JP2016518521A - Air-hardening bainitic steel with improved material properties - Google Patents

Air-hardening bainitic steel with improved material properties Download PDF

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Abstract

鍛造鋼部品の製造方法が開示され、本方法は、０．２５〜０．４０重量％のＣ、１．５０〜３．００重量％のＭｎ、０．３０〜２．００重量％のＳｉ、０．００〜０．１５０重量％のＶ、０．０２〜０．０６重量％のＴｉ、０．０１０〜０．０４重量％のＳ、０．００５０〜０．０１５０重量％のＮ、０．００〜１．００重量％のＣｒ、０．００〜０．３０重量％のＭｏ、０．００〜０．００３重量％のＢ、及び残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含む組成を有する鋼ビレットを提供するステップを含む。本方法は、鋼ビレットを約１１５０℃〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱するステップ、鋼ビレットを熱間鍛造して鋼部品を形成するステップ、及び熱間鍛造後に鍛造鋼部品に対して制御空冷を行うステップをさらに含んでもよい。本方法は、最終機械加工の前に、鍛造鋼部品の選択された部分の硬度を増加させるために制御空冷後に鍛造鋼部品の選択された部分を誘導加熱するステップ、及び続いて焼入れステップと焼戻しステップをさらに含んでもよい。【選択図】 図１A method for producing a forged steel part is disclosed, the method comprising 0.25 to 0.40 wt% C, 1.50 to 3.00 wt% Mn, 0.30 to 2.00 wt% Si, 0.00-0.150 wt.% V, 0.02-0.06 wt.% Ti, 0.010-0.04 wt.% S, 0.0050-0.0150 wt. A steel billet having a composition comprising 00 to 1.00 wt% Cr, 0.00 to 0.30 wt% Mo, 0.00 to 0.003 wt% B, and the balance Fe and inevitable impurities. Providing a step. The method includes heating a steel billet to an austenitizing temperature of about 1150 ° C. to 1350 ° C., hot forging the steel billet to form a steel part, and controlled air cooling for the forged steel part after hot forging. The step of performing may be further included. The method includes the steps of inductively heating selected portions of the forged steel part after controlled air cooling to increase the hardness of the selected portion of the forged steel part prior to final machining, followed by a quenching and tempering step. A step may be further included. [Selection] Figure 1

Description

本開示は一般的に空気硬化性ベイナイト系鋼、より具体的には、向上された材料特性を有する空気硬化性ベイナイト系鋼に関する。   The present disclosure relates generally to air curable bainite steels, and more specifically to air curable bainite steels having improved material properties.

トラックタイプの土木機械の下部走行体に用いられるトラックリンクのような機械用構造部品は、良好な降伏強度、良好な耐摩耗性、良好な靱性及び良好な耐転がり接触疲労性を含む材料特性を有する必要がある。ブルドーザーや他の土木装備のようなトラックタイプの機械のトラックに用いられるトラックリンクは当該業界において周知である。トラックリンクは一般的に下部又はリンクの胴体及び上部又はリンクのレール部を有する。トラックリンクのレール部は高い表面硬度を有することが重要であるが、一方トラックリンクの胴体部は増加した機械加工性のために低い表面硬度を有してもよい。レール部はトラックローラーとの連続的な接触により重摩耗や剥離にさらされるので、レール部では高い表面硬度が必要である。トラックリンクの胴体部の表面硬度が低いと、該胴体部にブッシング用穴がより容易に機械加工されることができる。また、トラックリンクの胴体部の表面硬度が低いと、残留応力を過度に発生させることなく、トラックリンク胴体にある穴へブッシングを圧入することが可能である。   Mechanical structural parts such as track links used in the undercarriage of truck-type civil engineering machines have material properties including good yield strength, good wear resistance, good toughness and good rolling contact fatigue resistance. It is necessary to have. Track links used in truck-type machine trucks such as bulldozers and other civil engineering equipment are well known in the industry. A track link generally has a lower or link body and an upper or link rail. It is important that the track link rails have a high surface hardness, while the track link fuselage may have a low surface hardness due to increased machinability. Since the rail portion is exposed to heavy wear and peeling due to continuous contact with the track roller, the rail portion requires high surface hardness. If the surface hardness of the body portion of the track link is low, the bushing hole can be machined more easily in the body portion. Further, when the surface hardness of the body portion of the track link is low, it is possible to press-fit the bushing into the hole in the track link body without excessively generating residual stress.

トラックリンク又は他の構造部品における所望の材料特性を得るための製造工程には、一般的に、鋼ビレットから部品を鍛造し、続いて冷却してオーステナイト化温度に再加熱して焼入れ及び焼戻しすることが含まれる。これらの熱処理過程後には、最終機械加工の前に、前記部品の少なくとも選択された部分に対する追加加熱、再焼入れ及び再焼戻しが行われてもよい。トラックリンクに対する処理は、まず鋼部品を約１１５０〜１３５０℃に加熱して材料をオーステナイト相領域になるようにし、その後、前記部品を熱間鍛造することを含む。その後、部品は室温まで徐々に冷却され、次いで二つの熱処理過程を経ることになる。第１熱処理過程で、トラックリンクはオーステナイト化温度に再加熱されて室温まで焼入れされ、その後、約３０〜３９ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）に焼戻しされる。第２熱処理過程では、トラックリンクのレール部のみが誘導により局所的に再加熱されて室温まで焼入れされ、そして５１〜５７ＨＲＣに焼戻しされる。これらの熱処理過程により、トラックリンクは硬いレールとそれよりも軟らかい胴体とを有するようになる。その後、リンクの胴体は最終形状に機械加工される。前記熱処理過程は、部品製造コストを大きく増加させ、また炉に対する大きな資本支出及び持続的な維持管理コストが必要とされる。   The manufacturing process to obtain the desired material properties in a track link or other structural part generally involves forging the part from a steel billet, followed by cooling and reheating to the austenitizing temperature for quenching and tempering. It is included. After these heat treatment steps, additional heating, re-quenching and re-tempering of at least selected portions of the part may be performed prior to final machining. The treatment for the track link involves first heating the steel part to about 1150-1350 ° C. to bring the material into the austenitic phase region and then hot forging the part. The part is then gradually cooled to room temperature and then undergoes two heat treatment processes. In the first heat treatment process, the track link is reheated to the austenitizing temperature, quenched to room temperature, and then tempered to about 30-39 Rockwell C hardness (HRC). In the second heat treatment process, only the rail portion of the track link is locally reheated by induction, quenched to room temperature, and tempered to 51-57 HRC. Through these heat treatment processes, the track link has a hard rail and a softer body. The link body is then machined to the final shape. The heat treatment process greatly increases part manufacturing costs, and requires large capital expenditures for the furnace and sustained maintenance costs.

改善された水準での延性、靱性及び溶接性と共に良好な耐摩耗性と耐転がり接触疲労性を有する代案的な種類の鋼を製造するための一つの試みが、１９９９年３月９日に発行されたＢｈａｄｅｓｈｉａの米国特許第５，８７９，４７４号（’４７４特許）に説明されている。この’４７４特許は鋼レールを作製するのに用いられる鋼について開示しているが、該鋼は、高い強度及び高い耐摩耗性そして耐転がり接触疲労性を有し、無炭化物「ベイナイト」と少量の高炭素マルテンサイト及び残留オーステナイトを含む微細組織をレールのヘッドに提供することが知られている。   One attempt to produce an alternative type of steel with good wear and rolling contact fatigue properties with improved levels of ductility, toughness and weldability was published on March 9, 1999 Bhadeshia, U.S. Pat. No. 5,879,474 (the '474 patent). The '474 patent discloses a steel used to make steel rails, which have high strength, high wear resistance and rolling contact fatigue resistance, and are low in carbonized “bainite” and small amounts. It is known to provide a rail head with a microstructure comprising a high carbon martensite and residual austenite.

