JP2012180566A - Method for producing steel-made hot-worked product having high strength and strength gradient - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品の製造方法に関する。高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品とは、例えば、自動車、トラック、その他産業機械の部品であるシャフト、ハブユニット、等速ジョイント、コンロッドなど高強度かつ強度傾斜を有する鋼製部品の素材となるものである。 The present invention relates to a method for producing a hot-worked steel product having high strength and strength gradient. Steel hot-worked products with high strength and strength gradient are steel components with high strength and strength gradient, such as shafts, hub units, constant velocity joints and connecting rods, which are parts of automobiles, trucks and other industrial machines. It will be the material of.
自動車、トラック、その他産業機械の部品であるシャフト、ハブユニット、等速ジョイント、コンロッドなどの鋼製部品は、棒鋼あるいは線材を熱間加工、なかでも主として熱間鍛造によって、「熱間加工品」を製造した後、これを素材として切削加工を施し、最終形状の部品に仕上げることが多い。 Steel parts such as shafts, hub units, constant velocity joints, and connecting rods, which are parts of automobiles, trucks, and other industrial machines, are “hot-worked products” by hot-working steel bars or wires, especially hot forging. After being manufactured, it is often cut using this as a raw material and finished into a final shaped part.
以下、本明細書においては、「熱間加工」を「熱間鍛造」で代表させて説明することがある。 Hereinafter, in the present specification, “hot working” may be represented by “hot forging”.
近年、燃費効率の向上の観点から、産業界から軽量化を目的とした、部品の高強度化を強く求められている。一方、部品を高強度化すると、熱間鍛造後の切削加工性が低下するという問題点がある。 In recent years, from the viewpoint of improving fuel efficiency, there has been a strong demand from the industry to increase the strength of parts for the purpose of weight reduction. On the other hand, when the strength of the part is increased, there is a problem that the cutting workability after hot forging is lowered.
また、産業界からは、コストの低減についても強く求められている。 There is also a strong demand from industry for cost reduction.
そこで、上記産業界からの要望に応える技術が、例えば、特許文献１および特許文献２に開示されている。 Therefore, technologies that meet the demands from the industry are disclosed in, for example, Patent Literature 1 and Patent Literature 2.
特許文献１に、「疲労強度に優れた熱間鍛造品およびその製造方法並びに機械構造部品」が開示されており、上記の熱間鍛造品は、熱間鍛造後の部分冷却によって導入された硬化部と非硬化部とを有し、前記硬化部のビッカース硬さと非硬化部のビッカース硬さが特定の条件を満足するものであって、高い疲労強度を有するとともに、良好な被削性を有することが示されている。 Patent Document 1 discloses “a hot forged product excellent in fatigue strength, a method for manufacturing the same, and a machine structural component”, and the hot forged product described above is a hardening introduced by partial cooling after hot forging. The Vickers hardness of the cured part and the Vickers hardness of the non-cured part satisfy specific conditions, and have high fatigue strength and good machinability. It has been shown.
特許文献２に、強度の必要な部位の表層を亜熱間鍛造と熱処理によって細粒化し、高強度・高耐久比を実現した「表層細粒鋼部品とその製造方法」が開示されている。 Patent Document 2 discloses a “surface layer fine-grained steel part and its manufacturing method” in which the surface layer of a portion requiring strength is refined by sub-hot forging and heat treatment to achieve a high strength and high durability ratio.
特許文献３に、「高強度鋼製粗形品およびその製造方法」が開示されており、上記の高強度鋼製粗形品は、微細な析出物を有するもの、粗形品内でビッカース硬さに分布を有するものであって、高い強度と、必要に応じて良好な被削性を兼ね備えることが示されている。 Patent Document 3 discloses a “high-strength steel rough product and its manufacturing method”, and the above-mentioned high-strength steel rough product has fine precipitates and Vickers hardness in the rough product. It is shown that it has a high distribution and has high strength and, if necessary, good machinability.
前述の特許文献１で開示された熱間鍛造品およびその製造方法の場合、その段落［０００６］および実施例に示されているように、部分的に焼入れを行うことによってその部分をマルテンサイトやベイナイト組織にし、自己焼戻しを行うものである。しかし、上記の自己焼戻しを行うには、実施例に示されているように、冷却停止温度だけでなく、復熱最高温度も制御する必要がある。このため、量産で安定した特性を得ることが難しい。また、部分的にマルテンサイトやベイナイト組織を得るためには、部分的に低温まで冷却する必要がある。このため、冷却中のひずみによる変形が大きくなりやすく、量産での歩留まりが低下し、しかも、最終形状の部品に仕上げるための切削量が増加することによって、コストの上昇を招く。 In the case of the hot forged product and the manufacturing method thereof disclosed in Patent Document 1 described above, as shown in the paragraph [0006] and the examples, the portion is made to be martensite by performing partial quenching. A bainite structure is formed and self-tempering is performed. However, in order to perform the above self-tempering, it is necessary to control not only the cooling stop temperature but also the recuperated maximum temperature as shown in the examples. For this reason, it is difficult to obtain stable characteristics in mass production. In order to partially obtain a martensite or bainite structure, it is necessary to partially cool to a low temperature. For this reason, deformation due to strain during cooling tends to be large, the yield in mass production decreases, and the amount of cutting for finishing to a final shaped part increases, leading to an increase in cost.
特許文献２で開示された技術は、表層部を、マルテンサイト組織やベイナイト組織を主体の組織にするものである。しかしながら、表層部を、マルテンサイト組織やベイナイト組織を主体とするためには、表層部を低温まで冷却する必要があるため、冷却中のひずみによる変形が大きくなりやすく、量産での歩留まりが低下し、しかも、最終形状の部品に仕上げるための切削量が増加することによって、コストの上昇を招く。 In the technique disclosed in Patent Document 2, the surface layer portion is mainly composed of a martensite structure or a bainite structure. However, in order to make the surface layer mainly composed of a martensite structure or a bainite structure, it is necessary to cool the surface layer to a low temperature. Therefore, deformation due to strain during cooling tends to increase, and the yield in mass production decreases. In addition, an increase in the amount of cutting to finish the final shaped part increases the cost.
特許文献３で開示された技術において、硬さの分布を有する高強度粗形品を得るためには、素材内で大きな温度差を有する状態から、すべての熱間鍛造を行う必要がある。素材内で大きな温度差があると、部位によって変形抵抗の差が大きいので粗形品の寸法精度が不十分になり、最終形状の部品に仕上げるための切削量が増加することとなって、コストの上昇を招く場合がある。 In the technique disclosed in Patent Document 3, in order to obtain a high-strength rough shaped product having a hardness distribution, it is necessary to perform all hot forging from a state having a large temperature difference in the material. If there is a large temperature difference in the material, the difference in deformation resistance will be large depending on the part, so that the dimensional accuracy of the rough product will be inadequate, and the amount of cutting to finish the final shape part will increase, resulting in cost May increase.
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、高強度化、強度傾斜化、および製造コストの低減が可能で、良好な被削性も兼ね備えた高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品の製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above-described situation, and is capable of increasing the strength, increasing the strength gradient, and reducing the manufacturing cost, and has a high strength and strength gradient steel that also has good machinability. It aims at providing the manufacturing method of a processed article.
自動車、トラック、その他産業機械の部品であるシャフト、ハブユニット、等速ジョイント、コンロッドなど鋼製部品において高強度が要求されるのは、部品の全ての部分ではなく、部品の「一部分」である。なお、部品の「一部分」とは、部品の体積の５０％以下をいう。 Steel parts such as shafts, hub units, constant velocity joints and connecting rods, which are parts of automobiles, trucks, and other industrial machines, require not only all parts but “parts” of parts. . The “part” of the part means 50% or less of the volume of the part.
なお、自動車、トラック、その他産業機械の部品の中で高強度が必要な部分としては、例えば、ハブユニットにおけるフランジの付け根部分が挙げられる。 In addition, as a part which needs high intensity | strength in components of a motor vehicle, a truck, and other industrial machines, the base part of the flange in a hub unit is mentioned, for example.
上記の部品には、引張試験での０．２％耐力、引張強さ、疲労強度などの性能が一定値以上であることが要求される。現在量産化されている鋼製熱間鍛造部品の０．２％耐力は８００ＭＰａ程度が最高である。 The above parts are required to have performances such as 0.2% yield strength, tensile strength, and fatigue strength in a tensile test that are equal to or higher than a certain value. The maximum 0.2% proof stress of steel hot forged parts currently mass-produced is about 800 MPa.
本発明においては、産業界からの軽量化を目的とした部品の高強度化の要請に応えるために、高強度が必要な部分の０．２％耐力を、上記の８００ＭＰａを大きく上回る１０００ＭＰａ以上にすることを目標とする。 In the present invention, the 0.2% proof stress of the portion requiring high strength is set to 1000 MPa or more, which greatly exceeds the above-mentioned 800 MPa, in order to meet the demand from the industry for increasing the strength of parts for weight reduction. The goal is to do.
一方、被削性も０．２％耐力との相関が強く、０．２％耐力を低減するほど、被削性が良好になる。 On the other hand, the machinability also has a strong correlation with the 0.2% yield strength, and the lower the 0.2% yield strength, the better the machinability.
