JPWO2010013763A1 - High-strength non-tempered steel for fracture splitting and steel parts for fracture splitting - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃ：０．２３〜０．３５％、Ｓｉ：０．７０〜１．３０％、Ｍｎ：０．７６〜１．１７％、Ｐ：０．０４０〜０．０８０％、Ｓ：０．０４０〜０．１１８％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｖ：０．２７〜０．４５％、Ｎ：０．００５０〜０．０１４５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、三つの成分組成制約式の値が所要の値を満足し、熱間延性を確保し、熱間鍛造後、空冷または風冷で冷却した場合に、フェライト分率６０％以上のフェライト・パーライト組織からなる高強度破断分割用非調質鋼および破断分割用鋼部品。In mass%, C: 0.23 to 0.35%, Si: 0.70 to 1.30%, Mn: 0.76 to 1.17%, P: 0.040 to 0.080%, S: 0.040 to 0.118%, Cr: 0.05 to 0.20%, Al: 0.010% or less, V: 0.27 to 0.45%, N: 0.0050 to 0.0145% Contained, remaining Fe and inevitable impurities, and the value of the three component composition constraint formulas satisfies the required value, ensuring hot ductility, after cooling by air cooling or air cooling after hot forging In addition, high-strength non-tempered steel for fracture splitting and steel parts for fracture splitting composed of a ferrite-pearlite structure with a ferrite fraction of 60% or more.
Description
本発明は、破断分割して使用する鋼部品用の素材であって、熱間鍛造により鋼部品を成形した直後に、所定の冷却を施して使用する高強度破断分離用非調質鋼、および、その非調質鋼を素材として製造した高強度で、かつ、優れた破断分割性を備える破断分割用鋼部品に関するものである。 The present invention is a material for steel parts to be used by breaking and dividing, and immediately after forming a steel part by hot forging, a high-strength breaking separation non-heat treated steel to be used with predetermined cooling, and Further, the present invention relates to a steel part for fracture division that is manufactured using the non-tempered steel as a raw material and has high strength and excellent fracture division characteristics.
最近の自動車エンジン用鍛造部品および足廻り用鍛造部品には、調質処理を省略することが可能な熱間鍛造用非調質鋼（以下、非調質鋼という）が適用されている。非調質鋼は、熱間鍛造後、空冷または風冷で冷却したままでも、すなわち、旧来の焼入れ焼戻しの調質処理を省略しても、優れた機械的性質を実現するように成分設計された鋼である。
非調質鋼が広く適用されている部品のひとつとして、エンジン用コネクティングロッド（以下、コンロッドという）がある。コンロッドは、キャップとロッドの２つの部品から成っており、従来は、キャップとロッドを別々に作製して、ボルトで締結していた。しかし、この方法では、キャップとロッドの接合面を高精度に仕上げる必要があり、加工コストがかかる。
このため、近年は、キャップとロッドが一体となった形状に熱間鍛造で成型し、その後、大端部内側に切欠きを加工して、衝撃引張りによりキャップとロッドに破断分割し、再度、破断破面をつき合わせ、ボルトで接合する方法が採用されている。
このような破断分割コンロッドは、接合面の仕上げ加工工程を省略できることから、コスト低減になるのみならず、破面がコンロッドにかかる応力の一部を負担するので、強度に優れ、よって、ボルトおよび本体を小型化できるというメリットがある。
破断分割コンロッドが広く普及した欧米において、最も一般的な破断分割用の非調質鋼は、約０．７質量％の炭素を含む高炭素鋼である。高炭素組成にすると延性が低下するので、破断加工が容易となり、かつ、破断時の変形が小さくなるというメリットが得られるが、反面、降伏強さや耐久強さに劣るという欠点がある。
従来の高炭素鋼の欠点を克服する高強度非調質鋼が、特許文献に開示されている。
特許文献１および特許文献２に記載されている熱間鍛造用非調質鋼においては、中炭素（Ｃ：０．３０〜０．６０質量％）とすることで、降伏強さを向上させ、加えて、Ｍｎ含有量とＮ含有量を低減することで、高い破壊性、すなわち、小さな破断変形を実現している。
また、鋼中に第２相粒子を分散させて破断性を高めた鋼も多く提案されている。例えば、特許文献３には、低Ｍｎ化および低Ｎ化に加えて、ＴｉＣ粒子を分散することにより、Ｃ含有量が０．３５％未満の低炭素鋼でも、十分な破断分割性が得られることが開示されている。
ＴｉＣの分散を利用した鋼は、特許文献４にも開示されている。特許文献４には、熱間鍛造時に、ＴｉＣによるオーステナイト粒のピン止めが不十分で混粒になるため、冷却後に大きなパーライト粒が変態し、これが破断分割性を高めることが開示されている。
特許文献５には、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、その量の和が０．０５％以上である被削性に優れた低延性非調質鋼材が開示されている。
破断性を高める手段として、パーライト分率を高める方法も一般的である。特許文献６には、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．５％を含有し、フェライト分率が２０％以下のフェライト−パーライト鋼を破断分割コンロッドに適用することが開示されている。
さらに、特許文献７には、鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上で、かつ、その数が５個／ｍｍ２以上で、さらに、パーライト分率が２０％以上の破断分割に適した高強度非調質鋼が開示されている。
一方、パーライトの面積率を４０％以下とするとともに、硫化物形態を制御することで、ランダムで、かつ、凹凸の大きい破面を得る方法が、特許文献８に開示されている。
他に、比較的多量のＰを添加して破断時の変形を抑制する方法が、特許文献９に開示されている。特許文献１０には、パーライト分率を５０％以上とするとともに、炭素含有量が０．４〜０．５％の場合には、Ｐを０．０５〜０．１５％とすることが適切であることが開示されている。
特許文献１１には、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｐ、および、固溶Ｖを利用して脆性破壊を促進する方法、および、切欠きを用いて脆性破壊を促進する方法が開示されている。
特許文献１２には、フェライト分率が４０％以上のフェライト・パーライト組織で、さらに、フェライトの硬さが、ビッカース硬度で２５０以上、かつ、フェライトの硬さと全硬さの比が０．８０以上の、クラッキングロッドの素材として好適な非調質鋼が開示されている。
特許文献１３には、硬度Ｈ（ＨＲＣ）、Ｐ含有量（％）、及び、炭素当量Ｃｅｑから算出されるＥ（＝２８０４−１５４９×Ｃｅｑ＋８８６２×Ｐ（％）−２３．４×Ｈ）を１５０以下とすることにより、被削性と耐力を確保したコンロッド用非調質鋼が開示されている。
特許文献１４には、ｓｏｌ−Ａｌ、Ｎ、および、Ｏの含有量が、０．０１［ｓｏｌ−Ａｌ％］≦［Ｏ％］≦１．５［ｓｏｌ−Ａｌ％］、および、０．０３［Ｎ％］≦［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］を満たす、熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調が開示されている。
特許文献１５には、フェライトとパーライトの合計が９５％以上で、硫化物系介在物の平均アスペクト比が１０．０以下であるとともに、Ｐｃ（＝Ｃ／（１−α／１００）、Ｃ：炭素含有量（質量％）、α：フェライト分率（面積％））が０．４１〜０．７５で、かつ、Ｖｅｑ（＝Ｖ＋Ｔｉ／２＋Ｓｉ／２０、Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉは含有量（質量％））が０．１８質量％以上の破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材が開示されている。
これまでに開示された破断分割用コンロッド用鋼を概観すると、鋼組織をフェライト・パーライトと限定していることは共通である。しかし、適正なフェライトとパーライト組織の比率については、大きく異なり、フェライトを２０％以下とするもの、または、パーライトを４０％以下とするものなどがある。
破断分割性を高める方法は、多種多様であり、Ｔｉ炭硫化物の分散、Ｔｉ窒化物の分散、Ｍｎ含有量の低減、析出強化の利用、多量のＰ添加、加えて、コンロッドに切欠きを加工する方法などがある。Non-tempered steel for hot forging (hereinafter referred to as non-tempered steel) capable of omitting the tempering treatment has been applied to recent forged parts for automobile engines and forged parts for undercarriage. Non-tempered steel is engineered to achieve excellent mechanical properties even after it has been cooled by air or air cooling after hot forging, that is, even if the conventional quenching and tempering treatment is omitted. Steel.