‘４７４特許に開示されている合金鋼は、改善された耐摩耗性と耐転がり接触疲労性を提供しているが、製造コスト及び材料特性でのさらなる改善が可能である。特に、’４７４特許は、現在の熱処理されたパーライト系レールと類似するかそれより良い耐転がり接触摩耗性とともに、改善された水準での転がり接触疲労強度、延性、曲げ疲労寿命及び破壊靱性を得るために、クロム（Ｃｒ）及びモリブデン（Ｍｏ）のような高価な合金元素を多量に用いたことを説明している。   Although the alloy steel disclosed in the '474 patent provides improved wear resistance and rolling contact fatigue resistance, further improvements in manufacturing costs and material properties are possible. In particular, the '474 patent provides improved levels of rolling contact fatigue strength, ductility, bending fatigue life, and fracture toughness with rolling contact wear resistance similar to or better than current heat treated pearlitic rails. Therefore, it is explained that a large amount of expensive alloy elements such as chromium (Cr) and molybdenum (Mo) are used.

本開示の化学組成及び過程によって製造されるベイナイト系マイクロアロイ鋼は、従来技術における前述の問題及び／又は他の問題のうちの一つ以上を解決する。   Bainitic microalloy steel produced by the chemical composition and process of the present disclosure solves one or more of the aforementioned problems and / or other problems in the prior art.

一様態において、本開示は鍛造鋼部品の製造方法に関し、該方法は、
Ｃ：０．２５〜０．４０重量％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００重量％、
Ｓｉ：０．３０〜２．００重量％、
Ｖ：０．００〜０．１５重量％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６重量％、
Ｓ：０．０１０〜０．０４重量％、
Ｎ：０．００５０〜０．０１５０重量％、
Ｃｒ：０．００〜１．００重量％、
Ｍｏ：０．００〜０．３０重量％、
Ｂ：０．００〜０．００５重量％、及び
残部としてＦｅ及び不可避的不純物
を含む組成を有する鋼ビレットを提供するステップ；
前記鋼ビレットを約１１５０℃〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱するステップ；
前記鋼ビレットを熱間鍛造して鋼部品を形成するステップ；及び
熱間鍛造後に前記鍛造鋼部品に対して制御空冷を行うステップを含む。 In one aspect, the present disclosure relates to a method of manufacturing a forged steel part, the method comprising:
C: 0.25 to 0.40% by weight,
Mn: 1.50 to 3.00% by weight,
Si: 0.30 to 2.00% by weight,
V: 0.00 to 0.15% by weight,
Ti: 0.02 to 0.06% by weight,
S: 0.010 to 0.04% by weight,
N: 0.0050 to 0.0150% by weight,
Cr: 0.00 to 1.00% by weight,
Mo: 0.00-0.30% by weight,
B: providing a steel billet having a composition comprising 0.00-0.005% by weight, and the balance Fe and inevitable impurities;
Heating the steel billet to an austenitizing temperature of about 1150 ° C to 1350 ° C;
Hot forging the steel billet to form a steel part; and performing controlled air cooling on the forged steel part after hot forging.

他の様態において、本開示は空気硬化性ベイナイト系鋼部品に関し、該鋼部品は、
Ｃ：０．２５〜０．４０重量％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００重量％、
Ｓｉ：０．３０〜２．００重量％、
Ｖ：０．００〜０．１５重量％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６重量％、
Ｓ：０．０１０〜０．０４重量％、
Ｎ：０．００５０〜０．０１５０重量％、
Ｃｒ：０．００〜１．００重量％、
Ｍｏ：０．００〜０．３０重量％、
Ｂ：０．００〜０．００３重量％、及び
残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含む組成を有し、また鋼部品全体にわたって５０体積％超のベイナイト微細組織である微細組織を有する。 In another aspect, the present disclosure relates to an air curable bainite-based steel part, the steel part comprising:
C: 0.25 to 0.40% by weight,
Mn: 1.50 to 3.00% by weight,
Si: 0.30 to 2.00% by weight,
V: 0.00 to 0.15% by weight,
Ti: 0.02 to 0.06% by weight,
S: 0.010 to 0.04% by weight,
N: 0.0050 to 0.0150% by weight,
Cr: 0.00 to 1.00% by weight,
Mo: 0.00-0.30% by weight,
B: 0.00-0.003% by weight, and having a composition containing Fe and inevitable impurities as the balance, and having a microstructure that is a bainite microstructure of more than 50% by volume throughout the steel part.

さらに他の様態において、本開示は鍛造鋼部品に関し、該鍛造鋼部品は、
Ｃ：０．２５〜０．４０重量％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００重量％、
Ｓｉ：０．３０〜２．００重量％、
Ｖ：０．００〜０．１５重量％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６重量％、
Ｓ：０．０１０〜０．０４重量％、
Ｎ：０．００５０〜０．０１５０重量％、
Ｃｒ：０．００〜１．００重量％、
Ｍｏ：０．００〜０．３０重量％、
Ｂ：０．００〜０．００３重量％、及び
残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含む化学組成、及び鋼部品全体にわたって５０体積％超のベイナイト微細組織である微細組織を有するように製造され、前記鍛造鋼部品は、熱間鍛造、鍛造鋼部品全体にわたって５０％超のベイナイトを有するベイナイト微細組織が生成されるように熱間鍛造後に行われる制御空冷、及び最終機械加工で製造される。 In yet another aspect, the present disclosure relates to a forged steel part, the forged steel part comprising:
C: 0.25 to 0.40% by weight,
Mn: 1.50 to 3.00% by weight,
Si: 0.30 to 2.00% by weight,
V: 0.00 to 0.15% by weight,
Ti: 0.02 to 0.06% by weight,
S: 0.010 to 0.04% by weight,
N: 0.0050 to 0.0150% by weight,
Cr: 0.00 to 1.00% by weight,
Mo: 0.00-0.30% by weight,
B: 0.00-0.003% by weight, and manufactured to have a chemical composition containing Fe and inevitable impurities as the balance, and a microstructure that is a bainite microstructure of more than 50% by volume throughout the steel part, The forged steel part is manufactured by hot forging, controlled air cooling performed after hot forging and final machining so that a bainite microstructure with more than 50% bainite is produced throughout the forged steel part.

図１は、一般的な熱処理ステップを除いて例示的に開示された過程の概略図である。FIG. 1 is a schematic diagram of an exemplary disclosed process except for a general heat treatment step. 図２は、本開示の例示的な実施形態の微細組織を生成するための連続冷却変態（ＣＣＴ）図である。FIG. 2 is a continuous cooling transformation (CCT) diagram for producing a microstructure of an exemplary embodiment of the present disclosure. 図３は、向上された特性を有する例示的なベイナイト系マイクロアロイ鋼を製造するのに用いることのできる、例示的に開示された方法を示すフローチャートである。FIG. 3 is a flowchart illustrating an exemplary disclosed method that can be used to produce an exemplary bainite-based microalloy steel having improved properties.