したがって、本発明においては、高強度が必要とされない部分の０．２％耐力は、高強度が必要な部分の０．２％耐力に比べて１５０ＭＰａ以上低いことを目標とする。高強度が必要とされない部分の０．２％耐力は、高強度が必要な部分の０．２％耐力に比べて２００ＭＰａ以上低いことが望ましい。また、量産性の観点からは、高強度が必要とされない部分の０．２％耐力は、高強度が必要な部分の０．２％耐力からの低下が、５００ＭＰａ以下であることが好ましい。 Therefore, in the present invention, the 0.2% yield strength of the portion where high strength is not required is targeted to be 150 MPa or more lower than the 0.2% yield strength of the portion requiring high strength. The 0.2% yield strength of the portion where high strength is not required is desirably 200 MPa or less lower than the 0.2% yield strength of the portion requiring high strength. Further, from the viewpoint of mass productivity, it is preferable that the 0.2% proof stress of the portion where high strength is not required is 500 MPa or less from the 0.2% proof strength of the portion where high strength is required.
以上のことから、本発明者は、上記の部品の０．２％耐力を、高強度が必要な部分では１０００ＭＰａ以上とし、それ以外の部分では高強度が必要な部分よりも１５０ＭＰａ以上低減することを目標として、最適な化学組成、金属組織、および加工熱処理条件について調査・研究を重ねた。 From the above, the present inventor shall reduce the 0.2% proof stress of the above parts to 1000 MPa or more in a portion where high strength is required, and to reduce 150 MPa or more in other portions than the portion requiring high strength. We investigated and studied the optimum chemical composition, metal structure, and thermomechanical treatment conditions.
パーライト組織は、マルテンサイト組織やベイナイト組織よりも高い温度域で変態するため、熱処理歪みが小さいこと、および焼戻しによる強度変化量が小さいことが知られている。しかし、一般的にパーライト組織からなる部品は、マルテンサイト組織やベイナイト組織を有する部品に比べて強度が低い場合が多い。 Since the pearlite structure transforms in a higher temperature range than the martensite structure and bainite structure, it is known that the heat treatment strain is small and the strength change due to tempering is small. However, in general, a part having a pearlite structure often has lower strength than a part having a martensite structure or a bainite structure.
そこで、本発明者は、パーライト単相組織、または、パーライト組織を主体とする金属組織を得ることを基本とし、このような金属組織であっても、高強度が必要な部分については、マルテンサイト組織やベイナイト組織を主体とする金属組織の場合と同等以上の強度が得られ、かつ、高強度が不要な部分については、被削性を低下させないことを目標として、最適な化学組成、金属組織および加工熱処理条件について調査・研究を重ねた。 Therefore, the present inventor is based on obtaining a pearlite single-phase structure or a metal structure mainly composed of a pearlite structure, and even in such a metal structure, a portion requiring high strength is martensite. Optimum chemical composition and metal structure with the goal of not lowering the machinability of parts where high strength is not required and high strength is obtained in the case of metal structure mainly composed of structure and bainite structure In addition, investigation and research were repeated on the thermomechanical processing conditions.
その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。 As a result, the following findings (a) to (d) were obtained.
なお、「パーライト組織を主体とする金属組織」とは、パーライト単相組織、またはフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのうちの１種以上とパーライトとの混合組織からなり、パーライト組織の面積分率が６０％以上であることを意味する。 The “metal structure mainly composed of a pearlite structure” is a pearlite single-phase structure or a mixed structure of at least one of ferrite, bainite and martensite and pearlite, and the area fraction of the pearlite structure is 60. It means that it is more than%.
（ａ）被削性は、鋼材の０．２％耐力との相関が強いので、良好な被削性を確保するためには、鋼材の０．２％耐力の低減が必要である。そのため、部品の中で高強度化が必要な部分のみ０．２％耐力を高め、それ以外のところは０．２％耐力を低くすると、部品全体の被削性を高めることができる。 (A) Since the machinability has a strong correlation with the 0.2% proof stress of the steel material, it is necessary to reduce the 0.2% proof stress of the steel material in order to ensure good machinability. Therefore, the machinability of the entire part can be improved by increasing the 0.2% proof stress only in parts where the strength needs to be increased and lowering the 0.2% proof stress elsewhere.
（ｂ）オーステナイト域に加熱したときに、未固溶のＶＣを存在させると、オーステナイト粒が微細になるために、焼入れ性が低下して、マトリックスの硬さが低下するとともに、オーステナイトからパーライト、およびフェライトに変態する際に析出する微細なＶＣの量が減少して、軟質化する。したがって、熱間加工が施される素材内で適切、かつ大きな加熱温度差を付けることにより、熱間加工して得た同一熱間加工品内に高強度部と軟質部の双方を具備させることができる。 (B) When undissolved VC is present when heated to the austenite region, the austenite grains become finer, so that the hardenability is lowered and the hardness of the matrix is lowered. And the amount of fine VC that precipitates when transforming into ferrite decreases and softens. Therefore, by providing an appropriate and large heating temperature difference within the material to be hot-worked, both the high-strength part and the soft part should be provided in the same hot-worked product obtained by hot working. Can do.
（ｃ）熱間加工によって安定に成形するためには、一旦、１段目の加熱として素材を均一な温度に加熱した後に粗成形する方がよい。次いで、粗成形後に、２段目の加熱として高強度化したい部分だけを、例えば、高周波加熱によって急速加熱し、加熱終了後は、なるべく速やかに仕上げ成形のための熱間加工を行うことで、同一熱間加工品内における高強度部と軟質部の強度差を増大させることができる。 (C) In order to form stably by hot working, it is better to temporarily form the material after heating the material to a uniform temperature as the first stage of heating. Then, after rough forming, only the portion to be strengthened as the second stage heating is rapidly heated, for example, by high-frequency heating, and after the heating is completed, hot processing for finish forming is performed as quickly as possible. The strength difference between the high strength portion and the soft portion in the same hot-worked product can be increased.
（ｄ）高強度化を図るためには、パーライトラメラ間隔を小さくし、かつ微細なＶＣを得るために、オーステナイトからパーライトやフェライトへの変態が６３０〜５５０℃の範囲で生じるのがよい。なお、高強度化を図るためには、オーステナイトからパーライトやフェライトへの変態を、部品表面だけでなく内部でも生じさせる必要があるので、上記温度域への冷却途中に部品内部でのパーライトやフェライトへの変態をなるべく生じさせないために、その温度範囲まで急速に冷却する必要がある。しかしながら、急速に冷却すると表面と内部の温度差が生ずるため、この温度差があまり大きくならないように、上限の冷却速度を設定する必要がある。それであっても、表面に比べて内部は温度が高くなりやすい。したがって、素材の表面温度に応じて、素材全体をその温度に応じた熱処理炉に保持すればよい。 (D) In order to increase the strength, it is preferable that the transformation from austenite to pearlite or ferrite occurs in the range of 630 to 550 ° C. in order to reduce the pearlite lamella spacing and obtain a fine VC. In order to increase the strength, it is necessary to cause the transformation from austenite to pearlite or ferrite not only on the surface of the part but also on the inside. Therefore, pearlite and ferrite inside the part during cooling to the above temperature range. In order to prevent the transformation to, it is necessary to rapidly cool to that temperature range. However, rapid cooling causes a temperature difference between the surface and the interior, and therefore it is necessary to set an upper limit cooling rate so that this temperature difference does not become too large. Even so, the temperature tends to be higher inside the surface. Therefore, according to the surface temperature of a raw material, the whole raw material should just be hold | maintained in the heat processing furnace according to the temperature.
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）〜（３）に示す高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品の製造方法にある。 This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the manufacturing method of the steel hot work goods which have the high intensity | strength and intensity | strength inclination shown to following (1)-(3).
（１）質量％で、Ｃ：０．４〜０．９％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．３〜０．９％およびＮ：０．００３〜０．０２０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼からなる素材に、下記の＜１＞〜＜３＞の工程の処理を順に施すことを特徴とする、高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品の製造方法。
＜１＞素材全体を、７５０〜９５０℃に加熱した後、熱間加工によって粗成形品を得る工程、
＜２＞得られた粗成形品の体積の５０％以下の部分を、平均加熱速度５℃／秒以上で１１００〜１３００℃にさらに加熱した後、仕上げ成形のための熱間加工を開始し、その熱間加工を加熱終了後１５秒以内に終了させ、その後、上記の熱間加工で仕上げ成形した部分を、平均冷却速度１．５〜３０℃／秒で、６００〜４８０℃まで冷却して、仕上げ成形品を得る工程、および、
＜３＞得られた仕上げ成形品を、炉内温度が〔１０９０−冷却後の温度〕℃〜〔１１９０−冷却後の温度〕℃の熱処理炉で２５０〜３６００秒保持する工程。
(1) By mass%, C: 0.4 to 0.9%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.10% or less, S: 0.005-0.2%, Al: 0.01-0.05%, V: 0.3-0.9% and N: 0.003-0.020%, the balance being Fe and impurities A method for producing a hot-worked steel product having a high strength and a strength gradient, characterized by sequentially performing the following steps <1> to <3> on a material comprising steel having a chemical composition comprising: .
<1> a step of obtaining a rough molded product by hot working after heating the entire material to 750 to 950 ° C.,
<2> After further heating a portion of 50% or less of the volume of the obtained rough molded product to 1100 to 1300 ° C. at an average heating rate of 5 ° C./second or more, hot processing for finish molding is started, The hot working is finished within 15 seconds after the heating is finished, and then the part finish-molded by the hot working is cooled to 600-480 ° C. at an average cooling rate of 1.5-30 ° C./second. A step of obtaining a finished molded product, and
<3> A step of holding the obtained finished molded article for 250 to 3600 seconds in a heat treatment furnace having an in-furnace temperature of [1090-temperature after cooling] ° C. to [1190-temperature after cooling] ° C.