One of the parts where non-tempered steel is widely applied is an engine connecting rod (hereinafter referred to as a connecting rod). The connecting rod is composed of two parts, a cap and a rod. Conventionally, the cap and the rod are separately manufactured and fastened with bolts. However, according to this method, it is necessary to finish the joint surface between the cap and the rod with high accuracy, which requires processing costs.
Therefore, in recent years, hot forging is formed into a shape in which the cap and the rod are integrated, then the notch is processed inside the large end, and the cap and the rod are broken and divided by impact tension. A method is adopted in which the fracture surfaces are brought together and joined with bolts.
Such a fracture split connecting rod not only reduces the cost because the finishing process of the joint surface can be omitted, but also because the fracture surface bears a part of the stress applied to the connecting rod, it is excellent in strength. There is an advantage that the main body can be miniaturized.
In Europe and the United States where fracture split connecting rods are widely used, the most common non-heat treated steel for fracture split is a high carbon steel containing about 0.7 mass% of carbon. When the carbon composition is high, the ductility is lowered, so that rupture processing is facilitated and the deformation at the time of rupture is reduced. However, there is a disadvantage that the yield strength and durability strength are inferior.
High strength non-tempered steel that overcomes the drawbacks of conventional high carbon steel is disclosed in the patent literature.
In the non-heat treated steel for hot forging described in
In addition, many steels in which the second phase particles are dispersed in the steel to improve breakability have been proposed. For example, Patent Document 3 discloses that sufficient fracture splitting is obtained even in a low carbon steel having a C content of less than 0.35% by dispersing TiC particles in addition to reducing Mn and N. It is disclosed.
A steel using the dispersion of TiC is also disclosed in Patent Document 4. Patent Document 4 discloses that at the time of hot forging, pinning of austenite grains by TiC is insufficient and becomes mixed grains, so that large pearlite grains are transformed after cooling, which improves fracture splitting.
Patent Document 5 discloses a low ductility non-tempered steel material excellent in machinability in which the maximum diameter of Ti carbon sulfide and Zr carbon sulfide is 10 μm or less and the sum of the amounts is 0.05% or more. ing.
A method for increasing the pearlite fraction is also commonly used as a means for increasing the breakability. In Patent Document 6, ferrite-pearlite steel containing C: 0.2 to 0.5% and V: 0.05 to 0.5% and having a ferrite fraction of 20% or less is applied to a fractured split connecting rod. It is disclosed.
Furthermore, in Patent Document 7, the maximum diameter of TiN inclusions in steel is 5 μm or more, the number is 5 pieces / mm 2 or more, and it is suitable for fracture division with a pearlite fraction of 20% or more. High strength non-tempered steel is disclosed.
On the other hand, Patent Document 8 discloses a method of obtaining a fracture surface having random and large irregularities by controlling the sulfide form while controlling the area ratio of pearlite to 40% or less.
In addition, Patent Document 9 discloses a method for suppressing deformation at break by adding a relatively large amount of P. According to Patent Document 10, it is appropriate to set the pearlite fraction to 50% or more and to set P to 0.05 to 0.15% when the carbon content is 0.4 to 0.5%. It is disclosed that there is.
Patent Document 11 discloses a method for promoting brittle fracture using Si, V, Ti, P, and solute V, and a method for promoting brittle fracture using notches.
In Patent Document 12, a ferrite pearlite structure having a ferrite fraction of 40% or more, a ferrite hardness of 250 or more in terms of Vickers hardness, and a ratio of ferrite hardness to total hardness of 0.80 or more is disclosed. Non-tempered steel suitable as a material for cracking rods is disclosed.
In Patent Document 13, the hardness H (HRC), the P content (%), and E (= 2804-1549 × Ceq + 8862 × P (%) − 23.4 × H) calculated from the carbon equivalent Ceq are 150. Non-tempered steel for connecting rods that secures machinability and proof stress is disclosed as follows.
In Patent Document 14, the contents of sol-Al, N, and O are 0.01 [sol-Al%] ≦ [O%] ≦ 1.5 [sol-Al%] and 0.03. Disclosed is a non-tone for hot forging that satisfies [N%] ≦ [O%] ≦ 1.6 [N%] and is easy to break and separate forged parts after hot forging.
In Patent Document 15, the total of ferrite and pearlite is 95% or more, the average aspect ratio of sulfide inclusions is 10.0 or less, and Pc (= C / (1-α / 100), C: Carbon content (mass%), α: ferrite fraction (area%) is 0.41 to 0.75, and Veq (= V + Ti / 2 + Si / 20, V, Ti, Si is content (mass%) )) Is disclosed a rolled material for a fracture separating type connecting rod having a fracture separability of 0.18% by mass or more.
When reviewing the steel for connecting rods for fracture splitting disclosed so far, it is common that the steel structure is limited to ferrite and pearlite. However, the ratio of the appropriate ferrite and pearlite structure is greatly different, and there are those in which the ferrite is 20% or less, or the pearlite is 40% or less.
There are a variety of methods for improving fracture splitting, including dispersion of Ti carbon sulfide, dispersion of Ti nitride, reduction of Mn content, utilization of precipitation strengthening, addition of a large amount of P, and notches in the connecting rod. There is a method of processing.