空気硬化性で向上された強度、摩耗、及び靱性特性を有し、主にベイナイトからなるマイクロアロイ鋼が開示される。ベイナイト系マイクロアロイ鋼は、所望の強度、摩耗、及び靱性特性を得るために従前には必要であると考えられていた多くの熱処理過程を必要としないので経済的に製造できる。図１に示されるように、鋼部品の熱間鍛造後の典型的な熱処理過程は、冷却、オーステナイト化温度への再加熱、焼入れ及び焼戻しを含んでもよい。そして、これらの熱処理過程後には、最終機械加工の前に、誘導を用いて鋼部品の選択された部分に対する二次再加熱、二次焼入れ、二次焼戻しを行うことができる。少なくとも、再加熱、焼入れ及び焼戻しを含む第１の手順の熱処理ステップは、所望の強度及び靱性特性を得ると共に機械加工において硬すぎない部品を最終的に得るために従来の熱間鍛造過程で必要となり得る。これらの中間熱処理過程中の少なくとも一部を除くことができれば多大なコスト節減を達成することができる。熱処理性能のための資本投資及び炉やその他の装備に対する維持管理コストを減らすことができる。本開示の特定の実施において、前記ベイナイト系マイクロアロイ鋼は、最終機械加工前の誘導再加熱、焼入れ及び焼戻しさえ必要とせずに、必要な組成及び約５０〜５５ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）に至るための熱間鍛造後の冷却により提供され得る。   Disclosed is a microalloy steel consisting primarily of bainite, having improved strength, wear, and toughness properties due to air hardening. Bainitic microalloy steels can be economically manufactured because they do not require many heat treatment steps previously considered necessary to obtain the desired strength, wear, and toughness properties. As shown in FIG. 1, a typical heat treatment process after hot forging of steel parts may include cooling, reheating to austenitizing temperature, quenching and tempering. And after these heat treatment processes, secondary reheating, secondary quenching, and secondary tempering can be performed on selected parts of the steel parts using induction before final machining. At least the heat treatment steps of the first procedure, including reheating, quenching and tempering, are necessary in conventional hot forging processes to obtain the desired strength and toughness properties and ultimately to obtain a part that is not too hard in machining. Can be. If at least a part of these intermediate heat treatment processes can be eliminated, significant cost savings can be achieved. Capital investment for heat treatment performance and maintenance costs for furnaces and other equipment can be reduced. In a particular implementation of the present disclosure, the bainitic microalloy steel has the required composition and about 50-55 Rockwell C hardness (HRC) without the need for induction reheating, quenching and even tempering prior to final machining. It can be provided by cooling after hot forging to reach.

本開示の様々な実施による、主にベイナイトからなる微細組織は少なくとも５０体積％のベイナイト微細組織からなる微細組織である。特定の実施形態は少なくとも７０体積％のベイナイト微細組織を有してもよい。他の実施形態は少なくとも８５体積％のベイナイト微細組織を有してもよい。ベイナイトは（合金含量によって）約２５０〜５５０℃の温度で鋼に形成される微細組織である。ベイナイトは、合金含量によってオーステナイト（鉄の面心立方結晶組織）が７２７℃（１３４０°Ｆ）の臨界温度を超えて冷却される際に形成され得る分解生成物の一つである。ベイナイト微細組織は見かけ及び硬度特性において焼戻しされたマルテンサイトと類似し得る。   A microstructure composed primarily of bainite according to various implementations of the present disclosure is a microstructure composed of at least 50% by volume bainite microstructure. Certain embodiments may have a bainite microstructure of at least 70% by volume. Other embodiments may have a bainite microstructure of at least 85% by volume. Bainite is a microstructure formed in steel at a temperature of about 250-550 ° C (depending on the alloy content). Bainite is one of the decomposition products that can be formed when the austenite (iron face-centered cubic crystal structure) is cooled above a critical temperature of 727 ° C. (1340 ° F.) depending on the alloy content. The bainite microstructure can be similar to tempered martensite in appearance and hardness properties.

微細かつ非層状構造を有するベイナイトは、通常セメンタイト及び転位リッチなフェライトからなる。ベイナイトに存在するフェライトにある高濃度の転位により、該フェライトは通常の場合よりも硬くなる。図２の連続冷却変態（ＣＣＴ）図に示されるように、ベイナイトへの変態のための温度範囲（２５０〜５５０℃）は、パーライトのための温度範囲とマルテンサイトのための温度範囲の間にある。連続冷却中に形成される場合、ベイナイトを形成するための冷却速度はパーライトを形成するために必要な冷却速度よりは速いが、マルテンサイトを形成するために必要な冷却速度よりは遅い（同じ組成の鋼で）。本開示の様々な実施によると、下記でさらに詳しく述べられる化学組成を有するマイクロアロイ鋼は、初めに約１１５０〜１３５０℃以上のオーステナイト化温度に加熱できる。その後、前記鋼は所望の形状に熱間鍛造され、鍛造温度から制御冷却されてベイナイト組織を得るようになる。熱間鍛造後の冷却のために、大気冷却又は送風機を用いた強制空冷が行われてもよい。様々な代案的な実施において、前記鋼は共析変態温度程度で急速冷却されてもよく、その後、約９００〜５００℃の範囲で徐々に冷却されてもよい。また、他の代案的な実施において、鋼は熱間鍛造後に約５００〜３００℃に急速冷却されてもよく、ベイナイト変態を促進させるために約５００〜３００℃の範囲内の特定の平衡温度で維持されてもよい。   Bainite having a fine and non-lamellar structure is usually composed of cementite and dislocation rich ferrite. Due to the high concentration of dislocations in the ferrite present in bainite, the ferrite becomes harder than usual. As shown in the continuous cooling transformation (CCT) diagram of FIG. 2, the temperature range for transformation to bainite (250-550 ° C.) is between the temperature range for pearlite and the temperature range for martensite. is there. When formed during continuous cooling, the cooling rate to form bainite is faster than the cooling rate necessary to form pearlite, but slower than the cooling rate necessary to form martensite (same composition) In steel). According to various implementations of the present disclosure, microalloy steel having the chemical composition described in more detail below can be initially heated to an austenitizing temperature of about 1150-1350 ° C. or higher. Thereafter, the steel is hot forged into a desired shape and controlled and cooled from the forging temperature to obtain a bainite structure. For cooling after hot forging, air cooling or forced air cooling using a blower may be performed. In various alternative implementations, the steel may be rapidly cooled at about the eutectoid transformation temperature and then gradually cooled in the range of about 900-500 ° C. Also, in other alternative implementations, the steel may be rapidly cooled to about 500-300 ° C after hot forging and at a specific equilibrium temperature in the range of about 500-300 ° C to promote bainite transformation. May be maintained.

冷却速度は、ＣＣＴ図を参照して決めることができ、ベイナイト変態領域を通る冷却速度範囲が分かり、このようにして決められた冷却速度範囲で制御できる。冷却過程の制御のためにＣＣＴ図は予め用意され、データベースに格納されるか又は他の方式で利用可能となり得る。鍛造製品は、約９００℃と５００℃の間で冷却される際に、約０．５〜５℃／ｓｅｃの範囲又は３０〜３００℃／ｍｉｎの範囲内の冷却速度を得るために、冷却用空気を循環させるファン又は他の手段を用いて空冷してもよい。ベイナイトの最大形成速度に必要な温度を下げるのは炭素が最も効果的であるが、大部分の合金元素がその温度を下げることができる。ベイナイトは、一般的にパーライトの典型的な硬度より大きくマルテンサイトの硬度よりは小さい硬度を有する。微細組織内のパーライトは靱性低下に寄与することができる。本開示の様々な実施形態によるマイクロアロイ鋼の組成及び処理は、パーライトの存在を避けるか又は該パーライトの量を少なくとも最小化するように選択される。商業的な慣例上、２体積％未満のような少量のパーライトが特に大きなセクションの中心に不可避に存在し得るが、パーライトの存在と影響を最小化するために注意すべきである。   The cooling rate can be determined with reference to the CCT diagram, the cooling rate range passing through the bainite transformation region is known, and can be controlled within the cooling rate range thus determined. CCT diagrams can be prepared in advance for control of the cooling process and stored in a database or otherwise available. Forged products, when cooled between about 900 ° C. and 500 ° C., for cooling to obtain a cooling rate in the range of about 0.5-5 ° C./sec or in the range of 30-300 ° C./min Air cooling may be accomplished using a fan or other means for circulating air. Carbon is most effective at lowering the temperature required for the maximum bainite formation rate, but most alloying elements can lower the temperature. Bainite generally has a hardness greater than that of pearlite and less than that of martensite. Pearlite in the microstructure can contribute to toughness reduction. The composition and processing of the microalloy steel according to various embodiments of the present disclosure is selected to avoid the presence of pearlite or at least minimize the amount of pearlite. In commercial practice, small amounts of pearlite, such as less than 2% by volume, can inevitably be present in the center of particularly large sections, but care should be taken to minimize the presence and effects of pearlite.