（２）鋼の化学組成が、質量％で、さらに、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１．５％以下およびＭｏ：０．５％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする、上記（１）に記載の高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品の製造方法。 (2) The chemical composition of the steel is mass%, and further contains one or more of Ni: 1.5% or less, Cr: 1.5% or less, and Mo: 0.5% or less. The method for producing a hot-worked steel product having high strength and strength gradient as described in (1) above.
（３）鋼の化学組成が、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０８％以下およびＴｉ：０．０８％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品の製造方法。 (3) The chemical composition of the steel according to the above (%), further containing at least one of Nb: 0.08% or less and Ti: 0.08% or less, A method for producing a hot-worked steel product having high strength and strength gradient as described in 1) or (2).
なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。 The “impurities” in the remaining “Fe and impurities” refer to materials mixed from ores, scraps, or production environments as raw materials when industrially producing steel materials.
また、上記の＜１＞および＜２＞の工程における「温度」、「平均加熱速度」および「平均冷却速度」はそれぞれ、各工程での被処理材の表面での温度、平均加熱速度および平均冷却速度を指す。 Further, the “temperature”, “average heating rate” and “average cooling rate” in the above steps <1> and <2> are the temperature, average heating rate and average on the surface of the material to be treated in each step, respectively. Refers to the cooling rate.
既に述べたように、シャフト、ハブユニット、等速ジョイント、コンロッドなどの鋼製部品は、熱間加工、なかでも主として熱間鍛造によって、「熱間加工品」を製造した後、これを素材として切削加工を施し、最終形状の部品に仕上げることが多い。そして、前記の熱間鍛造は、通常２工程以上に分けて行われる。このため、本発明では、熱間加工による、前半の工程を「粗成形」、後半の工程を「仕上げ成形」と定義する。例えば、熱間加工が４工程の熱間鍛造である場合、前半の２〜３工程が「粗成形」で、後半の１〜２工程が「仕上げ成形」である。 As already mentioned, steel parts such as shafts, hub units, constant velocity joints, connecting rods, etc. are manufactured using hot-worked products, especially hot-forged products, and then used as raw materials. Cutting is often performed to finish the final part. And the said hot forging is normally performed in 2 steps or more. Therefore, in the present invention, the first half process by hot working is defined as “rough molding” and the second half process is defined as “finish molding”. For example, when the hot working is hot forging with four steps, the first two to three steps are “rough forming” and the latter one to two steps are “finish forming”.
本発明の製造方法によって製造された高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品は、高い強度を有するとともに製造コストの低減が可能で、また、良好な被削性も備えているので、自動車、トラック、その他産業機械の部品であるシャフト、ハブユニット、等速ジョイント、コンロッドなど、高強度かつ強度傾斜を有する鋼製部品の素材として好適に用いることができる。 The steel hot-worked product with high strength and strength gradient produced by the production method of the present invention has high strength and can reduce production costs, and also has good machinability. It can be suitably used as a material for steel parts having high strength and strength inclination such as shafts, hub units, constant velocity joints, connecting rods, etc., which are parts of automobiles, trucks and other industrial machines.
本発明において、鋼材の化学組成および製造条件を上述のように規定した理由について、以下に詳述する。なお、各成分元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 In the present invention, the reason why the chemical composition and production conditions of the steel material are defined as described above will be described in detail below. In addition, “%” of the content of each component element means “mass%”.
（Ａ）素材鋼の化学組成について：
Ｃ：０．４〜０．９％
Ｃは、部品の強度を高めるのに有効な元素であり、Ｃの含有量が０．４％未満では強度が不十分で、他の要件を満たしていても所望の０．２％耐力が得られない。一方、Ｃの含有量が０．９％を超えると、初析セメンタイトが生成しやすくなり、靱性が著しく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．４〜０．９％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい下限は０．５％であり、また、望ましい上限は０．７％である。
(A) About chemical composition of material steel:
C: 0.4-0.9%
C is an element effective for increasing the strength of the component. If the C content is less than 0.4%, the strength is insufficient, and the desired 0.2% yield strength can be obtained even if other requirements are satisfied. I can't. On the other hand, when the content of C exceeds 0.9%, pro-eutectoid cementite is likely to be generated, and the toughness is significantly reduced. Therefore, the content of C is set to 0.4 to 0.9%. A desirable lower limit of the C content is 0.5%, and a desirable upper limit is 0.7%.
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、部品の強度を高めるのに有効な元素であり、Ｓｉの含有量が０．１％未満では強度が不十分で、他の要件を満たしていても所望の０．２％耐力が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、その効果が飽和し、むしろ靱性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜１．５％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．３％であり、また、望ましい上限は１．０％である。
Si: 0.1 to 1.5%
Si is an effective element for increasing the strength of parts. If the Si content is less than 0.1%, the strength is insufficient, and the desired 0.2% yield strength can be obtained even if other requirements are satisfied. I can't. On the other hand, when the Si content exceeds 1.5%, the effect is saturated, and the toughness is rather lowered. Therefore, the Si content is set to 0.1 to 1.5%. The desirable lower limit of the Si content is 0.3%, and the desirable upper limit is 1.0%.
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、部品の強度を高めるのに有効な元素であり、Ｍｎの含有量が０．５％未満では強度が不十分で、他の要件を満たしていても所望の０．２％耐力が得られない。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、その効果が飽和し、むしろ靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜２．０％とした。なお、Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．９％であり、また、望ましい上限は１．５％である。
Mn: 0.5 to 2.0%
Mn is an element effective for increasing the strength of a component. If the Mn content is less than 0.5%, the strength is insufficient, and the desired 0.2% yield strength can be obtained even if other requirements are satisfied. I can't. On the other hand, when the content of Mn exceeds 2.0%, the effect is saturated and the toughness is rather lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.5 to 2.0%. The desirable lower limit of the Mn content is 0.9%, and the desirable upper limit is 1.5%.
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素である。また、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素である。このため、コンロッドのように、部品の製造中に破断分離させる工程が含まれる場合には、破断時の変形を抑制するために積極的に添加する必要がある。しかしながら、その含有量が多くなって特に０．１０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．１０％以下とした。なお、破断分離を行わない部品においては、Ｐの含有量は低減する方が好ましく、０．０３％以下とすることが好ましい。破断分離を行う部品においては、Ｐの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
P: 0.10% or less P is an element contained as an impurity. Further, it is an element that easily segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. For this reason, when a process of breaking and separating is included during the manufacture of a part, such as a connecting rod, it is necessary to positively add it in order to suppress deformation at the time of breaking. However, when the content increases and particularly exceeds 0.10%, the fatigue strength decreases remarkably. Therefore, the content of P is set to 0.10% or less. In parts that do not undergo break separation, the P content is preferably reduced, and is preferably 0.03% or less. In a part to be fractured and separated, the P content is preferably 0.05% or more.
Ｓ：０．００５〜０．２％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用を有する。しかしながら、その含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得難い。一方、粗大なＭｎＳは疲労強度を低下させる傾向があり、Ｓの含有量が０．２％を超えると、粗大なＭｎＳを形成しやすくなって疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．２％とした。なお、Ｓを０．０２％以上含有する場合には、被削性が一層向上するので、より被削性を重視する場合には、Ｓ含有量の下限は０．０２％とすることが好ましい。また、より疲労強度を重視する場合には、Ｓ含有量の上限は０．０５％とすることが好ましい。
S: 0.005-0.2%
S combines with Mn to form MnS and has the effect of improving machinability. However, if the content is less than 0.005%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, coarse MnS tends to reduce fatigue strength. If the S content exceeds 0.2%, coarse MnS is easily formed, and the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.005 to 0.2%. In addition, when S is contained by 0.02% or more, the machinability is further improved. Therefore, when the machinability is more important, the lower limit of the S content is preferably 0.02%. . In addition, when the fatigue strength is more important, the upper limit of the S content is preferably 0.05%.
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、結晶粒を微細化させるため、靱性向上に有効である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満ではこれらの効果は得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成して疲労強度を低下させてしまう。特に、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌ含有量の望ましい下限は０．０２％であり、また、望ましい上限は０．０４％である。
Al: 0.01 to 0.05%
Al has a deoxidizing action, and at the same time, is easily combined with N to form AlN and makes the crystal grains finer, which is effective in improving toughness. However, if the Al content is less than 0.01%, these effects are difficult to obtain. On the other hand, Al forms hard oxide inclusions and reduces the fatigue strength. In particular, when the Al content exceeds 0.05%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 0.05%. The desirable lower limit of the Al content is 0.02%, and the desirable upper limit is 0.04%.