本発明の主な製造対象部品は、破壊分割して使用する高強度コンロッドであり、高強度、具体的には、８５０ＭＰａ以上の引張強さと、６５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を備えるとともに、優れた破断加工性を実現するものである。この要求を満たすためには、できる限り低炭素組成であって、部品の組織は、フィライト・パーライト組織となることが望ましい。
しかし、炭素含有量の低い鋼で、８５０ＭＰａ以上の引張強さを得ようとすると、炭素以外の合金元素量を増やさざるを得なくなり、その結果、熱間鍛造品に、ベイナイトが生じ易くなる。ベイナイトが生じると、破断性が低下するだけでなく、降伏強さや降伏比も低下して、部品として必要な機械的性質が得られなくなる。
また、破断分割性に優れた鋼材は、常温のみならず熱間においても延性が低く、素材棒鋼の製造時および熱間鍛造時に、キズや、割れが生じ易い。鋼素材の鋳造、熱間圧延、および、部品の熱間鍛造の容易性は、工業的に非常に重要な要件であり、鋼素材には、高い熱間延性が必要である。
本発明が解決しようとする課題は、熱間延性に優れ、熱間鍛造後に空冷または風冷で冷却した場合に、安定してフェライト・パーライト組織となる、破断分割性に優れた高強度非調質鋼および破断分割用鋼部品を提供することである。The main production target part of the present invention is a high-strength connecting rod that is used by breaking and dividing, and has high strength, specifically, a tensile strength of 850 MPa or more and a 0.2% proof stress of 650 MPa or more, and is excellent. It realizes the breakability. In order to satisfy this requirement, it is desirable that the carbon composition is as low as possible and the structure of the part is a phyllite / pearlite structure.
However, when trying to obtain a tensile strength of 850 MPa or more with a steel having a low carbon content, the amount of alloying elements other than carbon must be increased, and as a result, bainite is likely to occur in a hot forged product. When bainite is generated, not only the breakability is lowered, but also the yield strength and the yield ratio are lowered, and the mechanical properties necessary for the part cannot be obtained.
In addition, a steel material excellent in fracture splitting property has low ductility not only at normal temperature but also hot, and is liable to be scratched or cracked during production of raw steel bars and hot forging. Ease of steel material casting, hot rolling, and hot forging of parts is a very important industrial requirement, and steel material requires high hot ductility.
The problem to be solved by the present invention is that it is excellent in hot ductility, and when it is cooled by air cooling or air cooling after hot forging, it becomes a ferrite pearlite structure stably and has high fracture strength and excellent strength. It is to provide quality steel and steel parts for fracture splitting.
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意、実験を重ねて研究した。その結果、次の知見１）〜４）を得るに至った。
１）鋼の基本成分組成を、Ｃ：０．２３〜０．３５％、Ｓｉ：０．７０〜１．３０％、さらに、Ｖ：０．２７〜０．４５％として、Ｖ炭窒化物を鋼中に析出、分散させると、フェライトが強化されて、降伏強さ、および、引張強さが向上し、かつ、延性が低下する。
２）下記（１）式で定義するＫ値を１．３（％）以下とすると、熱間鍛造後、空冷または風冷で冷却した場合に、フェライト・パーライト組織を得ることができる。
Ｋ＝−０．５６×％Ｃ−０．０７×％Ｓｉ＋１．３×％Ｍｎ
＋０．８０×％Ｃｒ−１．８０×％Ｐ＋０．１９％Ｖ
−５．６×％Ｎ・・・（１）
“％元素記号”は、元素の鋼中含有率（％）である。
３）優れた破断分割性を得るためには、フェライト・パーライト組織中のフェライト分率を６０％以上とする。そのためには、下記（２）式で定義するＦ値を３．０（％）以下とする必要がある。
Ｆ＝４．３×％Ｃ−０．２１×％Ｓｉ＋１．０×％Ｍｎ
＋１．４×％Ｃｒ−１．９０×％Ｐ＋１．８％Ｖ
−６．６×％Ｎ・・・（２）
“％元素記号”は、元素の鋼中含有率（％）である。
４）優れた熱間延性を得るためには、下記（３）式または（３’）式で定義するＲ値を３５（％）以上とする必要がある。
Ｒ＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓｉ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
・・・（３）
Ｒ＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
−８６．６×％Ｐｂ・・・（３’）
“％元素記号”は、元素の鋼中含有率（％）である。
本発明は、上記知見に基づいて完成したもので、本発明の要旨とするところは、次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．２３〜０．３５％、
Ｓｉ：０．７０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．７６〜１．１７％、
Ｐ：０．０４０〜０．０８０％、
Ｓ：０．０４０〜０．１１８％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｖ：０．２７〜０．４５％、
Ｎ：０．００５０〜０．０１４５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するＫ値が１．３以下、下記（２）式で定義するＦ値が３．０以下、および、下記（３）式で定義するＲ値が３５以上であることを特徴とする高強度破断分割用非調質鋼。
Ｋ＝−０．５６×％Ｃ−０．０７×％Ｓｉ＋１．３×％Ｍｎ
＋０．８０×％Ｃｒ−１．８０×％Ｐ＋０．１９％Ｖ
−５．６×％Ｎ・・・（１）
Ｆ＝４．３×％Ｃ−０．２１×％Ｓｉ＋１．０×％Ｍｎ
＋１．４×％Ｃｒ−１．９０×％Ｐ＋１．８％Ｖ
−６．６×％Ｎ・・・（２）
Ｒ＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
・・・（３）
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｒ、％Ｐ、％Ｖ、％Ｎ、および、％Ｓは、鋼中の含有量（質量％）であり、％Ａｌは、不純物としての含有量（質量％）である。
（２）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％、および、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度破断分割用非調質鋼。
（３）さらに、質量％で、
Ｐｂ：０．０１０〜０．０５０％
を含有し、上記（３）式に代えて、下記（３’）式により定義するＲ値が３５以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度破断分割用非調質鋼。
Ｒ＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
−８６．６×％Ｐｂ・・・（３’）
ここで、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｓ、％Ｖ、および、％Ｐｂは、鋼中の含有量（質量％）であり、％Ａｌは、不純物としての含有量（質量％）である。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度破断分割用非調質鋼を、熱間鍛造して冷却して製造した鋼部品であって、冷却後の鋼組織が、フェライト・パーライト組織であることを特徴とする高強度破断分割用鋼部品。
（５）前記鋼組織のフェライト体積分率が６０％以上であることを特徴とする上記（４）に記載の高強度破断分割用鋼部品。In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted intensive research and experiments. As a result, the following findings 1) to 4) were obtained.
1) The basic component composition of steel is C: 0.23 to 0.35%, Si: 0.70 to 1.30%, and V: 0.27 to 0.45%. When precipitated and dispersed in steel, ferrite is strengthened, yield strength and tensile strength are improved, and ductility is lowered.
2) When the K value defined by the following formula (1) is 1.3 (%) or less, a ferrite pearlite structure can be obtained when it is cooled by air cooling or air cooling after hot forging.
K = −0.56 ×% C−0.07 ×% Si + 1.3 ×% Mn
+ 0.80x% Cr-1.80x% P + 0.19% V
-5.6 ×% N (1)
“% Element symbol” is the element content (%) in steel.
3) In order to obtain an excellent fracture splitting property, the ferrite fraction in the ferrite / pearlite structure is set to 60% or more. For that purpose, the F value defined by the following equation (2) needs to be 3.0 (%) or less.
F = 4.3 ×% C−0.21 ×% Si + 1.0 ×% Mn
+ 1.4 ×% Cr-1.90 ×% P + 1.8% V
-6.6 ×% N (2)
“% Element symbol” is the element content (%) in steel.
4) In order to obtain excellent hot ductility, the R value defined by the following formula (3) or (3 ′) needs to be 35 (%) or more.
R = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% Si-12.0 ×% V-174 ×% Al
... (3)
R = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
-86.6 ×% Pb (3 ′)
“% Element symbol” is the element content (%) in steel.
The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.23-0.35%,
Si: 0.70 to 1.30%,
Mn: 0.76 to 1.17%,
P: 0.040-0.080%,
S: 0.040 to 0.118%,
Cr: 0.05-0.20%,
Al: 0.010% or less,
V: 0.27 to 0.45%,
N: 0.0050 to 0.0145%
Comprising the balance Fe and inevitable impurities,
The K value defined by the following formula (1) is 1.3 or less, the F value defined by the following formula (2) is 3.0 or less, and the R value defined by the following formula (3) is 35 or more. Non-heat treated steel for high strength fracture splitting, characterized by
K = −0.56 ×% C−0.07 ×% Si + 1.3 ×% Mn
+ 0.80x% Cr-1.80x% P + 0.19% V
-5.6 ×% N (1)
F = 4.3 ×% C−0.21 ×% Si + 1.0 ×% Mn
+ 1.4 ×% Cr-1.90 ×% P + 1.8% V
-6.6 ×% N (2)
R = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
... (3)
Here,% C,% Si,% Mn,% Cr,% P,% V,% N, and% S are contents (% by mass) in the steel, and% Al is contained as an impurity. Amount (% by mass).
(2) Furthermore, in mass%,
Ca: 0.0005 to 0.0030%,
Zr: 0.0005 to 0.0030%,
Te: 0.0005 to 0.0030%, and
Ti: 0.005 to 0.050%
The high-strength fracture split non-heat treated steel according to (1) above, which contains any one or more of the above.
(3) Furthermore, in mass%,
Pb: 0.010 to 0.050%
For high-strength fracture splitting according to (1) or (2) above, wherein the R value defined by the following formula (3 ′) is 35 or more instead of the above formula (3) Non-tempered steel.
R = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
-86.6 ×% Pb (3 ′)
Here,% Si,% Mn,% S,% V, and% Pb are the contents (mass%) in the steel, and% Al is the contents (mass%) as impurities.
(4) A steel part produced by hot forging and cooling the non-heat treated steel for high-strength fracture splitting according to any one of (1) to (3) above, wherein the steel structure after cooling is A steel part for high-strength fracture splitting, characterized by having a ferrite-pearlite structure.
(5) The steel part for high-strength fracture division according to (4) above, wherein the steel structure has a ferrite volume fraction of 60% or more.
本発明の高強度破断分割用非調質鋼は、熱間延性に優れ、熱間鍛造後に、空冷または風冷で冷却した場合に、安定してフェライト・パーライト組織となり、破断分割性に優れている。そして、本発明の高強度破断分割用非調質鋼から製造した鋼部品は、高強度で、かつ、破断時の変形量が小さく、優れた破断分割性を有するとともに、製造時に必要とされる熱間延性を十分に備えている。 The non-tempered steel for high-strength fracture splitting of the present invention is excellent in hot ductility, and when it is cooled by air cooling or air cooling after hot forging, it becomes a stable ferrite / pearlite structure and excellent in split splitting ability. Yes. And the steel parts manufactured from the non-heat treated steel for high-strength fracture splitting according to the present invention have high strength and a small amount of deformation at break, have excellent split splitting properties, and are required at the time of manufacturing. It has sufficient hot ductility.
図１は、破断試験に用いたコンロッド大端部相当形状の試験片を示す図である。（ａ）は、平面態様を示し、（ｂ）は、側面態様を示す。 FIG. 1 is a view showing a test piece having a shape corresponding to a large end of a connecting rod used in a fracture test. (A) shows a plane aspect, (b) shows a side aspect.
以下、本発明を詳細に説明する。
破断分割用の非調質鋼は、すでに、数多く開示され、しかも、これら鋼の成分組成は、幅広く開示されている。しかし、これらの鋼において、（ａ）工業的に生産ができる程度に熱間延性に優れること、（ｂ）熱間鍛造後、空冷または風冷で冷却した場合に、フェライト・パーライト組織となること、（ｃ）高強度であること、および、（ｄ）破断分割に優れること等の必要な要件を全て備えた鋼は、非常に少ない。
フェライト・パーライト組織は、焼戻しマルテンサイト、または、ベイナイト組織と比較して、延性や衝撃値が低く、破断分割時の変形を効果的に抑制する効果を有している。
そこで、本発明者らは、特に、熱間鍛造後、空冷または風冷で冷却した場合に、フェライト・パーライト組織を形成するとともに、優れた熱間延性を発現する成分組成を検討して、高強度破断分割部品用鋼として最適な成分組成を創案した。
本発明の鋼部品の特徴の第１は、Ｖ析出強化を積極的に利用した非調質鋼からなり、該鋼が、フェライト・パーライト組織を備えていることである。従来の破断分割部品は、少量のベイナイトをしばしば含有し、これが、破断分割性や機械的性質の劣化の原因となっていたが、本発明では、これを改善し、工業的な生産において、安定な材質を確保した。
特徴の第２は、本発明の鋼で製造した部品のフェライト体積分率を６０％以上と、非常に大きな値に制御していることである。フェライトの体積分率を高め、かつ、大幅に析出強化した鋼においては、破断時の変形が小さく、破面直下に発生する剥離や、最終破断部に発生する欠けが抑制される。