ベイナイト微細組織は本質的にフェライトと炭化鉄又はセメンタイトで構成された２相の微細組織を有する。熱間鍛造過程中のオーステナイトの組成及び熱間鍛造後の冷却速度に応じて、結果として生じるベイナイトの形態の変動があり得る。結果として得られる微細組織を上部ベイナイト又は下部ベイナイトという。上部ベイナイトは、通常平行なグループをなして板状領域を形成することで現れるフェライトラスの集合体であるものと説明される。上部ベイナイトと関連した炭化物相はラス間領域から析出され、炭素含量により、これらの炭化物はラス境界の間でほとんど完全な炭化物膜を形成することができる。下部ベイナイトもフェライトと炭化物の集合体からなる。炭化物は、フェライト板の内部で析出される。炭化物は非常に微細なスケールであり、一般的にロッド又はブレードの形状を有する。このような理由により、ベイナイト微細組織は、パーライト系鋼の硬度値とマルテンサイト系鋼の硬度値との間の硬度値を得るために、初期冷却後に追加的な熱処理が必要ではないという点で有用である。鍛造されたマイクロアロイ鋼の材料特性は、組成に含まれている合金元素の特定の種類及び量により広い範囲にわたって変化し得る。前記鋼が十分な量のＳｉ及び／又はＡｌを含有すると、炭化物の形成が非常に遅延され得るが、そのため炭化物は連続冷却過程中に形成され得る十分な時間を有することができなくなり、結果として、ベイナイト系フェライトと残留オーステナイトの混合型微細組織が生成されることになる。このような種類のベイナイト微細組織を「無炭化物」ベイナイトということができる。このようなベイナイトは通常の種類のベイナイトより優れた靱性を提供することができることが見出された。本開示の様々な実施形態によって含まれる合金元素の組成により、従前には熱間鍛造後にオーステナイト化温度に再加熱して焼入れ及び焼戻しする中間熱処理ステップを含むことによってのみ得ることのできた強度、硬度及び靱性特性を有する鋼部品を得ることができる。   The bainite microstructure has a two-phase microstructure consisting essentially of ferrite and iron carbide or cementite. Depending on the composition of austenite during the hot forging process and the cooling rate after hot forging, there can be variations in the morphology of the resulting bainite. The resulting microstructure is referred to as upper bainite or lower bainite. Upper bainite is usually described as an aggregate of ferrite laths that appear by forming plate-like regions in parallel groups. The carbide phase associated with the upper bainite is deposited from the interlath region, and depending on the carbon content, these carbides can form an almost complete carbide film between the lath boundaries. Lower bainite also consists of an aggregate of ferrite and carbide. The carbide is deposited inside the ferrite plate. Carbide is a very fine scale and generally has the shape of a rod or blade. For this reason, the bainite microstructure does not require additional heat treatment after initial cooling to obtain a hardness value between that of pearlite steel and that of martensite steel. Useful. The material properties of forged microalloy steels can vary over a wide range depending on the specific type and amount of alloying elements included in the composition. If the steel contains a sufficient amount of Si and / or Al, the formation of carbides can be very delayed, so that the carbides cannot have sufficient time to be formed during the continuous cooling process, and as a result Thus, a mixed microstructure of bainite-based ferrite and retained austenite is generated. This type of bainite microstructure can be referred to as “carbide free” bainite. It has been found that such bainite can provide better toughness than conventional types of bainite. Depending on the composition of the alloying elements included by the various embodiments of the present disclosure, strength, hardness that could previously only be obtained by including an intermediate heat treatment step of reheating to the austenitizing temperature after hot forging and quenching and tempering. And steel parts with toughness properties can be obtained.

上記で述べられた有利な材料特性は、ベイナイト微細組織の体積％が増加するにつれてより多く得られるものと見出された。よって、ベイナイト微細組織が７０体積％であり、残部はフェライト及び／又はパーライト型微細組織である部品が、ベイナイト微細組織が５０体積％である部品よりも大きい強度、硬度及び靱性特性を有することができる。さらに、ベイナイト微細組織が８５体積％以上であり残部がフェライト及び／又はパーライト型微細組織である部品は、ベイナイト微細組織が７０体積％である部品よりも一層向上された強度、硬度及び靱性特性を有することができる。図１に示されるように、オーステナイト化温度への再加熱、焼入れ、及び焼戻しの中間熱処理ステップは、本開示の様々な実施によって鍛造製品の最終機械加工の前から除かれてもよい。土木機械にあるトラックと接触して用いられるトラックリンクのレール部のような鋼部品の選択された部分に対する誘導再加熱が、部品の特定の部位又は部分の向上された硬度及び強度特性を得るために含まれ得る。増加された硬度は鋼部品の選択された部分の耐摩耗性も改善することができる。本開示の様々な実施形態による組成に添加される合金元素は、異なる厚さを有する部品の異なるセクション又は部分で現われ得る異なる冷却速度と関係なく部品全体にわたって所望の体積％のベイナイト微細組織が得られるように選択できる。   It has been found that the advantageous material properties mentioned above can be obtained more as the volume percent of bainite microstructure increases. Thus, a part having a bainite microstructure of 70% by volume and the balance being a ferrite and / or pearlite type microstructure may have greater strength, hardness and toughness characteristics than a part having a bainite microstructure of 50% by volume. it can. In addition, parts with a bainite microstructure of 85% by volume or more and the balance being ferrite and / or pearlite type microstructures have improved strength, hardness and toughness characteristics over parts with a bainite microstructure of 70% by volume. Can have. As shown in FIG. 1, the intermediate heat treatment steps of reheating to austenitizing temperature, quenching, and tempering may be removed prior to final machining of the forged product by various implementations of the present disclosure. Inductive reheating of selected parts of steel parts such as track link rails used in contact with trucks in civil engineering machinery to obtain improved hardness and strength characteristics of specific parts or parts of the parts Can be included. The increased hardness can also improve the wear resistance of selected parts of the steel part. The alloying elements added to the composition according to various embodiments of the present disclosure provide the desired volume percent bainite microstructure throughout the part, regardless of the different cooling rates that may appear in different sections or portions of the part having different thicknesses. You can choose as you like.

本開示の様々な実施において、制御空冷後に得られるベイナイト微細組織は、さらに従前の熱間鍛造後に行われる焼入れ、再加熱、二次焼入れ及び焼戻しで得られるのと同一又は類似した硬度及び強度特性を有することができることが見出された。マイクロアロイ鋼はオイル又は水での焼入れを通じて熱間鍛造温度から急速冷却した後、マルテンサイト微細組織を有してもよい。マルテンサイト微細組織は、鋼の炭素含量によって焼入れ後に５０ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）を有してもよい。そのため、該マルテンサイト微細組織を有する鋼を処理する典型的な方法は、約８００℃〜９５０℃のオーステナイト温度まで再加熱して再び焼入れしてから鋼を約ＨＲＣ３０に軟化させるために約５００℃〜５９０℃に再び再加熱して焼戻しすることを含んでもよい。本開示の様々な実施による、主にベイナイトからなる微細組織を生成するための前記制御空冷過程により、従前には必要であった焼入れ、再加熱、焼入れ及び焼戻しステップが全て無くともＨＲＣ３０の同じ硬度を得ることができる。前述したように、主にベイナイトからなる微細組織は５０体積％超のベイナイト微細組織を含んでもよい。本開示による空冷後の硬度は約３５〜４５ＨＲＣの範囲内で生じ得る。様々な実施形態による空気硬化性ベイナイト系鋼の組成に含まれる微量合金元素の種類と量は、空冷後に約４０〜５５ＨＲＣの範囲の硬度水準となることもできる。   In various implementations of the present disclosure, the bainite microstructure obtained after controlled air cooling is further characterized by the same or similar hardness and strength characteristics obtained by quenching, reheating, secondary quenching and tempering performed after conventional hot forging. It has been found that can have The microalloy steel may have a martensitic microstructure after rapid cooling from hot forging temperature through quenching with oil or water. The martensitic microstructure may have a 50 Rockwell C hardness (HRC) after quenching depending on the carbon content of the steel. Therefore, a typical method for treating steel with the martensite microstructure is about 500 ° C. to reheat to an austenite temperature of about 800 ° C. to 950 ° C. and quench again before softening the steel to about HRC30. Reheating to ˜590 ° C. and tempering may be included. Due to the controlled air cooling process to produce a microstructure composed primarily of bainite according to various implementations of the present disclosure, the same hardness of HRC30 without all of the previously required quenching, reheating, quenching and tempering steps. Can be obtained. As described above, the microstructure mainly composed of bainite may include a bainite microstructure exceeding 50% by volume. Hardness after air cooling according to the present disclosure can occur in the range of about 35-45 HRC. The type and amount of trace alloy elements included in the composition of the air curable bainite-based steel according to various embodiments can be a hardness level in the range of about 40-55 HRC after air cooling.