Ｖ：０．３〜０．９％
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合して炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物として鋼中に析出し、特にオーステナイトからフェライト、およびパーライトに変態するときのオーステナイトとパーライト中のフェライト、および初析フェライトとの界面で析出すると、Ｖ炭化物が微細に析出して部品の強度を高めるのに有効であり、Ｖの含有量が０．３％未満では強度が不十分で、他の要件を満たしていても所望の０．２％耐力が得られない。一方、Ｖの含有量が０．９％を超えると、その効果が飽和し、むしろ靱性が低下する。したがって、Ｖの含有量を０．３〜０．９％とした。なお、Ｖ含有量の望ましい下限は０．４％であり、また、望ましい上限は０．７％である。
V: 0.3-0.9%
V combines with C and N and precipitates in the steel as carbides, nitrides, or carbonitrides. In particular, austenite and ferrite in pearlite when transforming from austenite to pearlite, and proeutectoid ferrite If the V content is less than 0.3%, the strength is insufficient and the other requirements are satisfied. The desired 0.2% yield strength cannot be obtained. On the other hand, when the content of V exceeds 0.9%, the effect is saturated and the toughness is rather lowered. Therefore, the content of V is set to 0.3 to 0.9%. A desirable lower limit of the V content is 0.4%, and a desirable upper limit is 0.7%.
Ｎ：０．００３〜０．０２０％
Ｎは、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉと結合して窒化物、あるいは炭窒化物を形成しやすく、結晶粒を微細化させるため、靱性向上に有効である。しかしながら、Ｎの含有量が０．００３％未満ではこの効果は得難い。一方で、Ｎの含有量が０．０２０％を超えると、粗大な窒化物が形成されやすくなり、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００３〜０．０２０％とした。なお、Ｎ含有量の望ましい下限は０．００６％であり、また、望ましい上限は０．０１５％である。
N: 0.003-0.020%
N combines with Al, V, Nb, and Ti to easily form nitrides or carbonitrides, and makes crystal grains finer, which is effective in improving toughness. However, this effect is difficult to obtain when the N content is less than 0.003%. On the other hand, when the N content exceeds 0.020%, coarse nitrides are easily formed, and the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.003 to 0.020%. The desirable lower limit of the N content is 0.006%, and the desirable upper limit is 0.015%.
本発明の方法で製造される鋼製熱間加工品の素材鋼の化学組成の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなる化学組成を有するものである。 One of the chemical compositions of the material steel of the hot-worked steel product manufactured by the method of the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities in addition to the above elements.
本発明の方法で製造される鋼製熱間加工品の素材鋼の化学組成の他の一つは、上記の元素に加えてさらに、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。 In addition to the above elements, another one of the chemical compositions of the raw steel for hot-worked steel manufactured by the method of the present invention is selected from Ni, Cr, Mo, Nb and Ti 1 It contains more than seed elements.
以下、これらの元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。 Hereinafter, the effect of these elements and the reason for limiting the content will be described.
Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、いずれも強度を高める作用を有する。このため、より高い強度を具備させたい場合には、以下の範囲で含有してもよい。 Ni, Cr and Mo all have the effect of increasing the strength. For this reason, when you want to provide higher intensity | strength, you may contain in the following ranges.
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、強度を高めるのに有効な元素であるので、高強度化のためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉを１．５％を超えて含有させても、強度を高める効果が飽和して、コストが嵩むばかりである。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの含有量は１．０％以下とすることが望ましい。
Ni: 1.5% or less Since Ni is an element effective for increasing the strength, Ni may be contained for increasing the strength. However, even if Ni is contained in excess of 1.5%, the effect of increasing the strength is saturated and the cost is increased. Therefore, the Ni content when contained is set to 1.5% or less. In addition, when Ni is contained, the content of Ni is preferably 1.0% or less.
一方、前記したＮｉの強度向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｉ含有量の下限を０．１％とすることが望ましく、０．３％とすれば一層望ましい。 On the other hand, in order to surely obtain the above-described effect of improving the strength of Ni, it is desirable that the lower limit of the Ni content is 0.1%, and more desirably 0.3%.
Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは、強度を高めるのに有効な元素であるので、高強度化のためにＣｒを含有してもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、その効果が飽和し、むしろ靱性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｒの含有量を１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｒの含有量は０．８％以下とすることが望ましい。
Cr: 1.5% or less Since Cr is an element effective for increasing the strength, Cr may be contained for increasing the strength. However, if the Cr content exceeds 1.5%, the effect is saturated, and rather the toughness is lowered. Therefore, the Cr content when contained is set to 1.5% or less. In addition, when Cr is contained, the Cr content is desirably 0.8% or less.
一方、前記したＣｒの強度向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＣｒ含有量の下限を０．１％とすることが望ましく、０．２％とすれば一層望ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the effect of improving the strength of Cr described above, it is desirable that the lower limit of the Cr content when contained is 0.1%, and more desirably 0.2%.
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏも、強度を高めるのに有効な元素であるので、高強度化のためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏを０．５％を超えて含有させても、強度を高める効果が飽和して、コストが嵩むばかりである。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を０．５％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの含有量は０．３％以下とすることが望ましい。
Mo: 0.5% or less Since Mo is also an element effective for increasing the strength, Mo may be contained for increasing the strength. However, even if Mo is contained in excess of 0.5%, the effect of increasing the strength is saturated and the cost is increased. Therefore, the Mo content in the case of inclusion is set to 0.5% or less. In addition, when Mo is contained, the content of Mo is desirably 0.3% or less.
一方、前記したＭｏの強度向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＭｏ含有量の下限を０．０３％とすることが望ましく、０．０８％とすれば一層望ましい。 On the other hand, in order to surely obtain the above-described effect of improving the strength of Mo, the lower limit of the Mo content when contained is preferably 0.03%, and more preferably 0.08%.
上記のＮｉ、ＣｒおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。なお、これらの元素の合計含有量は３．５％以下であってもよいが、１．５％以下とすることが好ましい。 Said Ni, Cr, and Mo can be contained only in any one of them, or 2 or more types of composites. The total content of these elements may be 3.5% or less, but is preferably 1.5% or less.
次に、ＮｂおよびＴｉは、いずれも結晶粒を微細化して靱性を高める作用を有する。このため、より優れた靱性を得たい場合には、以下の範囲で含有してもよい。 Next, both Nb and Ti have the effect of increasing the toughness by refining crystal grains. For this reason, when you want to obtain the more excellent toughness, you may contain in the following ranges.
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合して炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を形成しやすく、結晶粒を微細化して靱性を高める作用を有するので、この効果を得るためにＮｂを含有してもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、粗大な炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を形成しやすくなり、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量を０．０８％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は０．０５％以下とすることが望ましい。
Nb: 0.08% or less Nb combines with C and N to easily form carbides, nitrides, or carbonitrides, and has the effect of refining crystal grains to increase toughness. May contain Nb. However, when the Nb content exceeds 0.08%, coarse carbides, nitrides, or carbonitrides are easily formed, and the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.08% or less. When Nb is included, the Nb content is preferably 0.05% or less.
一方、前記したＮｂの靱性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｂ含有量の下限を０．００５％とすることが望ましく、０．０１％とすれば一層望ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the toughness improving effect of Nb described above, the lower limit of the Nb content in the case of inclusion is preferably 0.005%, and more preferably 0.01%.
Ｔｉ：０．０８％以下
Ｔｉも、Ｃ、Ｎと結合して炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を形成しやすく、結晶粒を微細化して靱性を高める作用を有するので、この効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０８％を超えると、粗大な炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を形成しやすくなり、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量を０．０８％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉの含有量は０．０５％以下とすることが望ましい。
Ti: 0.08% or less Ti also binds to C and N to easily form carbides, nitrides, or carbonitrides, and has the effect of increasing the toughness by refining crystal grains. Ti may also be contained. However, when the Ti content exceeds 0.08%, coarse carbides, nitrides, or carbonitrides are easily formed, and the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, when Ti is included, the content of Ti is set to 0.08% or less. In addition, when Ti is contained, the content of Ti is desirably 0.05% or less.
一方、前記したＴｉの靱性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＴｉ含有量の下限を０．００５％とすることが望ましく、０．０１％とすれば一層望ましい。 On the other hand, in order to reliably obtain the effect of improving the toughness of Ti described above, the lower limit of the Ti content when contained is preferably 0.005%, and more preferably 0.01%.
上記のＮｂおよびＴｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有することができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．１６％以下であってもよいが、０．１０％以下とすることが好ましい。 Said Nb and Ti can be contained only in any 1 type or 2 types of composites. The total content of these elements may be 0.16% or less, but is preferably 0.10% or less.
（Ｂ）製造条件について：
本発明においては、所望の、組織状態（つまり、パーライト単相組織状態、または、パーライト組織を主体とする金属組織状態）および０．２％耐力を得るために、（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼からなる素材に、前記＜１＞〜＜３＞の工程の処理を順に施す必要がある。
(B) About manufacturing conditions:
In the present invention, in order to obtain a desired structure state (that is, a pearlite single-phase structure state or a metal structure state mainly composed of a pearlite structure) and a 0.2% yield strength, the chemistry described in the item (A) is used. It is necessary to sequentially perform the processes of the steps <1> to <3> on a material made of steel having a composition.
以下、上記の工程に関して詳しく説明する。 Hereinafter, the above steps will be described in detail.
＜１＞の工程について：
本発明においては、先ず、＜１＞の「素材全体を、７５０〜９５０℃に加熱した後、熱間加工によって粗成形品を得る工程」を経る必要がある。
Regarding the process <1>:
In the present invention, first, it is necessary to go through <1> “step of obtaining a rough molded product by hot working after heating the whole material to 750 to 950 ° C.”.