本発明の第３の特徴は、破断分割部品としての材質に加え、破断分割用鋼一般に共通する“熱間延性の低さ”という欠点を改善したことである。通常の破断分割用鋼で大きな問題となるのは、鋳造時に発生する割れやキズと、その後の熱間加工、すなわち、素材棒鋼の熱間圧延や、部品の熱間鍛造時に発生する割れやキズである。
工業的な生産において、特に問題となるのは、鋳造時に発生する割れやキズであるが、これまで、この問題を解決することを課題とした発明は提案されておらず、効率的な工業生産が容易でない鋼が多く提案されていた。
先ず、実部品を熱間鍛造で成形し、その直後、空冷または風冷で冷却した場合に、安定して、フェライト・パーライト組織を得るという課題を解決するにあたって、含Ｖ中炭素鋼を中心とする種々の鋼を対象として、熱間鍛造−冷却工程を再現する実験を行った。
実験の対象としたのは、成分組成が、Ｃ：０．１１〜０．５０％（質量％、以下同じ。）、Ｓｉ：０．１５〜１．４１％、Ｍｎ：０．４０〜１．２１％、Ｐ：０．００６〜０．１１５％、Ｓ：０．００７〜０．１０８％、Ｃｒ：０．０２〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０３４％、Ｖ：０．２０〜０．４５％、Ｔｉ：０〜０．０５９％、Ｐｂ：０〜０．２６０％、Ｃａ：０〜０．００４１％、および、Ｎ：０．００２２〜０．０１４１％の６８水準の鋼である。
実験は、熱間加工再現装置を用い、以下の条件で行った。試験片は、直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍとした。試験片を１５２３Ｋに加熱した後、１．０Ｋ／ｓの冷却速度で冷却しつつ、冷却途中の１３２３Ｋで、高さ比６０％の圧縮加工を施し、さらに、１．０Ｋ／ｓの冷却速度で、室温まで冷却した。
その後、試験片を、中心線上で２分割し、試験片の１／４厚さ部の組織を、光学顕微鏡を用いて観察し、ベイナイト組織の有無を判断した。
具体的には、硝酸アルコール希釈液（ナイタール）にて腐食した組織を、光学顕微鏡で、２００倍の倍率で観察し、不定形のフェライト粒の割合を測定した。
フェライト・パーライト組織として観察される初析フェライト粒は、白色で多角形の形状をしているが、同じく白色ながら微量の炭化物が析出した不定形の組織が発現した場合、それは、ベイナイトであると判断した。不定形とは、基本的に、粒界に凹凸がある形状または針状に変化した形状を示す。
本発明では、初析フェライト粒とベイナイト粒の総数に占めるベイナイト粒の割合が３％未満の時、組織は、フェライト・パーライト組織であるとする。ベイナイト粒が３％未満であれば、材質にほとんど影響はない。
経験上、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｖ、および、Ｎがベイナイト変態に関与することが解っているので、これら元素の量とベイナイト分率の関係を重回帰分析で調べたところ、下記（１）式で定義するＫ値が１．３０（％）以下のときにベイナイト分率が３％以下となることが分かった。それ故、該Ｋ値を１．３以下に限定した。
Ｋ＝−０．５６×％Ｃ−０．０７×％Ｓｉ＋１．３×％Ｍｎ
＋０．８０×％Ｃｒ−１．８０×％Ｐ＋０．１９％Ｖ
−５．６×％Ｎ・・・（１）
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｒ、％Ｐ、％Ｖ、および、％Ｎは、鋼中の含有量（質量％）である。
Ｋ値の下限は、各元素の下限量によるので定めない。
なお、本発明が対象とする部品では、熱間鍛造直後の冷却中、１０７３〜６７３Ｋの平均冷却速度（温度差４００Ｋを、温度が１０７３Ｋから６７３Ｋまで低下する経過時間で割った値）が２．０Ｋ／ｓ以下であることを前提としているが、平均冷却速度２．０Ｋ／ｓで空冷した実部品の組織と硬さを、熱加工再現装置の単純加熱−等速度冷却で再現するには、γ化した後の平均冷却速度を１．０Ｋ／ｓとするのが適当である。
次に、破断性に及ぼす組織の影響について検討した。
試験片の素材として、上記Ｋ値を求めるのに用いた６８水準のうち、Ｃ：０．２０〜０．４０％（質量％、以下同じ。）、Ｃｒ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．０３０％、Ｐｂ：０．１０％以下の範囲にある３０水準を用いた。
これらの鋼素材を、１６ｋｇ実験炉にて溶解し、インゴットに鋳造した後、断面２５×１００ｍｍの板材に熱間加工した。
さらに、熱間鍛造工程を再現するため、この板状素材を１００ｍｍの長さに切断し、１５０３Ｋに５分間加熱した後、風速５ｍ／ｓの風を当てて、室温まで冷却した。
冷却後、図１（ａ）に示したコンロッドの大端部を模した形状の試験片１に仕上げ加工した。内径の１８０°で相対する２カ所に、深さ１．０ｍｍ、先端曲率０．５ｍｍの４５°Ｖノッチ３を形成した。さらに、図１（ｂ）に示すように、直径８．０ｍｍの貫通穴４が、中心線がノッチ加工側の側面から８．０ｍｍの位置となるように形成されている。
破断性に関する試験は、以下の通りである。すなわち、図１に示す試験片の内径を測定した後、図１の上下方向に割れる割型を入れ、割型の中央に形成したくさび受け口に、くさびを差し込み、くさびに２００ｋｇの重りを４０ｍｍ高さから落として、試験片を切欠き位置で衝撃的に破断した。
なお、割型は、レール上にあって、片方は固定、もう一方はレール上を滑る構造となっており、破断後に２分割された試験片が割型からはずれないように、試験片は、ボルトで割型に固定されている。
試験前後の変形量は、内径の変化量の合計とした。具体的には、破断後、破面部を突き合わせて、再結合−ボルト締めした後に、試験片の内径を測定し、予め測定した初期状態の内径との差を求め、上下と左右方向の差の合計を変形量とした。内径変形量が小さいほど、破断性が高いと判断した。
また、試験片の破断面から５ｍｍ離れた断面において、硬さを測定し、光学顕微鏡によりフェライト体積率を測定した。
試験片の破断前後に、内径差と、硬さおよびフェライトの体積率との関係を調査した。その結果、破断前後の内径差は、引張強さとフェライトの体積率に大きく影響されることが明らかとなった。
すなわち、全体の引張強さが高くて、かつ、フェライトが適度に存在する場合、特に、フェライト体積分率が６０％以上の場合に、衝撃破断したときの変形量が０．１００ｍｍ以下と、十分に小さいことが明らかとなった。
続いて、Ｋ値を求めた時と同じ６８水準の鋼を用い、フェライト体積分率に及ぼす鋼の合金元素量の影響を調べた。
試験片は、直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの形状のものであり、この試験片を、熱間加工再現装置を用いて、１５０３Ｋに加熱し、その後、１．０Ｋ／ｓの冷却速度で冷却しつつ、冷却途中の１３２３Ｋで、高さ比６０％の圧縮加工を施し、さらに、１．０Ｋ／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。
その後、試験片を、中心線上で２分割し、試験片の１／４厚さ部の組織を光学顕微鏡を用いて観察し、フェライト体積率を調べた。
経験上、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｖ、および、Ｎがフェライト変態に関与することが解っているので、これら合金元素の量とフェライト体積分率の関係を重回帰分析で求めた。
その結果、下記（２）式で定義するＦ値が３．０（％）以下の場合に６０％以上となり、破断変形量が、０．７質量％のＣを含有する破断分割用の既存非調質鋼を素材とした場合と同等以下の良好な値となった。このことから、Ｆ値を３．０以下に限定した。
なお、本発明のＣ量の下限０．２３％において、フェライト量は、最大７５％程度である。
Ｆ＝４．３×％Ｃ−０．２１×％Ｓｉ＋１．０×％Ｍｎ
＋１．４×％Ｃｒ−１．９０×％Ｐ＋１．８％Ｖ
−６．６×％Ｎ・・・（２）
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｒ、％Ｐ、％Ｖ、および、％Ｎは、鋼中の含有量（質量％）である。
Ｆ値の下限は、各元素の下限量によるので、定めない。
さらに、鋼片の製造性指標となる溶融−凝固直後の熱間延性を、熱間引張り試験で評価した。
供試鋼は、成分組成が、Ｃ：０．１１〜０．５０％（質量％、以下同）、Ｓｉ：０．１５〜１．４１％、Ｍｎ：０．１７〜２．４６％、Ｐ：０．００６〜０．１１５％、Ｓ：０．００７〜０．１０８％、Ｃｒ：０．０２〜１．００％、Ａｌ：０．００１〜０．０３４％、Ｖ：０〜０．４５％、Ｔｉ：０〜０．０５９％、Ｐｂ：０〜０．２６０％、Ｃａ：０〜０．００４１％、Ｎ：０．００２２〜０．０１４１％の９６水準の鋼である。
試験片は、直径１．０ｍｍ、長さ１００ｍｍの棒状とし、試験片の中央部を石英チューブで覆い、熱電対を取り付けた。これを、引張装置を備えた通電加熱装置に取り付け、両端部を、銅の水冷帯で冷却しつつ、通電加熱した。