本開示の様々な実施によるマイクロアロイ鋼は、表１に示されているような化学組成（重量基準）を有することができる。   Microalloy steels according to various implementations of the present disclosure can have a chemical composition (by weight) as shown in Table 1.

Figure 2016518521
Figure 2016518521

炭素（Ｃ）は、得られる硬度水準及び硬化深さに寄与する。本開示の様々な実施によると、炭素含量は、焼戻し後に十分な心部硬度を維持するために少なくとも０．２５重量％であり、焼割れに対する耐性及び鋼の靱性を保障するために約０．４０重量％以下である。炭素含量が約０．４０重量％以上であると水焼入れの際に複雑な形状の物体において割れや歪みが発生する可能性があり、このような場合にはオイルのような急激性の少ない焼入れ媒体が必要となり得る。そのため、Ｃの有利な範囲は約０．２５〜０．４０重量％である。本開示の様々な実施によるベイナイト系マイクロアロイ鋼は図２のＣＣＴ図における選択された冷却曲線に従って空冷できる。   Carbon (C) contributes to the resulting hardness level and cure depth. According to various implementations of the present disclosure, the carbon content is at least 0.25% by weight to maintain sufficient core hardness after tempering, and about 0. 0 to ensure resistance to tempering cracks and toughness of the steel. 40% by weight or less. If the carbon content is about 0.40% by weight or more, cracking and distortion may occur in a complex shaped object during water quenching. In such a case, quenching with less abruptness like oil Media may be required. Therefore, the preferred range of C is about 0.25 to 0.40% by weight. Bainitic microalloy steel according to various implementations of the present disclosure can be air cooled according to a selected cooling curve in the CCT diagram of FIG.

マンガン（Ｍｎ）は安価でありかつ深い焼入れ性に寄与し、そのため大部分の硬化性合金鋼の等級に存在する。開示された合金鋼は十分な心部硬度を保障するためにマンガンを少なくとも１．５０重量％の量で含み、マンガン偏析及び塊状残留オーステナイトの形成を防止するために約３．００％以下で含む。   Manganese (Mn) is inexpensive and contributes to deep hardenability and is therefore present in most hardenable alloy steel grades. The disclosed alloy steel contains manganese in an amount of at least 1.50% by weight to ensure sufficient core hardness and no more than about 3.00% to prevent manganese segregation and the formation of massive retained austenite. .

約０．３０〜２．００重量％の量のケイ素（Ｓｉ）は、Ｍｎと共に、本開示による鋼が熱間鍛造温度から空冷された後、主にベイナイトからなる微細組織を形成することができるようにする。十分なＳｉが鋼に添加されれば、そのＳｉは溶鋼の脱酸をも助けることができ、かつ改善された靱性を有する無炭化物ベイナイトの形成に寄与することができる。   Silicon (Si) in an amount of about 0.30 to 2.00% by weight, together with Mn, can form a microstructure composed primarily of bainite after the steel according to the present disclosure is air cooled from the hot forging temperature. Like that. If enough Si is added to the steel, it can also help deoxidize the molten steel and contribute to the formation of carbide-free bainite with improved toughness.

クロムは、本鋼合金の焼入れ性に寄与し、ＣＣＴ曲線を調整して空冷後に主にベイナイトからなる微細組織を形成するために１．００重量％を超過しない少量で添加されてもよい。さらに多くのクロムは鋼のコストを高めることとなる。   Chromium contributes to the hardenability of the steel alloy, and may be added in a small amount not exceeding 1.00% by weight in order to adjust the CCT curve and form a microstructure mainly composed of bainite after air cooling. More chromium will increase the cost of the steel.

ＣＣＴ曲線をさらに調整して空冷後に主にベイナイトからなる微細組織を形成するため、モリブデン（Ｍｏ）及びホウ素（Ｂ）を含んだ少量の他の元素が添加されてもよい。   In order to further adjust the CCT curve and form a microstructure mainly composed of bainite after air cooling, a small amount of other elements including molybdenum (Mo) and boron (B) may be added.

バナジウム（Ｖ）と窒素（Ｎ）は、少量にもかかわらず、本合金鋼の組成で重要な成分であり得るが、析出硬化を提供し、かつ外層部硬度及び心部硬度の一貫的に測定可能な向上を実現するために添加されてもよい。窒素は鋼内のチタンと結合して炭窒化チタンを形成し、鍛造前の再加熱中また熱間鍛造後の冷却中における粒子の粗大化を防止する。Ｔｉ及びＮがないと、鍛造鋼は大きな従前のオーステナイト粒子サイズを有することができ、その結果、靱性が劣ることになる。   Vanadium (V) and nitrogen (N) can be important components in the composition of the alloy steel, albeit in small amounts, but provide precipitation hardening and consistently measure outer layer hardness and core hardness It may be added to achieve possible improvements. Nitrogen combines with titanium in the steel to form titanium carbonitride, preventing grain coarsening during reheating before forging or cooling after hot forging. Without Ti and N, the forged steel can have a large conventional austenite particle size, resulting in poor toughness.

合金鋼の組成の残部は、少量存在することができる重要ではない又は残留量の要素を除いては本質的に鉄である。また、チタン（Ｔｉ）は炭窒化チタンを形成して鍛造前後に粒子の粗大化を防止するために約０．０２〜０．０６％の量で提供されてもよい。また、硫黄（Ｓ）（少量で存在する場合、機械加工を促進するため有益となり得る）は、延性及び靱性の損失に寄与しないように十分な少量で提供され得る。０．０５％以上の量のリン（Ｐ）は脆化をもたらし得るため、上限は好ましくは０．０３５％を超過してはならない。一般的に不可避的不純物とみなされる他の要素が商業的に認められる許容可能な量内で存在してもよい。   The balance of the alloy steel composition can be present in minor amounts or is essentially iron except for the remaining amount of elements. Titanium (Ti) may also be provided in an amount of about 0.02 to 0.06% to form titanium carbonitride to prevent grain coarsening before and after forging. Also, sulfur (S), which can be beneficial to promote machining when present in small amounts, can be provided in a small enough amount so as not to contribute to the loss of ductility and toughness. The upper limit should preferably not exceed 0.035%, since phosphorus (P) in an amount of 0.05% or more can lead to embrittlement. Other elements that are generally considered unavoidable impurities may be present in commercially acceptable acceptable amounts.