加熱温度が７５０℃未満の場合、変形抵抗が大きいため、鍛造金型を始めとする熱間加工工具の損傷が激しくなる。一方、加熱温度が９５０℃を上回ると、軟質部となる＜２＞の工程での非加熱部（以下、単に「軟質部」という。）の強度が高くなり、高強度部となる＜２＞の工程での加熱部（以下、単に「高強度部」という。）との０．２％耐力の差を１５０ＭＰａ以上にすることができない。したがって、加熱温度は７５０〜９５０℃とする。 When the heating temperature is less than 750 ° C., since the deformation resistance is large, the hot working tools including the forging die are severely damaged. On the other hand, when the heating temperature exceeds 950 ° C., the strength of the non-heated part (hereinafter, simply referred to as “soft part”) in the process <2> that becomes the soft part becomes high and becomes the high-strength part <2>. The difference in 0.2% proof stress from the heating part (hereinafter simply referred to as “high-strength part”) in this step cannot be 150 MPa or more. Therefore, the heating temperature is 750 to 950 ° C.
なお、この＜１＞の工程において、素材全体を上記温度に加熱する際の保持時間については特に規定するものではないが、１０秒以上とすることが好ましい。上記加熱の際の保持時間は５分以下とすることが好ましく、１分以下とすればさらに好ましい。 In the step <1>, the holding time for heating the entire material to the above temperature is not particularly specified, but is preferably 10 seconds or more. The holding time during the heating is preferably 5 minutes or less, more preferably 1 minute or less.
＜１＞の工程において、素材全体を加熱した後、粗成形品を得るために施す熱間加工の手段は特に規定するものではなく、熱間鍛造を始めとして所定の形状が得られるものであればどのような加工手段を用いてもよい。 In the step <1>, the means for hot working to obtain a rough molded product after heating the entire material is not particularly specified, and a predetermined shape such as hot forging can be obtained. Any processing means may be used.
＜２＞の工程について：
本発明においては、＜１＞の工程の後に、＜２＞の「得られた粗成形品の体積の５０％以下の部分を、平均加熱速度５℃／秒以上で１１００〜１３００℃にさらに加熱した後、仕上げ成形のための熱間加工を開始し、その熱間加工を加熱終了後１５秒以内に終了させ、その後、上記の熱間加工で仕上げ成形した部分を、平均冷却速度１．５〜３０℃／秒で、６００〜４８０℃まで冷却して、仕上げ成形品を得る工程」を経る必要がある。
Regarding step <2>:
In the present invention, after the step <1>, the portion of 50% or less of the volume of the obtained rough molded product of <2> is further heated to 1100 to 1300 ° C. at an average heating rate of 5 ° C./second or more. After that, the hot working for finish forming is started, the hot working is finished within 15 seconds after the heating is finished, and then the part finished by the hot working is subjected to an average cooling rate of 1.5. It is necessary to go through a process of cooling to 600 to 480 ° C. at ˜30 ° C./second to obtain a finished molded product ”.
上記＜１＞の工程で得られた粗成形品の体積の５０％を超える部分を加熱すると、高強度部の割合が大きくなり過ぎるので、被削性向上の効果が小さい。したがって、＜２＞の工程で加熱する部分は粗成形品の体積の５０％以下の部分とする。なお、加熱する部分は粗成形品の体積の４０％以下とすることが好ましく、３０％以下であればさらに好ましい。上記加熱する部分は粗成形品の体積の２０％以上とすることが好ましい。 When the portion exceeding 50% of the volume of the roughly molded product obtained in the above step <1> is heated, the ratio of the high-strength portion becomes too large, and the effect of improving the machinability is small. Therefore, the part to be heated in the step <2> is a part of 50% or less of the volume of the rough molded product. In addition, it is preferable that the part to heat shall be 40% or less of the volume of a rough molded product, and if it is 30% or less, it is more preferable. The part to be heated is preferably 20% or more of the volume of the roughly molded product.
また、上記の加熱において、平均加熱速度が５℃／秒未満の場合、軟質部の強度が高くなり、高強度部との０．２％耐力の差を１５０ＭＰａ以上にすることができない。したがって、粗成形品の体積の５０％以下の部分を加熱する際の平均加熱速度は５℃／秒以上とする。 Moreover, in said heating, when an average heating rate is less than 5 degree-C / sec, the intensity | strength of a soft part becomes high and the difference of 0.2% yield strength with a high intensity | strength part cannot be 150 Mpa or more. Therefore, the average heating rate when heating a portion of 50% or less of the volume of the roughly molded product is 5 ° C./second or more.
上記の平均加熱速度は、加熱手段として、例えば、高周波加熱を用いれば達成することができる。 The average heating rate can be achieved by using, for example, high frequency heating as a heating means.
なお、上記の平均加熱速度は１０℃／秒以上とすることが好ましい。上記の平均加熱速度の上限については特に規定しないが、工業的な規模では、平均加熱速度の最大は、２００℃／秒程度である。 The average heating rate is preferably 10 ° C./second or more. The upper limit of the average heating rate is not particularly specified, but on an industrial scale, the maximum average heating rate is about 200 ° C./second.
上述の加熱において、加熱温度が１１００℃未満の場合には、高強度部の内部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じる。一方、加熱温度が１３００℃を上回る場合には、脱炭や酸化スケールの生成が激しくなる。したがって、粗成形品の体積の５０％以下の部分を平均加熱速度５℃／秒以上で加熱する温度は１１００〜１３００℃とする。上記の加熱温度は１１５０℃以上とすることが好ましく、また、１２５０℃以下とすることが好ましい。 In the above-described heating, when the heating temperature is less than 1100 ° C., there is a portion where the 0.2% proof stress inside the high-strength portion is less than 1000 MPa. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1300 ° C., decarburization and generation of oxide scale become severe. Accordingly, the temperature at which a portion of 50% or less of the volume of the roughly molded product is heated at an average heating rate of 5 ° C./second or more is set to 1100 to 1300 ° C. The heating temperature is preferably 1150 ° C. or higher, and is preferably 1250 ° C. or lower.
なお、上記温度での加熱保持時間は特に規定するものではないが、５秒以上とすることが好ましい。また、加熱保持時間は３０秒以下とすることが好ましい。 The heating and holding time at the above temperature is not particularly specified, but is preferably 5 seconds or more. The heating and holding time is preferably 30 seconds or less.
上記の加熱後、仕上げ成形のための熱間加工を施す。仕上げ成形するための熱間加工の手段は特に規定するものではなく、熱間鍛造を始めとして、所定の形状が得られるものであればどのような加工手段を用いてもよい。 After the above heating, hot working for finish molding is performed. The means for hot working for finish forming is not particularly specified, and any working means may be used as long as a predetermined shape can be obtained including hot forging.
しかしながら、熱間加工による仕上げ成形の終了が上記の加熱終了後１５秒を超えると、軟質部の強度が高くなり、高強度部との０．２％耐力の差を１５０ＭＰａ以上にすることができない。したがって、仕上げ成形のための熱間加工は、加熱終了後、１５秒以内に終了させる。なお、上記の仕上げ成形のための熱間加工は、加熱終了後、１０秒以内に終了させることが好ましい。 However, if the finish of the finish forming by hot working exceeds 15 seconds after the completion of the heating, the strength of the soft part increases, and the difference in 0.2% proof stress from the high strength part cannot be 150 MPa or more. . Therefore, the hot working for finish molding is finished within 15 seconds after the heating is finished. In addition, it is preferable to complete | finish the hot processing for said finish molding within 10 second after completion | finish of a heating.
上記仕上げ成形のための熱間加工を終了した後、その成形部分を冷却するに際して、平均冷却速度が１．５℃／秒未満の場合、熱伝導によって温度が均一化しやすいので、軟質部の強度が高くなり、高強度部との０．２％耐力の差を１５０ＭＰａ以上にすることができない。一方、平均冷却速度が３０℃／秒を上回る場合、表面と内部の温度差が大きくなり、その結果、高強度部の内部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じ、さらに軟質部と高強度部との０．２％耐力の差も１５０ＭＰａ未満になる。したがって、仕上げ成形のための熱間加工を終了した後の、該熱間加工で仕上げ成形した部分の平均冷却速度は、１．５〜３０℃／秒とする。 When the average cooling rate is less than 1.5 ° C / second when cooling the molded part after finishing the hot working for the above finish molding, the temperature is easily equalized by heat conduction, so the strength of the soft part And the difference in 0.2% proof stress from the high strength part cannot be made 150 MPa or more. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 30 ° C./second, the temperature difference between the surface and the interior becomes large, and as a result, a portion where the 0.2% proof stress inside the high-strength portion is less than 1000 MPa is generated, and the softness is further increased. The difference in 0.2% yield strength between the part and the high strength part is also less than 150 MPa. Therefore, after finishing the hot working for the finish forming, the average cooling rate of the part finish-molded by the hot working is set to 1.5 to 30 ° C./second.
上記の平均冷却速度は、２℃／秒以上とすることが好ましく、また、２０℃／秒以下とすることが好ましい。 The average cooling rate is preferably 2 ° C./second or more, and preferably 20 ° C./second or less.