通電により、試験片中央部を加熱、溶融して、６０ｓ保持後、１０Ｋ／ｓで、一定温度（１４７３Ｋ、１３７３Ｋ、および、１２７３Ｋ）まで冷却し、各温度に３０ｓ保持し、その後、歪み速度０．００５／Ｓで引張り破断させた。
熱間延性の指標として、破断後の絞り値を採用した。この絞り値が小さい鋼は、連続鋳造時に割れやキズが発生し易いと判断できる。
これらの試験で、引張破断温度１４７３Ｋ、１３７３Ｋ、および、１２７３Ｋでの絞り値を、独立変数とし、合金元素を従属変数として、重回帰計算し、重回帰式における各元素の重相関係数（統計上有意と判断された元素のみ）と定数の平均値を求め、これらの数値を用いて、下記（３）式または（３’）式で定義するＲ（％）を得た。
Ｒ（％）＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
・・・（３）
Ｒ（％）＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
−８６．６×％Ｐｂ・・・（３’）
ここで、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｖ、％Ａｌ、％Ｐｂ、および、％Ｓは、鋼中の含有量（質量％）である。
連続鋳造で鋳片を製造する際、割れやキズを防止するためには、絞り値が高いほど有利である。割れやキズの発生のし易さは、鋳造機の構造と鋳造条件にも影響されるが、各種の低熱間延性の鋼の絞り値と、割れ、キズ発生頻度との関係を調査した。
その結果、絞り値が３５％以上であれば、連続鋳造時の割れやキズの発生を、十分、低減できることが解かった。よって、上記（３）式または（３’）式で求めるＲ値を３５以上に限定した。なお、Ｒ値の上限は、各元素の量によるので、特に定めない。
次に、本発明鋼の合金組成の限定理由について説明する。以下、％は質量％を意味する。
Ｃ：０．２３〜０．３５％
Ｃは、部品の引張強さや硬さを確保し、かつ、良好な破断性を得るために、０．２３％以上必要である。一方、Ｃを多くすると、パーライトが増加して降伏比が低下する。それ故、合金元素を調整して引張強さや硬さを高くしても、降伏強さがあまり向上しないばかりか、破断性および被削性が低下するので、上限を０．３５％に限定する。また、Ｃは、Ｖと炭化物を形成し、フェライトを析出強化する。好ましくは、０．２８〜０．３２％である。
Ｓｉ：０．７０〜１．３０％
Ｓｉは、フェライト変態を促進して、フェライト分率を増加させるのに必須の元素である。また、Ｓｉは、フェライトを固溶強化するとともに、延性を低下させる。フェライトの延性を低下させるためには、０．７０％以上が必要である。しかし、１．３０％を超えると、熱間延性が低下する。熱間延性の確保の点から、１．０５％以下が好ましい。より好ましくは、０．８０〜１．０５％である。
Ｍｎ：０．７６〜１．１７％
Ｍｎは、固溶強化元素であると同時に、ベイナイト変態を促進する元素である。ベイナイトの発生を防止するため、上限を１．１７％とする。また、Ｍｎは、鋼中のＳを硫化物として固定し、熱間延性を高めるのに必要である。安定して高い熱間延性を得るため、下限を０．７６％に限定する。好ましくは、０．８０〜１．００％である。
Ｐ：０．０４０〜０．０８０％
Ｐは、フェライト変態促進およびベイナイト変態抑制元素である。ベイナイト変態抑制効果を得るには、０．０４０％以上が必要である。多量に添加した場合、熱間延性が低下して、割れまたは疵が生じ易くなるので、上限を、０．０８０％に限定する。熱間延性の確保の点から０．０６５％未満が好ましい。より好ましくは、０．０４５〜０．０６２％である。
Ｓ：０．０４０〜０．１１８％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ粒子を形成して被削性を向上させる元素である。十分な被削性を得るために、下限を０．０４０％とする。しかし、多量に添加した場合、機械的性質の異方性が大きくなるので、上限を０．１１８％とする。好ましくは、０．０６０〜０．１１０％である。
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に固溶強化元素であると同時に、ベイナイト変態を促進する元素である。引張強さや、硬さを確保するため、０．０５％以上添加する。しかし、Ｃｒは、Ｍｎよりもベイナイト変態を促進する効果が高いため、ベイナイト抑制のため、０．２０％以下に限定する。好ましくは、０．０８〜０．１６％である。
Ｖ：０．２７〜０．４５％
Ｖは、炭窒化物を形成してフェライトを析出強化し、降伏強さ、引張強さを向上させ、かつ、延性を低下させる元素である。また、Ｖの炭窒化物は、フェライト変態を促進する作用があるので、低延性の微細フェライトが増大する。その結果、破断変形が低減するとともに剥離等の破面のばらつきも減少する。
これらの十分な効果を得るため、Ｖを０．２７％以上に限定する。しかし、０．４５％超では、効果が飽和し、コストも高くなるので、上限を０．４５％とする。好ましくは、０．３０〜０．４１％、より好ましくは、０．３２〜０．３７％である。
Ｎ：０．００５０〜０．０１４５％
Ｎは、主に、Ｖ窒化物や、Ｖ炭窒化物を形成して、ベイナイト変態抑制およびフェライト変態促進をなす元素である。これらの十分な効果を得るために、下限を０．００５０％とする。過剰に添加すると、熱間延性が低下して、割れまたは疵が生じ易くなるので、上限を０．０１４５％とする。好ましくは、０．００５５〜０．０１３５％である。
本発明は、上記成分組成を基本成分とするが、さらに、選択的に他の元素を含有させてもよい。以下に選択元素について説明する。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％、および、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％のいずれか１種または２種以上
Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、および、Ｔｉは、いずれも、硫化物を微細化する元素である。本発明における微細硫化物の分散は、熱間鍛造直後のオーステナイト組織の粗大化を防止し、その結果、フェライト変態を促進する。
また、フェライト変態を促進することで、ベイナイト変態が抑制される。これらの効果を期待するには、Ｃａ、Ｚｒ、および、Ｔｅは、０．０００５％以上の添加が必要であり、Ｔｉは、０．００５％以上の添加が必要となる。
しかし、多量に添加した場合に生成する粗大な酸化物や、硫化物は、熱間延性および被削性の低下の要因となるので、Ｃａ、Ｚｒ、および、Ｔｅの上限を０．００３０％とし、Ｔｉの上限を０．０５０％とする。
Ｔｉは、硫化物を微細化してベイナイト変態を抑制する効果がある一方、窒化物を優先的に形成するので、過剰に添加すると、Ｖ窒化物の生成量を低減させてフェライト量が低減する好ましくない現象が発現する。このため、Ｔｉを添加する場合、０．０４０％以下が、より好ましい。
Ｐｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｐｂは、被削性向上のために添加する。しかし、Ｐｂは、熱間延性を低下させる効果があるので、０．０５０％以下に限定する。十分な被削性向上の効果を得るためには、０．０１０％以上を必要とする。
その他の不可避的に含有する元素について説明する。
Ａｌ：０．０１０％以下
Ａｌは、上記（３）式および（３’）式のとおり、熱間延性の低下の要因になるので、積極的に添加しない。Ａｌは、Ａｌ酸化物として鋼中に分散し被削性を低下させるので、Ａｌを添加しない方が被削性の確保のためにも有効である。不可避不純物としてのＡｌは、０．０１０％以下とする。
Ｃｕ：０．１５％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．０１％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、および、Ｍｏは、任意に含有させることができる元素である。微量であれば、コンロッドの材質に対して特段の影響は及ぼさないが、いずれも、焼入れ性を高めてベイナイトの変態を促進する。ベイナイト組織の生成を防止する上で、不可避不純物として含有するＣｕおよびＮｉは、ともに、０．１５％以下が好ましく、Ｍｏは、０．０１％以下が好ましい。
Ｎｂは、Ｖと同様に析出強化、組織微細化の効果を有する元素であり、Ｖの一部を、Ｎｂに置換することは可能である。しかし、Ｎｂ炭窒化物は、Ｖ炭窒化物と比較して、固溶温度が高く、素材棒鋼の製造工程において粗大化し易いので、本発明では、積極的に添加しない。
以上、本発明について、コンロッドを主眼に説明した。現在のところ、コンロッド以外に、破断分割技術は普及していないが、本発明は、コンロッドと同様に、正確な寸法精度での締結が必要な部品、または、組付け精度とともに、保全作業上、取外しと取付けが繰り返される部品へ適用することができる。Hereinafter, the present invention will be described in detail.