上記の組成を有するトラックリンクのような製造された物品は、初めに、マイクロアロイ鋼を約１１５０〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱した後、熱間鍛造して所望の形状に形成することが有利である。その後、形成された物品は、主にベイナイトからなる微細組織が生成されるように前述したような制御式冷却が行われることになる。その後、トラックリンクのレール部のような熱間鍛造物品の選択された部分は、所望の最終寸法への最終機械加工の前に、選択された部分を誘導加熱し、焼入れ及び焼戻ししてさらなる熱処理を行うことができる。   A manufactured article such as a track link having the above composition can be formed into a desired shape by first heating the microalloy steel to an austenitizing temperature of about 1150 to 1350 ° C. and then hot forging. It is advantageous. Thereafter, the formed article is subjected to controlled cooling as described above so that a microstructure mainly composed of bainite is generated. The selected portion of the hot forged article, such as the track link rail, is then subjected to further heat treatment by induction heating, quenching and tempering the selected portion prior to final machining to the desired final dimensions. It can be performed.

図３は、本開示の様々な実施による、主にベイナイトからなるマイクロアロイ鋼部品を製造するのに用いられ得る一つの例示的な方法を示すものである。図３は、開示された概念をさらに説明するために以下の項でさらに詳しく述べられるはずである。   FIG. 3 illustrates one exemplary method that may be used to manufacture microalloy steel parts consisting primarily of bainite, according to various implementations of the present disclosure. FIG. 3 should be described in further detail in the following section to further illustrate the disclosed concept.

本開示の様々な実施による鋼及び該鋼を生成する方法は、熱間鍛造後に一般的に行われる熱処理ステップを除くことでコストを低減することができる。鍛造され、空気硬化性である開示されたベイナイト系マイクロアロイ鋼は、全ての熱処理過程を必要とせずに、従前の熱間鍛造されて熱処理された鋼部品と同様の硬度、強度及び靱性特性を提供することができる。微量合金元素及び制御空冷により、熱間鍛造温度からの空冷後に主にベイナイトからなる微細組織が生成され得る。本開示の組成と過程によって製造される鋼部品の選択された部分は、所望の場合、局所的な誘導加熱及びこれに続いて焼入れ及び焼戻しを用いてさらに硬化され得る。代案的に、本開示によるベイナイト系鋼の組成は、開示された上記範囲内で調整してもよく、また空冷後に追加熱処理無しで約５０〜５５ＨＲＣ範囲の硬度を得るために空冷してもよい。   Steel according to various implementations of the present disclosure and methods of producing the steel can reduce costs by eliminating the heat treatment step typically performed after hot forging. The disclosed bainite-based microalloy steel, which is forged and air-hardened, has the same hardness, strength and toughness characteristics as a conventional hot forged and heat treated steel part without the need for any heat treatment process. Can be provided. With a trace alloy element and controlled air cooling, a microstructure consisting mainly of bainite can be produced after air cooling from the hot forging temperature. Selected portions of steel parts produced by the compositions and processes of the present disclosure can be further hardened using local induction heating followed by quenching and tempering, if desired. Alternatively, the composition of the bainite-based steel according to the present disclosure may be adjusted within the disclosed range and may be air cooled to obtain a hardness in the range of about 50-55 HRC without additional heat treatment after air cooling. .

本開示の様々な有利な実施によって製造される鋼部品は、空冷後に追加熱処理無しで得られ、良好な機械加工性のための３５〜４５ＨＲＣの胴体硬度、空冷後に得られる１０００ＭＰａよりも大きい降伏強度、選択的な誘導加熱を通じて追加的に硬化された部分で約５０ＨＲＣよりも大きい硬度、及び室温でのシャルピー衝撃試験で現われる約２０ジュール以上の胴体靱性を含むことができる材料特性を有する。   Steel parts produced by various advantageous implementations of the present disclosure are obtained without additional heat treatment after air cooling, body hardness of 35-45 HRC for good machinability, yield strength greater than 1000 MPa obtained after air cooling It has material properties that can include hardness greater than about 50 HRC in the additionally cured portion through selective induction heating, and torsional torsion of about 20 Joules or more that appear in Charpy impact tests at room temperature.

図３に示されるように、ステップ３２０で、上記の表１に示されている組成を有するマイクロアロイ鋼は、約１１５０℃〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱できる。本開示の様々な実施によって製造される部品の種類は、少なくとも一部分での良好な機械加工性、高い降伏強度、良好な摩耗特性、及び良好な靱性を要する部品を含んでもよい。開示された組成と過程が適用される一例は、ブルドーザーや他の土木装備のようなトラックタイプの機械のトラックに用いられるトラックリンクである。前記部品の大きさは、ステップ３２０により最初にオーステナイト化温度に加熱される鋼ビレットの大きさを決める。   As shown in FIG. 3, in step 320, the microalloy steel having the composition shown in Table 1 above can be heated to an austenitizing temperature of about 1150 ° C. to 1350 ° C. The types of parts produced by various implementations of the present disclosure may include parts that require good machinability at least in part, high yield strength, good wear properties, and good toughness. One example where the disclosed composition and process may be applied is a track link used in truck-type machine trucks such as bulldozers and other civil engineering equipment. The size of the part determines the size of the steel billet that is initially heated to the austenitizing temperature in step 320.

ステップ３２２で、加熱されたビレットは所望の形状に熱間鍛造されることができる。熱間鍛造後に、ステップ３２４は、主にベイナイトからなる微細組織が熱間鍛造された部品全体にわたって形成される冷却速度で熱間鍛造製品を空冷することを含むことができる。図２のＣＣＴ図に示されるように、前記冷却速度は多量のマルテンサイト微細組織又は主にフェライトとパーライトからなる微細組織が形成されるのを避けるように選択されてもよい。本開示の様々な実施において、熱間鍛造された鋼は約９００℃から約５００℃に冷却される際に、約０．５〜５℃／ｓｅｃの範囲の速度で冷却されてもよい。様々な代案的な実施において、前記鋼の組成にある合金元素の重量％は、ＣＣＴ図上の相変態曲線を変化させるために、また熱間鍛造された鋼部品を周辺温度でコンベヤーに沿って運んで得られる冷却速度で主にベイナイトからなる所望の微細組織を得るために変化し得る。また、前記マイクロアロイ鋼には、異なる厚さを有する部品の他のセクションで現われ得る他の冷却速度でもその部品全体にわたって所望のベイナイト微細組織及び所望の硬度水準を達成する組成が有利に提供され得る。主にベイナイトからなる微細組織は、熱間鍛造された鋼部品全体にわたって５０％超のベイナイト、又はより有利には７０％超のベイナイト、又はさらに有利には８５％超のベイナイト微細組織であってもよい。空冷後の鍛造鋼部品全体での硬度水準は約３５〜４５ＨＲＣの範囲となることができる。他の有利な実施形態で、鍛造鋼部品全体での硬度水準は空冷後に追加熱処理無しで約４０〜５５ＨＲＣの範囲内となることができる。   At step 322, the heated billet can be hot forged to the desired shape. After hot forging, step 324 can include air cooling the hot forged product at a cooling rate at which a microstructure composed primarily of bainite is formed throughout the hot forged part. As shown in the CCT diagram of FIG. 2, the cooling rate may be selected to avoid the formation of a large amount of martensite microstructure or a microstructure mainly composed of ferrite and pearlite. In various implementations of the present disclosure, hot forged steel may be cooled at a rate in the range of about 0.5-5 ° C./sec as it is cooled from about 900 ° C. to about 500 ° C. In various alternative implementations, the weight percent of alloying elements in the composition of the steel is used to change the phase transformation curve on the CCT diagram and to move hot forged steel parts along the conveyor at ambient temperature. The cooling rate obtained by carrying can be varied to obtain the desired microstructure consisting mainly of bainite. The microalloy steel is also advantageously provided with a composition that achieves the desired bainite microstructure and desired hardness level throughout the part at other cooling rates that may appear in other sections of the part having different thicknesses. obtain. The microstructure mainly composed of bainite is more than 50% bainite, more preferably more than 70% bainite, or more preferably more than 85% bainite microstructure throughout the hot-forged steel part. Also good. The hardness level of the entire forged steel part after air cooling can range from about 35 to 45 HRC. In another advantageous embodiment, the hardness level of the entire forged steel part can be in the range of about 40-55 HRC after air cooling without additional heat treatment.