上記の冷却において、冷却停止温度が６００℃を上回ると、パーライトラメラ間隔が粗大な組織が生成しやすくなり、高強度部の内部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じる。一方、冷却停止温度が４８０℃を下回ると、ベイナイト組織が生成しやすくなり、高強度部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じ、さらに軟質部と高強度部との０．２％耐力の差も１５０ＭＰａ未満になる。したがって、仕上げ成形のための熱間加工を終了後、該熱間加工で仕上げ成形した部分を、１．５〜３０℃／秒の平均冷却速度で６００〜４８０℃まで冷却して、仕上げ成形品を得ることとする。 In the cooling described above, when the cooling stop temperature exceeds 600 ° C., a structure having a coarse pearlite lamella spacing is likely to be generated, and a portion where the 0.2% proof stress inside the high-strength portion is less than 1000 MPa occurs. On the other hand, when the cooling stop temperature is lower than 480 ° C., a bainite structure is likely to be generated, and a portion where the 0.2% proof stress in the high strength portion is less than 1000 MPa is generated. The difference in 2% proof stress is also less than 150 MPa. Therefore, after finishing the hot working for finish molding, the part finished by hot working is cooled to 600 to 480 ° C. at an average cooling rate of 1.5 to 30 ° C./second to obtain a finished molded product. To get.
上記の平均冷却速度で冷却する温度は５８０℃以下とすることが好ましい。 The temperature for cooling at the above average cooling rate is preferably 580 ° C. or lower.
なお、上記冷却における冷却手段については、特に制限はないが、空気や窒素によるファン風冷や、スプレーノズルを用いた空気や窒素による風冷、気体と液体を混合したミスト冷却が好適である。 The cooling means in the cooling is not particularly limited, and fan cooling with air or nitrogen, air cooling with air or nitrogen using a spray nozzle, or mist cooling in which a gas and a liquid are mixed is preferable.
＜３＞の工程について：
本発明においては、＜２＞の工程の後に、＜３＞の「得られた仕上げ成形品を、炉内温度が〔１０９０−冷却後の温度〕℃〜〔１１９０−冷却後の温度〕℃の熱処理炉で２５０〜３６００秒保持する工程」を経る必要がある。
Regarding step <3>:
In the present invention, after the step <2>, <3> “the finished molded product obtained has a furnace temperature of [1090-temperature after cooling] ° C. to [1190-temperature after cooling] ° C. It is necessary to go through the process of “holding for 250 to 3600 seconds in a heat treatment furnace”.
オーステナイトからパーライトやフェライトへの変態を６３０〜５５０℃の範囲で生じさせれば、パーライトラメラ間隔が小さくなり、かつ微細なＶＣが得られるので、高強度化を図ることができる。なお、上記のオーステナイトからパーライトやフェライトへの変態は、被処理材の表面だけでなく内部でも生じさせる必要があるが、上記＜２＞の工程の冷却を行うと、表面と内部で温度差が生じ、表面の方が温度が低くなる。したがって、表面と内部における温度差を小さくするために、上記＜２＞の工程の冷却を行って仕上げ成形品を得た後は、熱処理炉でその仕上げ成形品を加熱・保持する。 If transformation from austenite to pearlite or ferrite occurs in the range of 630 to 550 ° C., the pearlite lamella spacing is reduced and a fine VC can be obtained, so that high strength can be achieved. The transformation from austenite to pearlite or ferrite needs to occur not only on the surface of the material to be treated, but also on the inside. However, when cooling in the process <2>, there is a temperature difference between the surface and the inside. Occurs and the surface is cooler. Therefore, in order to reduce the temperature difference between the surface and the inside, after cooling the process <2> to obtain a finished molded product, the finished molded product is heated and held in a heat treatment furnace.
この場合、熱処理炉の炉内温度が〔１１９０−冷却後の温度〕℃を超えると、オーステナイトからの変態が６３０℃を超える部分が生じるため、高強度部の内部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じる。また、熱処理炉の炉内温度が〔１０９０−冷却後の温度〕℃未満では、オーステナイトからの変態が５５０℃を下回る部分が生じるため、高強度部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じ、さらに軟質部と高強度部との０．２％耐力の差も１５０ＭＰａ未満になる。したがって、＜２＞の工程で得られた仕上げ成形品を加熱保持する熱処理炉の炉内温度は〔１０９０−冷却後の温度〕℃〜〔１１９０−冷却後の温度〕℃とする。 In this case, when the furnace temperature of the heat treatment furnace exceeds [1190-temperature after cooling] ° C., a portion where the transformation from austenite exceeds 630 ° C. occurs, so that the 0.2% proof stress inside the high strength portion is The part which becomes less than 1000 MPa arises. In addition, when the temperature inside the heat treatment furnace is less than [1090-temperature after cooling] ° C., a portion where the transformation from austenite is less than 550 ° C. occurs, so the 0.2% proof stress in the high strength portion is less than 1000 MPa. A portion is formed, and the difference in 0.2% proof stress between the soft portion and the high strength portion is also less than 150 MPa. Therefore, the furnace temperature of the heat treatment furnace for heating and holding the finished molded product obtained in the step <2> is [1090-temperature after cooling] ° C. to [1190-temperature after cooling] ° C.
上記の炉内温度の熱処理炉における仕上げ成形品の保持時間が、２５０秒未満では、熱処理炉内でオーステナイトからの変態が終了せず、その後の冷却過程でも変態が生じるため、高強度部の内部での０．２％耐力が１０００ＭＰａ未満になる部分が生じ、さらに軟質部と高強度部との０．２％耐力の差も１５０ＭＰａ未満になる。一方、上記の炉内温度の熱処理炉における保持時間が、３６００秒を超えると、表面での脱炭が顕著になる。したがって、＜２＞の工程で得られた仕上げ成形品を、炉内温度が〔１０９０−冷却後の温度〕℃〜〔１１９０−冷却後の温度〕℃の熱処理炉で保持する時間は２５０〜３６００秒とする。 If the holding time of the finished molded product in the heat treatment furnace at the above furnace temperature is less than 250 seconds, transformation from austenite is not completed in the heat treatment furnace, and transformation occurs in the subsequent cooling process. A portion where the 0.2% proof stress is less than 1000 MPa occurs, and the difference in 0.2% proof strength between the soft portion and the high strength portion is also less than 150 MPa. On the other hand, when the holding time in the heat treatment furnace at the above furnace temperature exceeds 3600 seconds, decarburization on the surface becomes remarkable. Therefore, the time for holding the finished molded product obtained in the step <2> in a heat treatment furnace having an in-furnace temperature of [1090-temperature after cooling] ° C. to [1190-temperature after cooling] ° C. is 250-3600. Seconds.
上記の保持時間は３００秒以上とすることが好ましく、また、１８００秒以下とすることが好ましい。 The holding time is preferably 300 seconds or longer, and preferably 1800 seconds or shorter.
なお、炉内温度が〔１０９０−冷却後の温度〕℃〜〔１１９０−冷却後の温度〕℃の熱処理炉で上述の仕上げ成形品を保持する時間は、その炉内温度が上記温度域にある１ゾーンから構成された熱処理炉での保持時間であってもよいし、炉内の各ゾーンの温度が、上記の温度域にあるいくつかのゾーンから構成された熱処理炉での合計の保持時間であってもよい。 The furnace temperature is [1090-temperature after cooling] ° C to [1190-temperature after cooling] ° C. The time for holding the finished molded product in the heat treatment furnace is in the above temperature range. It may be a holding time in a heat treatment furnace constituted by one zone, or a total holding time in a heat treatment furnace constituted by several zones in which the temperature of each zone in the furnace is in the above temperature range. It may be.
熱処理炉としては、一般的なガス雰囲気の炉、液体を媒体とする塩浴炉、固体を媒体とする流動層炉のいずれを用いてもよいが、塩浴炉、流動層炉のいずれかを用いることが好ましい。 As a heat treatment furnace, any of a general gas atmosphere furnace, a salt bath furnace using a liquid as a medium, and a fluidized bed furnace using a solid as a medium may be used, but either a salt bath furnace or a fluidized bed furnace may be used. It is preferable to use it.
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼からなる素材に、前記＜１＞〜＜３＞の工程の処理を順に施すことによって、低コストで、しかも容易に、パーライト単相組織、またはパーライト組織を主体とする金属組織となり、高強度部の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上で、それ以外の部分では高強度部よりも０．２％耐力で１５０ＭＰａ以上低い鋼製熱間加工品が得られる。 By subjecting the material comprising the steel having the chemical composition described in the item (A) to the steps <1> to <3> in order, the pearlite single-phase structure can be easily produced at low cost, or A steel hot-worked product having a metal structure mainly composed of a pearlite structure and having a 0.2% yield strength of the high-strength portion of 1000 MPa or more and a 0.2% yield strength of 150 MPa or more lower than the high-strength portion in the other portions. can get.
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｓを５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳造してインゴットを得た。 Steels A to S having the chemical compositions shown in Table 1 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace and then cast to obtain an ingot.
表１中の鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｅ、鋼Ｆおよび鋼Ｈ〜Ｓは、本発明で規定される化学組成を満足する鋼である。一方、鋼Ｃ、鋼Ｄおよび鋼Ｇは、本発明で規定される化学組成の範囲を外れる比較例の鋼である。 Steel A, steel B, steel E, steel F, and steel HS in Table 1 are steels that satisfy the chemical composition defined in the present invention. On the other hand, Steel C, Steel D, and Steel G are comparative steels that are out of the range of the chemical composition defined in the present invention.
各インゴットを一旦室温まで冷却した後、再度１２５０℃で３０分加熱し、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造して、直径５０ｍｍの丸棒を得た。 Each ingot was once cooled to room temperature, then heated again at 1250 ° C. for 30 minutes, and hot forged at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to obtain a round bar having a diameter of 50 mm.