Many non-heat treated steels for fracture splitting have already been disclosed, and the composition of these steels has been widely disclosed. However, these steels have (a) excellent hot ductility to such an extent that they can be industrially produced, and (b) a ferrite pearlite structure when cooled with air or air after hot forging. Very few steels have all the necessary requirements such as (c) high strength and (d) excellent fracture splitting.
The ferrite and pearlite structure has lower ductility and impact value than the tempered martensite or bainite structure, and has an effect of effectively suppressing deformation at the time of fracture division.
Therefore, the present inventors examined a component composition that forms a ferrite pearlite structure and exhibits excellent hot ductility, particularly when it is cooled by air cooling or air cooling after hot forging. The optimum component composition was devised as a steel for strength fracture split parts.
The first feature of the steel part of the present invention is that it is made of non-tempered steel that actively uses V precipitation strengthening, and the steel has a ferrite pearlite structure. Conventional fracture split parts often contain a small amount of bainite, which has been a cause of degradation of fracture splitability and mechanical properties. In the present invention, this is improved and stable in industrial production. Secure material.
The second feature is that the ferrite volume fraction of a part manufactured from the steel of the present invention is controlled to a very large value of 60% or more. In steel with a high volume fraction of ferrite and significant precipitation strengthening, deformation at the time of fracture is small, and peeling that occurs immediately below the fracture surface and chipping that occurs at the final fracture portion are suppressed.
The third feature of the present invention is that the defect of “low hot ductility” common to the steel for fracture division is improved in addition to the material as the fracture division part. The major problems with normal fracture splitting steels are cracks and scratches that occur during casting, and subsequent hot working, that is, cracks and scratches that occur during hot rolling of steel bars and hot forging of parts. It is.
In industrial production, the problems that are particularly problematic are cracks and scratches that occur during casting. However, no invention has been proposed to solve this problem, and efficient industrial production has been proposed. Many steels that are not easy to use have been proposed.
First, in order to solve the problem of obtaining a ferrite / pearlite structure stably when an actual part is formed by hot forging and immediately thereafter cooled by air cooling or air cooling, V-containing carbon steel is mainly used. Experiments were conducted to reproduce the hot forging and cooling process for various steels.
The components of the experiment were: C: 0.11 to 0.50% (mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 0.15 to 1.41%, Mn: 0.40 to 1. 21%, P: 0.006 to 0.115%, S: 0.007 to 0.108%, Cr: 0.02 to 0.50%, Al: 0.001 to 0.034%, V: 0 68 levels of 20 to 0.45%, Ti: 0 to 0.059%, Pb: 0 to 0.260%, Ca: 0 to 0.0041%, and N: 0.0022 to 0.0141%. Of steel.
The experiment was performed using a hot working reproduction apparatus under the following conditions. The test piece was 8 mm in diameter and 12 mm in height. After the test piece was heated to 1523 K, while being cooled at a cooling rate of 1.0 K / s, compression processing was performed at a height ratio of 60% at 1323 K in the middle of cooling, and at a cooling rate of 1.0 K / s. And cooled to room temperature.
Then, the test piece was divided into two on the center line, and the structure of the 1/4 thickness part of the test piece was observed using an optical microscope, and the presence or absence of the bainite structure was judged.
Specifically, the structure corroded with a dilute nitrate alcohol solution (Nital) was observed with an optical microscope at a magnification of 200 times, and the ratio of amorphous ferrite grains was measured.
The pro-eutectoid ferrite grains observed as a ferrite-pearlite structure are white and polygonal in shape, but if an amorphous structure with a slight amount of carbides precipitated appears, it is bainite. It was judged. The indefinite shape basically indicates a shape having irregularities at grain boundaries or a shape changed to a needle shape.
In the present invention, when the ratio of bainite grains to the total number of pro-eutectoid ferrite grains and bainite grains is less than 3%, the structure is assumed to be a ferrite pearlite structure. If the bainite grains are less than 3%, the material is hardly affected.
Experience has shown that C, Si, Mn, Cr, P, V, and N are involved in the bainite transformation, and when the relationship between the amount of these elements and the bainite fraction was examined by multiple regression analysis, It was found that the bainite fraction was 3% or less when the K value defined by the following formula (1) was 1.30 (%) or less. Therefore, the K value is limited to 1.3 or less.
K = −0.56 ×% C−0.07 ×% Si + 1.3 ×% Mn
+ 0.80x% Cr-1.80x% P + 0.19% V
-5.6 ×% N (1)
Here,% C,% Si,% Mn,% Cr,% P,% V, and% N are the contents (mass%) in the steel.
The lower limit of the K value is not determined because it depends on the lower limit amount of each element.
In the parts targeted by the present invention, during cooling immediately after hot forging, the average cooling rate of 1073 to 673 K (the value obtained by dividing the temperature difference 400 K by the elapsed time when the temperature decreases from 1073 K to 673 K) is 2. In order to reproduce the structure and hardness of an actual part air-cooled at an average cooling rate of 2.0 K / s by simple heating-equal-speed cooling of a thermal processing reproduction device. It is appropriate that the average cooling rate after γ conversion is 1.0 K / s.
Next, the influence of the structure on the breakability was examined.