ステップ３２６で、鋼部品の選択された部分は、さらに高い硬度水準を得るために誘導加熱できる。トラックリンクの例示的な実施において、レール部はトラックローラーとの連続的な接触により重摩耗を受ける可能性があるので、そのレール部に対しては高い表面硬度が望まれる。トラックリンクの胴体部で表面硬度が低い場合、ブッシング、ピン及びボルトの胴体部内への機械加工をより容易に行うことができる。また、トラックリンクの胴体部の表面硬度が低いと、残留応力を過度に発生させることなく、トラックリンク胴体にある穴へブッシングを圧入することが可能である。様々な例示的な実施形態で、鋼部品の誘導加熱された部分の硬度は約５０〜５７ＨＲＣの範囲内となることができる。   At step 326, the selected portion of the steel part can be induction heated to obtain a higher hardness level. In an exemplary implementation of a track link, the rail portion can be subject to heavy wear due to continuous contact with the track roller, so a high surface hardness is desired for the rail portion. When the surface hardness of the body portion of the track link is low, machining of the bushing, the pin and the bolt into the body portion can be performed more easily. Further, when the surface hardness of the body portion of the track link is low, it is possible to press-fit the bushing into the hole in the track link body without excessively generating residual stress. In various exemplary embodiments, the hardness of the induction heated portion of the steel part can be in the range of about 50-57 HRC.

ステップ３２８で、鋼部品の選択された部分が誘導加熱された後に、その鋼部品の少なくともこれらの加熱された部分は、前記部品の誘導加熱された領域上への焼入れ用の流体の指向噴射のような技術を用いて焼入れできる。焼入れ後に、ステップ３３０で、鋼部品はその靱性を改善するために焼戻し温度に再加熱できる。その後、ステップ３３２で最終機械加工を行うことができる。   In step 328, after selected portions of the steel part are induction heated, at least these heated portions of the steel part are subjected to directional injection of a quenching fluid onto the induction heated region of the part. It can be quenched using such techniques. After quenching, at step 330, the steel part can be reheated to a tempering temperature to improve its toughness. Thereafter, final machining can be performed at step 332.

開示されたマイクロアロイ鋼及び該鋼を最終部品に形成する方法に対する様々な修正及び変化が本開示の範囲から逸脱することなく可能であることは当業者にとって自明である。ここに開示された前述の内容及び実施を考慮した代案的な実施は当業者にとって自明である。前述の内容及び実施例は単に例示に過ぎず、本開示の真の範囲は下記の請求の範囲及びその均等物により定められる。   It will be apparent to those skilled in the art that various modifications and variations can be made to the disclosed microalloy steel and the method of forming the steel into the final part without departing from the scope of the present disclosure. Alternative implementations in light of the foregoing content and implementation disclosed herein will be apparent to those skilled in the art. The foregoing contents and examples are illustrative only, and the true scope of the present disclosure is defined by the following claims and their equivalents.

Claims (10)

鍛造鋼部品の製造方法であって、
Ｃ：０．２５〜０．３５重量％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００重量％、
Ｓｉ：０．３０〜２．００重量％、
Ｖ：０．１０重量％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６重量％、
Ｓ：０．０１５〜０．０４重量％、
Ｎ：０．０１重量％、
Ｃｒ：０．００〜０．３０重量％、
Ｍｏ：０．００〜０．０３重量％、
Ｂ：０．００〜０．００３重量％、及び
残部としてＦｅ及び不可避的不純物
を含む組成を有する鋼ビレットを提供するステップ；
前記鋼ビレットを約１１５０℃〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱するステップ；
前記鋼ビレットを熱間鍛造して鋼部品を形成するステップ；及び
熱間鍛造後に前記鍛造鋼部品に対して制御空冷を行うステップを含む鍛造鋼部品の製造方法。 A method for producing a forged steel part, comprising:
C: 0.25 to 0.35% by weight,
Mn: 1.50 to 3.00% by weight,
Si: 0.30 to 2.00% by weight,
V: 0.10% by weight,
Ti: 0.02 to 0.06% by weight,
S: 0.015-0.04% by weight,
N: 0.01% by weight
Cr: 0.00-0.30% by weight,
Mo: 0.00-0.03% by weight,
B: providing a steel billet having a composition comprising 0.00-0.003% by weight and the balance Fe and unavoidable impurities;
Heating the steel billet to an austenitizing temperature of about 1150 ° C to 1350 ° C;
A method for producing a forged steel part, comprising: hot forging the steel billet to form a steel part; and performing controlled air cooling on the forged steel part after hot forging. 前記制御空冷は、該制御空冷後に鋼部品の胴体硬度が約３５〜４５ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）となる速度で行われる請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The method for producing a forged steel part according to claim 1, wherein the controlled air cooling is performed at a speed at which a body hardness of the steel part is about 35 to 45 Rockwell C hardness (HRC) after the controlled air cooling. 前記制御空冷は、該制御空冷後に鋼部品の降伏強度が約１０００ＭＰａ超となる速度で行われる請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The method for producing a forged steel part according to claim 1, wherein the controlled air cooling is performed at a speed at which a yield strength of the steel part exceeds about 1000 MPa after the controlled air cooling. 前記制御空冷は、鍛造鋼部品を周辺温度でコンベヤーに沿って移動させて行われる請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The method of manufacturing a forged steel part according to claim 1, wherein the controlled air cooling is performed by moving the forged steel part along a conveyor at an ambient temperature. 前記鋼ビレットの組成は、鍛造鋼部品に対する前記制御空冷及び異なる厚さを有する鍛造鋼部品のセクションの結果としての異なる冷却速度により、前記制御空冷後に鍛造鋼部品全体での微細組織が約５０体積％超のベイナイト微細組織になるように選択される請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The composition of the steel billet is about 50 volumes of microstructure throughout the forged steel part after the controlled air cooling due to the controlled air cooling for the forged steel part and different cooling rates as a result of sections of the forged steel part having different thicknesses. The method for producing a forged steel part according to claim 1, wherein the forged steel part is selected so as to have a bainite microstructure of more than 10%. 前記鋼ビレットの組成は、鍛造鋼部品に対する前記制御空冷及び異なる厚さを有する鍛造鋼部品のセクションの結果としての異なる冷却速度により、前記制御空冷後に鍛造鋼部品全体での硬度水準が約３５〜４５ＨＲＣより大きくなるように選択される請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The composition of the steel billet is such that the hardness level across the forged steel part after the controlled air cooling is about 35 to 35 due to the controlled air cooling for the forged steel part and the different cooling rates as a result of sections of the forged steel part having different thicknesses. The method for producing a forged steel part according to claim 1, wherein the forged steel part is selected to be larger than 45HRC. 前記制御空冷後に鋼部品の胴体の少なくとも内部の靱性がシャルピー衝撃試験により室温で約２０ジュール以上である請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The method for producing a forged steel part according to claim 1, wherein at least the internal toughness of the body of the steel part after the controlled air cooling is about 20 joules or more at room temperature by a Charpy impact test. 前記鍛造鋼部品の選択された部分の硬度を増加させるために前記制御空冷後に該鍛造鋼部品の選択された部分を誘導加熱するステップをさらに含む請求項１に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The method of manufacturing a forged steel part according to claim 1, further comprising the step of inductively heating the selected part of the forged steel part after the controlled air cooling to increase the hardness of the selected part of the forged steel part. 前記誘導加熱後における前記鍛造鋼部品の選択された部分の硬度は約５０ＨＲＣ超である請求項８に記載の鍛造鋼部品の製造方法。   The method of manufacturing a forged steel part according to claim 8, wherein the hardness of the selected portion of the forged steel part after the induction heating is greater than about 50 HRC. 空気硬化性ベイナイト系鋼部品であって、
Ｃ：０．２５〜０．３５重量％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００重量％、
Ｓｉ：０．３０〜２．００重量％、
Ｖ：０．００〜０．１０重量％、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６重量％、
Ｓ：０．０１５〜０．０４重量％、
Ｎ：０．００〜０．０１重量％、
Ｃｒ：０．００〜０．４０重量％、
Ｍｏ：０．００〜０．０５重量％、
Ｂ：０．００〜０．００３重量％、及び
残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含む組成を有し、また鋼部品全体で５０体積％超のベイナイト微細組織である微細組織を有する、空気硬化性ベイナイト系鋼部品。 An air-hardening bainite steel part,
C: 0.25 to 0.35% by weight,
Mn: 1.50 to 3.00% by weight,
Si: 0.30 to 2.00% by weight,
V: 0.00 to 0.10% by weight,
Ti: 0.02 to 0.06% by weight,
S: 0.015-0.04% by weight,
N: 0.00 to 0.01% by weight,
Cr: 0.00-0.40 wt%,
Mo: 0.00 to 0.05% by weight,
B: 0.00-0.003% by weight, and air hardening, having a composition containing Fe and inevitable impurities as the balance, and having a microstructure that is a bainite microstructure of more than 50% by volume in the entire steel part Bainitic steel parts.
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Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9440693B2 (en) * 2014-03-20 2016-09-13 Caterpillar Inc. Air-hardenable bainitic steel part
JP6782060B2 (en) * 2015-01-22 2020-11-11 臼井国際産業株式会社 How to manufacture fuel rails
JP6789611B2 (en) * 2015-01-22 2020-11-25 臼井国際産業株式会社 Manufacturing method of fuel rail for gasoline direct injection
CN106048149A (en) * 2016-07-16 2016-10-26 柳州科尔特锻造机械有限公司 Heat treatment process of low-alloy steel
US10882574B2 (en) * 2016-07-26 2021-01-05 Caterpillar Inc. Method of track link manufacture
MX2016013350A (en) * 2016-10-06 2018-04-05 Aboytes Trejo Juan Process and system for thermal treatment of low- and medium-carbon alloyed steel parts for the production of a desired crystalline structure.
WO2018215813A1 (en) * 2017-05-22 2018-11-29 Arcelormittal Method for producing a steel part and corresponding steel part
CN107385156B (en) * 2017-06-29 2019-01-15 江南工业集团有限公司 The Strengthening and Toughening composite heat treating method of 30CrMnSiA steel
WO2021009543A1 (en) * 2019-07-16 2021-01-21 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN112008031B (en) * 2020-08-25 2023-06-16 无锡继平新材料科技有限公司 Forging and heat treatment process of valve body for shale gas exploitation
CN114850365A (en) * 2022-04-19 2022-08-05 中国恩菲工程技术有限公司 Bainite-based grinding medium and preparation method and application thereof