次いで、上記の直径５０ｍｍの各丸棒を、８５０℃で１時間保持して室温まで放冷する処理を行った後、機械加工によって、以下の加工熱処理試験に用いる直径３８．５ｍｍ、長さ８８ｍｍの試験片を作製した。 Next, each round bar having a diameter of 50 mm was subjected to a treatment of holding at 850 ° C. for 1 hour and allowing it to cool to room temperature, and then by machining, a diameter of 38.5 mm and a length of 88 mm used for the following heat treatment test. A test piece was prepared.
加工熱処理試験は、熱間鍛造を模擬するため、高周波加熱装置、前方押出金型、プレス、および冷却装置を用い、熱間押出により行った。 The heat treatment test was performed by hot extrusion using a high-frequency heating device, a forward extrusion die, a press, and a cooling device in order to simulate hot forging.
図１に、加工熱処理試験の条件を模式的に示す。また、図２に、加工熱処理試験中の試験片形状の変化を模式的に示した。 FIG. 1 schematically shows the conditions for the heat treatment test. FIG. 2 schematically shows changes in the shape of the test piece during the thermomechanical test.
なお、図１中の「５０％」は、＜１＞の工程で、粗成形品を得るための熱間加工に対応する工程が、直径３８．５ｍｍの試験片を直径２７．２ｍｍに加工する、すなわち断面減少率５０％で加工する、熱間押出であることを示す。さらに、図１中の「２０％」は、＜２＞の工程で、仕上げ成形のための熱間加工に対応する工程が、上記直径２７．２ｍｍに加工した試験片の加工トップ部分を直径２４．３ｍｍに加工する、すなわち断面減少率２０％で加工する、熱間押出であることを示す。なお、上記の「熱間押出」はいずれも、水平面と垂直をなすように上から下に向けて実施した。 Note that “50%” in FIG. 1 is the step <1>, and the step corresponding to the hot working for obtaining a rough molded product is to process a test piece having a diameter of 38.5 mm to a diameter of 27.2 mm. That is, it indicates that the hot extrusion is performed with a cross-section reduction rate of 50%. Further, “20%” in FIG. 1 is the step <2>, in which the step corresponding to the hot working for finish forming is the diameter of the processed top portion of the test piece processed to 27.2 mm in diameter. .3 indicates hot extrusion, which is processed to 3 mm, that is, processed with a cross-section reduction rate of 20%. The above “hot extrusion” was performed from the top to the bottom so as to be perpendicular to the horizontal plane.
図２中の（ａ）は、＜１＞の工程の熱間加工に対応する熱間押出に用いた直径３８．５ｍｍ、長さ８８ｍｍの試験片形状を表す。（ｂ）は、上記の熱間押出によって得られた直径２７．２ｍｍ、長さ１４０ｍｍの粗成形試験片の形状を表す。また、（ｃ）は、＜２＞の工程における上記粗成形試験片の加熱部分が加工トップ部分５０ｍｍであることを示す。さらに、（ｄ）は、＜２＞の工程の仕上げ成形のための熱間加工に対応する熱間押出によって得られた、直径２４．３ｍｍ、長さ６２．５ｍｍの下端部と直径２７．２ｍｍ、長さ９０ｍｍの上端部からなる試験片形状を示す。 (A) in FIG. 2 represents the shape of a test piece having a diameter of 38.5 mm and a length of 88 mm used for hot extrusion corresponding to the hot working in the step <1>. (B) represents the shape of a coarse molded specimen having a diameter of 27.2 mm and a length of 140 mm obtained by hot extrusion. Moreover, (c) shows that the heated portion of the rough molded test piece in the step <2> is a processing top portion of 50 mm. Further, (d) shows a lower end portion having a diameter of 24.3 mm, a length of 62.5 mm, and a diameter of 27.2 mm obtained by hot extrusion corresponding to hot working for finish forming in the step <2>. The shape of a test piece consisting of a 90 mm long upper end is shown.
また、表２に、加工熱処理試験条件の詳細を示す。表２中の記号Ａ〜Ｈは、図１に示す記号Ａ〜Ｈに対応するものであり、それぞれの具体的内容は次のとおりである。
Ａ：＜１＞の工程における試験片全体（つまり、直径３８．５ｍｍ、長さ８８ｍｍの試験片全体）の加熱温度（℃）、
Ｂ：＜２＞の工程における「平均加熱速度」であって、上記＜１＞の工程で直径２７．２ｍｍに加工した試験片の加工トップ部分５０ｍｍ（つまり、押出加工後の長さで下部５０ｍｍの部分）についての平均加熱速度（℃／秒）、
Ｃ：＜２＞の工程における「加熱温度」であって、上記直径２７．２ｍｍに加工した試験片の加工トップ部分５０ｍｍ（つまり、押出加工後の長さで下部５０ｍｍの部分）についての加熱温度（℃）、
Ｄ：＜２＞の工程における加熱終了から熱間加工に対応する熱間押出（つまり、直径２７．２ｍｍの長さ５０ｍｍ部分の直径２４．３ｍｍへの熱間押出）が終了するまでの時間（秒）、
Ｅ：＜２＞の工程における「平均冷却速度」であって、直径２４．３ｍｍに熱間押出した部分の平均冷却速度（℃／秒）、
Ｆ：＜２＞の工程において「冷却した温度」であって、直径２４．３ｍｍに熱間押出した部分の最終的な冷却温度（℃）、
Ｇ：＜３＞の工程において、＜１＞および＜２＞の工程で得られた成形材全体を保持した熱処理炉の炉内温度（℃）、
Ｈ：＜３＞の工程において、＜１＞および＜２＞の工程で得られた成形材全体の上記熱処理炉での保持時間（秒）。
Table 2 shows details of the thermomechanical test conditions. The symbols A to H in Table 2 correspond to the symbols A to H shown in FIG. 1 and the specific contents thereof are as follows.
A: The heating temperature (° C.) of the entire test piece in the step <1> (that is, the entire test piece having a diameter of 38.5 mm and a length of 88 mm),
B: “Average heating rate” in the step <2>, the processing top portion of the test piece processed to a diameter of 27.2 mm in the step <1> above (that is, the length after extrusion, the
C: “heating temperature” in the step <2>, which is the heating temperature for the processing
D: Time from the end of heating in the step <2> to the end of hot extrusion corresponding to hot working (that is, hot extrusion to a diameter of 24.3 mm of a 50 mm long portion having a diameter of 27.2 mm) ( Seconds),
E: “Average cooling rate” in the process of <2>, which is an average cooling rate (° C./second) of a portion hot-extruded to a diameter of 24.3 mm,
F: “cooled temperature” in the process of <2>, and the final cooling temperature (° C.) of the portion hot-extruded to a diameter of 24.3 mm,
G: In the step <3>, the furnace temperature (° C.) of the heat treatment furnace that holds the entire molding material obtained in the steps <1> and <2>,
H: Holding time (seconds) in the heat treatment furnace of the whole molding material obtained in the steps <1> and <2> in the step <3>.
なお、表２の「Ｅ」項に示す平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合の冷却は、圧縮空気による空冷で行った。また、上記平均冷却速度が１０℃／秒以上の場合の冷却は、空気と水を混合させたミスト冷却で行った。 The cooling when the average cooling rate shown in the section “E” of Table 2 was less than 10 ° C./second was performed by air cooling with compressed air. The cooling when the average cooling rate was 10 ° C./second or more was performed by mist cooling in which air and water were mixed.
ここで、加工熱処理中の温度は放射温度計を用いて、試験片表面を測定した。 Here, the temperature during the heat treatment was measured on the surface of the test piece using a radiation thermometer.
＜１＞および＜２＞の工程に対応する加熱は次のようにして実施した。すなわち、＜１＞の工程に対応する加熱は試験片全体について行い、また、＜２＞の工程に対応する加熱は試験片の前述した部分について行った。なお、いずれの場合も、加熱対象部分における加熱開始前と加熱終了後の長さ方向で中央部の位置での表面温度を測定し、加熱開始前および加熱終了後の温度ならびに加熱時間から平均加熱速度を求めた。 Heating corresponding to the steps <1> and <2> was performed as follows. That is, heating corresponding to the step <1> was performed on the entire test piece, and heating corresponding to the step <2> was performed on the above-described portion of the test piece. In any case, the surface temperature at the central portion is measured in the length direction before and after the start of heating in the part to be heated, and the average heating is performed from the temperature and the heating time before and after the start of heating. The speed was determined.
＜２＞の工程に対応する冷却は、試験片全体（つまり、＜１＞の工程に対応する熱間押出ままの部分と＜２＞の工程に対応する仕上げ成形のための熱間押出を行った部分の全て）について、試験片を円周方向に回転させながら行った。そして、＜２＞の工程の仕上げ成形に対応する熱間押出を行った部分の冷却開始前と冷却終了後の表面温度を測定し、冷却開始前および冷却終了後の温度ならびに冷却時間から、上記仕上げ成形に対応する熱間押出を行った部分の平均冷却速度を求めた。 The cooling corresponding to the process <2> is performed by performing the entire test piece (that is, the hot-extruded portion corresponding to the process <1> and the hot extrusion for the finish molding corresponding to the process <2>. The test piece was carried out while rotating the test piece in the circumferential direction. And the surface temperature before the start of cooling and after the end of cooling of the part subjected to hot extrusion corresponding to the finish molding in the process of <2> is measured, from the temperature before the start of cooling and after the end of cooling and the cooling time, The average cooling rate of the part subjected to hot extrusion corresponding to finish molding was determined.
