇所（図２中に●印で示した８箇所）及びジャーナルフィレット部１６箇所（図２中に○印で示した１６箇所）からブロックを切り出し、ピンフィレット部及びジャーナルフィレット部とも表層から約２ｍｍの位置が測定位置となるようにして、JIS Z 2243(1998)における「ブリネル硬さ試験−試験方法」に準拠して、直径１０ｍｍの圧子を用いて、試験力を３０ｋＮで実施した。 Specifically, the Brinell hardness is measured at 8 pin fillet portions shown in FIG. 2 (8 locations indicated by ● in FIG. 2) and 16 journal fillet portions (circled in FIG. 2). The block is cut out from the 16 locations shown), and the position of about 2 mm from the surface layer is the measurement position for both the pin fillet portion and the journal fillet portion, and the “Brinell hardness test-test method” in JIS Z 2243 (1998) In conformity, a test force was performed at 30 kN using an indenter with a diameter of 10 mm.
表４に上記のようにして測定したブリネル硬さ、すなわち、丸棒の外表面から形成されるジャーナルフィレット部１６箇所におけるブリネル硬さ及び丸棒の中心部が現れるピンフィレット部８箇所におけるブリネル硬さを示す。 Table 4 shows the Brinell hardness measured as described above, that is, the Brinell hardness at the 16 journal fillet portions formed from the outer surface of the round bar, and the Brinell hardness at the 8 pin fillet portions where the center of the round bar appears. It shows.
なお、表４の「部位」欄においてＪＦ１〜ＪＦ５とした部位は、図２に示すクランクシャフトのジャーナルについて、フランジの反対側から１〜５の番号を付けた場合の、それぞれのジャーナルフィレット部を示す。同様に、ＰＦ１〜ＰＦ４とした部位は、図２に示すクランクシャフトのピンについて、フランジの反対側から１〜４の番号を付けた場合の、それぞれのピンフィレット部を示す。そして、ＪＦ２〜ＪＦ４の部位ではそれぞれ、４箇所のブリネル硬さを測定したことを、また、その他の部位ではそれぞれ、２箇所のブリネル硬さを測定したことを示す（図２参照）。 In the “part” column of Table 4, the parts designated as JF1 to JF5 are the journal fillet portions of the crankshaft journal shown in FIG. Show. Similarly, the parts designated as PF1 to PF4 indicate the respective pin fillets when the crankshaft pins shown in FIG. 2 are numbered 1 to 4 from the opposite side of the flange. And in the site | part of JF2-JF4, it shows that the Brinell hardness of 4 places was measured, respectively, and that the Brinell hardness of 2 places was measured in the other site | parts respectively (refer FIG. 2).
表４から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１においては、クランクシャフトのジャーナルフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは３０２〜３２０、ピンフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは２９４〜３０４であり、ジャーナルフィレット部とピンフィレット部の硬さの差は小さかった。 From Table 4, in steel 1 whose chemical composition is within the range specified by the present invention, the Brinell hardness HBW of the journal fillet portion of the crankshaft is 302 to 320, and the Brinell hardness HBW of the pin fillet portion is 294 to 304. Yes, the difference in hardness between the journal fillet part and the pin fillet part was small.
一方、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼４においては、クランクシャフトのジャーナルフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは３０２〜３２６、ピンフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは２８１〜２９８であり、ジャーナルフィレット部とピンフィレット部の硬さの差は大きかった。 On the other hand, in comparative steel 4 whose chemical composition deviates from the conditions specified in the present invention, the Brinell hardness HBW of the journal fillet portion of the crankshaft is 302 to 326, and the Brinell hardness HBW of the pin fillet portion is 281 to 298. The difference in hardness between the journal fillet part and the pin fillet part was large.
なお、表５に、前記の表４中での各クランクシャフトのジャーナルフィレット部におけるブリネル硬さの最大値とピンフィレット部におけるブリネル硬さの最小値とともに、それらの差を「ΔＨＢＷ」として示した。 In Table 5, the maximum value of the Brinell hardness at the journal fillet portion of each crankshaft in Table 4 and the minimum value of the Brinell hardness at the pin fillet portion are shown as “ΔHBW”. .
表５から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１においてはΔＨＢＷは２６であり、クランクシャフトのピンフィレット部とジャーナルフィレット部との硬さの差が小さいことが明らかである。 From Table 5, it is clear that ΔHBW is 26 in steel 1 whose chemical composition is within the range defined by the present invention, and the difference in hardness between the pin fillet portion and the journal fillet portion of the crankshaft is small.
これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼４においては、ΔＨＢＷは４５であって、クランクシャフトのピンフィレット部とジャーナルフィレット部との硬さの差が大きい。 On the other hand, in the steel 4 of the comparative example whose chemical composition deviates from the conditions specified in the present invention, ΔHBW is 45, and the difference in hardness between the pin fillet portion and the journal fillet portion of the crankshaft is large. .
本発明のＶ含有非調質鋼は、鍛造を始めとする熱間加工後の調質処理を省略しても、熱間加工の際の加熱温度によらず、ばらつきの小さい安定した硬さ分布が得られるとともに、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた場合の室温での衝撃値として少なくとも１２Ｊ／ｃｍ2程度の靱性を有するので、熱間加工の際の加熱温度及び加熱時間を厳しい範囲で制御する必要がなく、操業コスト及び操業効率の面で有利である。なお、本発明のＶ含有非調質鋼を、例えばクランクシャフトの素材として用いた場合、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られるとともに、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができるので、クランクシャフトの製造コスト削減に大きく寄与する。 The V-containing non-tempered steel of the present invention has a stable hardness distribution with little variation, regardless of the heating temperature during hot working, even if tempering after hot working such as forging is omitted. And has a toughness of at least about 12 J / cm 2 as an impact value at room temperature when a V-notch test piece having a width of 10 mm described in JIS Z 2202 (1998) is used. There is no need to control the heating temperature and heating time in a strict range, which is advantageous in terms of operation cost and operation efficiency. In addition, when the V-containing non-heat treated steel of the present invention is used, for example, as a material for a crankshaft, not only between production lots but also within a single crankshaft, there is little variation in hardness and a stable hardness distribution. In addition, even when an impact load is applied to the crankshaft, it can withstand the impact load, which greatly contributes to a reduction in the manufacturing cost of the crankshaft.
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