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60215743A (en) * 1984-04-11 1985-10-29 Sumitomo Metal Ind Ltd Wear-resistant steel
JPH06287679A (en) * 1993-04-05 1994-10-11 Nippon Steel Corp Production of non-refining steel for hot forging and non-refining hot forged product and non-refining hot forged product
JPH11502564A (en) * 1995-01-20 1999-03-02 ブリティッシュ、スティール、パブリック、リミテッド、カンパニー Bainite steel containing no carbide and method for producing the same
JP2000199041A (en) * 1999-01-07 2000-07-18 Nippon Steel Corp Bainitic rail excellent in rolling fatigue damaging resistance and inside fatigue damaging resistance
JP2003147480A (en) * 2001-11-14 2003-05-21 Nippon Steel Corp Non-heatteated high strength and high toughness forging, and production method therefor
JP2004183101A (en) * 2002-12-03 2004-07-02 Ascometal Method of producing steel forging, and steel forging obtained by the method
JP2007100193A (en) * 2005-10-07 2007-04-19 Topy Ind Ltd Method for manufacturing roller shell in carrier at lower part of construction machine
JP2009197314A (en) * 2007-05-18 2009-09-03 Jfe Steel Corp Component for machine structure
JP2010025291A (en) * 2008-07-23 2010-02-04 Jtekt Corp Method for manufacturing bearing device and bearing device
JP2010242170A (en) * 2009-04-06 2010-10-28 Nippon Steel Corp High strength hot forging non-heat treated steel excellent in toughness and method for manufacturing the same

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3300500B2 (en) * 1993-10-12 2002-07-08 新日本製鐵株式会社 Method for producing hot forging steel excellent in fatigue strength, yield strength and machinability
JP2979987B2 (en) * 1994-12-20 1999-11-22 住友金属工業株式会社 Steel for soft nitriding
CN1074468C (en) * 1997-01-28 2001-11-07 山东工业大学 Multielement micro-alloyed air cooled bainitic steel
JP3762543B2 (en) * 1998-04-02 2006-04-05 新日本製鐵株式会社 Manufacturing method of non-tempered steel for hot forging and non-tempered hot forged product and hot forged non-tempered product
CN1091164C (en) * 1998-12-30 2002-09-18 宝山钢铁股份有限公司 Making process of microalloyed plastic-mould steel
EP1069198A4 (en) * 1999-01-28 2002-02-06 Sumitomo Metal Ind Machine structural steel product
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
US20070227634A1 (en) 2005-03-16 2007-10-04 Mittal Steel Gandrange Forged or Stamped Average or Small Size Mechanical Part
JP4385019B2 (en) * 2005-11-28 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 Manufacturing method for steel nitrocarburized machine parts
US20080189930A1 (en) * 2007-02-13 2008-08-14 Yung-Shou Chen Method for making a hammer
BRPI0901378A2 (en) * 2009-04-03 2010-12-21 Villares Metals Sa baintically mold steel
JP5327106B2 (en) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 Press member and manufacturing method thereof
FR2958660B1 (en) * 2010-04-07 2013-07-19 Ascometal Sa STEEL FOR MECHANICAL PIECES WITH HIGH CHARACTERISTICS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME.
JP5764383B2 (en) 2011-05-12 2015-08-19 Ｊｆｅ条鋼株式会社 Steel for spring parts for vehicle suspension, spring part for vehicle suspension, and manufacturing method thereof
JP5678833B2 (en) 2011-07-28 2015-03-04 新日鐵住金株式会社 Induction hardening steel and crankshaft manufactured using the same

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60215743A (en) * 1984-04-11 1985-10-29 Sumitomo Metal Ind Ltd Wear-resistant steel
JPH06287679A (en) * 1993-04-05 1994-10-11 Nippon Steel Corp Production of non-refining steel for hot forging and non-refining hot forged product and non-refining hot forged product
JPH11502564A (en) * 1995-01-20 1999-03-02 ブリティッシュ、スティール、パブリック、リミテッド、カンパニー Bainite steel containing no carbide and method for producing the same
JP2000199041A (en) * 1999-01-07 2000-07-18 Nippon Steel Corp Bainitic rail excellent in rolling fatigue damaging resistance and inside fatigue damaging resistance
JP2003147480A (en) * 2001-11-14 2003-05-21 Nippon Steel Corp Non-heatteated high strength and high toughness forging, and production method therefor
JP2004183101A (en) * 2002-12-03 2004-07-02 Ascometal Method of producing steel forging, and steel forging obtained by the method
JP2007100193A (en) * 2005-10-07 2007-04-19 Topy Ind Ltd Method for manufacturing roller shell in carrier at lower part of construction machine
JP2009197314A (en) * 2007-05-18 2009-09-03 Jfe Steel Corp Component for machine structure
JP2010025291A (en) * 2008-07-23 2010-02-04 Jtekt Corp Method for manufacturing bearing device and bearing device
JP2010242170A (en) * 2009-04-06 2010-10-28 Nippon Steel Corp High strength hot forging non-heat treated steel excellent in toughness and method for manufacturing the same

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