上記の加工熱処理を行った各試験片の上端部、および下端部について、横断面の表面から５ｍｍ位置および中心部のそれぞれから、全長５０ｍｍ、平行部長さ１８ｍｍ、平行部直径３．２ｍｍの引張試験片を採取し、一般的な方法で常温での引張試験を行って、０．２％耐力を求めた。上記の「下端部」が高強度部に相当し、また「上端部」が軟質部に相当する。 About the upper end part and the lower end part of each test piece subjected to the above-described heat treatment, a tensile test having a total length of 50 mm, a parallel part length of 18 mm, and a parallel part diameter of 3.2 mm from the position of 5 mm from the surface of the cross section and the center part. Pieces were collected and subjected to a tensile test at room temperature by a general method to obtain 0.2% yield strength. The above “lower end portion” corresponds to a high strength portion, and the “upper end portion” corresponds to a soft portion.
本発明は、前述のとおり、高強度部の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上で、軟質部の０．２％耐力が高強度部のそれに比べて１５０ＭＰａ以上低いことを目標とするものである。なお、各試験番号について、４とおりの〔下端部の０．２％耐力〕−〔上端部の０．２％耐力〕を計算して、それらの最小値を「Δ０．２％耐力」とし、「Δ０．２％耐力」が１５０ＭＰａ以上であれば、「軟質部の０．２％耐力が高強度部のそれに比べて１５０ＭＰａ以上低い」と評価した。 As described above, the present invention has a target that the 0.2% yield strength of the high strength portion is 1000 MPa or more and the 0.2% yield strength of the soft portion is 150 MPa or more lower than that of the high strength portion. For each test number, four types of [0.2% proof stress at the lower end] − [0.2% proof stress at the upper end] were calculated, and the minimum value thereof was defined as “Δ0.2% proof stress”. When “Δ0.2% yield strength” was 150 MPa or more, it was evaluated that “the 0.2% yield strength of the soft part was 150 MPa or more lower than that of the high-strength part”.
試験片の下端部から採取した引張試験片については、上記の引張試験後にねじ部を軸方向に垂直に切断し、断面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した。これをナイタールで腐食した後、次に示す条件で光学顕微鏡による金属組織の観察を行い、光学顕微鏡で撮影した写真を用いて、パーライト組織の面積分率を測定した。６視野の面積分率の平均値をその試験番号のパーライト組織の面積分率とした。
・倍率：４００倍、
・視野数：６、
・各視野の大きさ：０．２５ｍｍ×０．２５ｍｍ。
About the tensile test piece extract | collected from the lower end part of the test piece, the thread part was cut | disconnected perpendicularly | vertically to the axial direction after said tension test, it embedded in resin so that a cross section might become a test surface, and it mirror-polished. After this was corroded with nital, the metal structure was observed with an optical microscope under the following conditions, and the area fraction of the pearlite structure was measured using a photograph taken with an optical microscope. The average value of the area fractions of the six visual fields was defined as the area fraction of the pearlite structure of the test number.
・ Magnification: 400 times
・ Number of fields of view: 6,
-Size of each visual field: 0.25 mm x 0.25 mm.
金属組織は、マルテンサイト組織やベイナイト組織主体の組織となると、熱処理歪みが大きく、また焼戻しによる強度変化量も大きくなる。このため、パーライト単相組織またはパーライト組織を主体とする金属組織となることを目標とした。なお、既に述べたように、「パーライト組織を主体とする金属組織」とは、パーライト単相組織、またはフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのうちの１種以上とパーライトとの混合組織からなり、パーライト組織の面積分率が６０％以上であることを意味する。 When the metal structure becomes a structure mainly composed of a martensite structure or a bainite structure, the heat treatment distortion is large, and the strength change amount due to tempering is also large. For this reason, it aimed at becoming the metal structure which has a pearlite single phase structure or a pearlite structure as a main constituent. As already described, the “metal structure mainly composed of pearlite” is a pearlite structure consisting of a pearlite single-phase structure or a mixed structure of one or more of ferrite, bainite and martensite and pearlite. This means that the area fraction is 60% or more.
表３および表４に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、これらの表には、上記の「Δ０．２％耐力」を併記した。 Tables 3 and 4 collectively show the above test results. In these tables, the above “Δ0.2% yield strength” is also shown.
表３および表４から、本発明で規定する条件を全て満たす「本発明例」の試験番号の場合には、目標とする組織が得られ、しかも、高強度部の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上で、高強度部と軟質部の０．２％耐力の差が１５０ＭＰａ以上という、目標とする強度特性が得られていることが明らかである。 From Table 3 and Table 4, in the case of the test number of “Example of the present invention” that satisfies all the conditions specified in the present invention, a target structure is obtained, and the 0.2% proof stress of the high strength portion is 1000 MPa. From the above, it is apparent that the target strength characteristic is obtained in which the difference in 0.2% proof stress between the high strength portion and the soft portion is 150 MPa or more.
これに対して、本発明で規定する化学組成を満足する鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｅ、鋼Ｆおよび鋼Ｈ〜Ｓを素材鋼として用いても、製造条件が本発明の規定から外れる場合には、「比較例」の試験番号に示すように、たとえ目標とする組織が得られていても、高強度部の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上で、高強度部と軟質部の０．２％耐力の差が１５０ＭＰａ以上という、目標とする強度特性が両立できていない。 On the other hand, even when the steel A, steel B, steel E, steel F and steel H to S satisfying the chemical composition defined in the present invention are used as the raw material steel, the manufacturing conditions deviate from the provisions of the present invention. As shown in the test number of “Comparative Example”, even if the target structure is obtained, the 0.2% proof stress of the high strength portion is 1000 MPa or more, and the high strength portion and the soft portion of 0.2%. The target strength characteristic that the difference in% proof stress is 150 MPa or more is not compatible.
また、本発明で規定する製造条件を満足しても、化学組成が本発明で規定する範囲を外れる鋼Ｃ、鋼Ｄおよび鋼Ｇを用いた場合には、「比較例」の試験番号に示すように、たとえ目標とする組織が得られていても、高強度部の０．２％耐力が１０００ＭＰａ以上で、高強度部と軟質部の０．２％耐力の差が１５０ＭＰａ以上という、目標とする強度特性が両立できていない。 In addition, when Steel C, Steel D, and Steel G, whose chemical composition falls outside the range specified in the present invention even when the production conditions specified in the present invention are satisfied, the test number of “Comparative Example” is shown. Thus, even if the target structure is obtained, the 0.2% proof stress of the high strength part is 1000 MPa or more, and the difference between the 0.2% proof stress of the high strength part and the soft part is 150 MPa or more. The strength characteristics to be achieved are not compatible.
本発明の製造方法によって製造された高強度かつ強度傾斜を有する鋼製熱間加工品は、高い強度を有するとともに製造コストの低減が可能で、また、良好な被削性も備えている。このため、本発明によって製造された高強度かつ強度傾斜を有する鋼製部品を素材として用いれば、自動車、トラック、その他産業機械の部品であるシャフト、ハブユニット、等速ジョイント、コンロッドなどを低いコストで製造することができる。 The steel hot-worked product with high strength and strength gradient produced by the production method of the present invention has high strength, can reduce production cost, and has good machinability. For this reason, if steel parts manufactured according to the present invention and having high strength and strength gradient are used as materials, shafts, hub units, constant velocity joints, connecting rods, etc., which are parts of automobiles, trucks and other industrial machines, can be manufactured at low cost. Can be manufactured.
Claims (3)
＜１＞素材全体を、７５０〜９５０℃に加熱した後、熱間加工によって粗成形品を得る工程、
＜２＞得られた粗成形品の体積の５０％以下の部分を、平均加熱速度５℃／秒以上で１１００〜１３００℃にさらに加熱した後、仕上げ成形のための熱間加工を開始し、その熱間加工を加熱終了後１５秒以内に終了させ、その後、上記の熱間加工で仕上げ成形した部分を、平均冷却速度１．５〜３０℃／秒で、６００〜４８０℃まで冷却して、仕上げ成形品を得る工程、および、
＜３＞得られた仕上げ成形品を、炉内温度が〔１０９０−冷却後の温度〕℃〜〔１１９０−冷却後の温度〕℃の熱処理炉で２５０〜３６００秒保持する工程。 In mass%, C: 0.4 to 0.9%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.10% or less, S: 0.005 -0.2%, Al: 0.01-0.05%, V: 0.3-0.9% and N: 0.003-0.020%, with the balance being Fe and impurities A method for producing a hot-worked steel product having a high strength and a strength gradient, characterized in that a material made of steel having a composition is sequentially subjected to the following steps <1> to <3>.
<1> a step of obtaining a rough molded product by hot working after heating the entire material to 750 to 950 ° C.,
<2> After further heating a portion of 50% or less of the volume of the obtained rough molded product to 1100 to 1300 ° C. at an average heating rate of 5 ° C./second or more, hot processing for finish molding is started, The hot working is finished within 15 seconds after the heating is finished, and then the part finish-molded by the hot working is cooled to 600-480 ° C. at an average cooling rate of 1.5-30 ° C./second. A step of obtaining a finished molded product, and
<3> A step of holding the obtained finished molded article for 250 to 3600 seconds in a heat treatment furnace having an in-furnace temperature of [1090-temperature after cooling] ° C. to [1190-temperature after cooling] ° C.
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