Among the 68 levels used to determine the K value as the material of the test piece, C: 0.20 to 0.40% (mass%, the same applies hereinafter), Cr: 0.02 to 0.20%, Thirty levels in the range of Al: 0.010% or less, Ti: 0 to 0.030%, Pb: 0.10% or less were used.
These steel materials were melted in a 16 kg experimental furnace, cast into an ingot, and then hot worked into a plate material having a cross section of 25 × 100 mm.
Furthermore, in order to reproduce the hot forging process, the plate-shaped material was cut to a length of 100 mm, heated to 1503 K for 5 minutes, and then cooled to room temperature by applying a wind of 5 m / s.
After cooling, the
The test regarding breakability is as follows. That is, after measuring the inner diameter of the test piece shown in FIG. 1, insert a split mold that can be split in the vertical direction of FIG. 1, insert the wedge into a wedge receiving port formed in the center of the split mold, and put a weight of 200 kg on the wedge 40 mm high. Then, the test piece was shockedly broken at the notch position.
The split mold is on the rail, one side is fixed, and the other is structured to slide on the rail, so that the test piece divided into two after breaking is not removed from the split mold, It is fixed to the split mold with bolts.
The amount of deformation before and after the test was the total amount of change in the inner diameter. Specifically, after fracture, the fractured surface portions are butted and re-bonded and bolted, and then the inner diameter of the test piece is measured, and the difference from the inner diameter of the initial state measured in advance is obtained. The total was taken as the amount of deformation. The smaller the inner diameter deformation amount, the higher the breakability.
Moreover, the hardness was measured in the cross section 5 mm away from the fracture surface of the test piece, and the ferrite volume fraction was measured with an optical microscope.
Before and after the fracture of the test piece, the relationship between the inner diameter difference, the hardness, and the volume fraction of ferrite was investigated. As a result, it became clear that the inner diameter difference before and after the fracture was greatly influenced by the tensile strength and the volume fraction of ferrite.
That is, when the overall tensile strength is high and ferrite is appropriately present, especially when the ferrite volume fraction is 60% or more, the deformation amount when impact fracture is 0.100 mm or less, It became clear that it was small.
Subsequently, the same 68-level steel as when the K value was obtained was used, and the influence of the alloying element amount of the steel on the ferrite volume fraction was examined.
The test piece has a diameter of 8 mm and a height of 12 mm. The test piece is heated to 1503 K using a hot working reproduction apparatus, and then cooled at a cooling rate of 1.0 K / s. At 1323 K in the middle of cooling, a compression process with a height ratio of 60% was performed, and further cooled to room temperature at a cooling rate of 1.0 K / s.
Then, the test piece was divided into two on the center line, and the structure of the 1/4 thickness part of the test piece was observed using an optical microscope, and the ferrite volume fraction was examined.
Since experience has shown that C, Si, Mn, Cr, P, V, and N are involved in ferrite transformation, the relationship between the amount of these alloy elements and the ferrite volume fraction was determined by multiple regression analysis. .
As a result, when the F value defined by the following formula (2) is 3.0 (%) or less, it becomes 60% or more, and the amount of fracture deformation is 0.7% by mass. It was a good value equal to or less than the case of using tempered steel as a raw material. For this reason, the F value was limited to 3.0 or less.
In addition, in the lower limit of 0.23% of the C content of the present invention, the ferrite content is about 75% at the maximum.
F = 4.3 ×% C−0.21 ×% Si + 1.0 ×% Mn
+ 1.4 ×% Cr-1.90 ×% P + 1.8% V
-6.6 ×% N (2)
Here,% C,% Si,% Mn,% Cr,% P,% V, and% N are the contents (mass%) in the steel.
The lower limit of the F value is not determined because it depends on the lower limit amount of each element.
Furthermore, the hot ductility immediately after melting-solidification, which is an index for manufacturability of a steel slab, was evaluated by a hot tensile test.
The composition of the test steel is as follows: C: 0.11 to 0.50% (mass%, hereinafter the same), Si: 0.15 to 1.41%, Mn: 0.17 to 2.46%, P : 0.006 to 0.115%, S: 0.007 to 0.108%, Cr: 0.02 to 1.00%, Al: 0.001 to 0.034%, V: 0 to 0.45 %, Ti: 0 to 0.059%, Pb: 0 to 0.260%, Ca: 0 to 0.0041%, N: 0.0022 to 0.0141%.
The test piece was formed into a rod shape having a diameter of 1.0 mm and a length of 100 mm, the center of the test piece was covered with a quartz tube, and a thermocouple was attached. This was attached to an energization heating apparatus equipped with a tension device, and both ends were energized and heated while being cooled in a copper water cooling zone.
The center part of the test piece was heated and melted by energization, held for 60 s, cooled to a constant temperature (1473 K, 1373 K, and 1273 K) at 10 K / s, held at each temperature for 30 s, and then strain rate of 0 It was pulled and broken at 0.005 / S.
As an index of hot ductility, the aperture value after fracture was adopted. It can be determined that steel with a small aperture value is likely to be cracked or scratched during continuous casting.
In these tests, multiple regression calculations were performed using the aperture values at the tensile fracture temperatures of 1473K, 1373K, and 1273K as independent variables and the alloying elements as dependent variables. (Only elements judged to be highly significant) and an average value of constants were obtained, and R (%) defined by the following formula (3) or (3 ′) was obtained using these numerical values.
R (%) = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
... (3)
R (%) = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
-86.6 ×% Pb (3 ′)
Here,% Si,% Mn,% V,% Al,% Pb, and% S are the contents (% by mass) in the steel.
When manufacturing a slab by continuous casting, in order to prevent a crack and a crack, it is so advantageous that a drawing value is high. Ease of cracking and scratching is affected by the structure of the casting machine and casting conditions, but the relationship between the drawing value of various low hot ductility steels and the frequency of cracking and scratching was investigated.
As a result, it was found that when the drawing value is 35% or more, the occurrence of cracks and scratches during continuous casting can be sufficiently reduced. Therefore, the R value obtained by the above equation (3) or (3 ′) is limited to 35 or more. In addition, since the upper limit of R value is based on the quantity of each element, it does not set in particular.
Next, the reason for limiting the alloy composition of the steel of the present invention will be described. Hereinafter,% means mass%.
C: 0.23-0.35%
C is required to be 0.23% or more in order to ensure the tensile strength and hardness of the component and to obtain good breakability. On the other hand, when C is increased, pearlite increases and the yield ratio decreases. Therefore, even if the tensile strength and hardness are increased by adjusting the alloy elements, not only the yield strength is not improved much, but also the breakability and machinability are lowered, so the upper limit is limited to 0.35%. . C forms carbides with V and precipitates and strengthens ferrite. Preferably, it is 0.28 to 0.32%.
Si: 0.70 to 1.30%
Si is an essential element for promoting the ferrite transformation and increasing the ferrite fraction. Further, Si strengthens the solid solution of ferrite and lowers the ductility. In order to reduce the ductility of ferrite, 0.70% or more is necessary. However, when it exceeds 1.30%, hot ductility will fall. From the viewpoint of ensuring hot ductility, 1.05% or less is preferable. More preferably, it is 0.80 to 1.05%.
Mn: 0.76 to 1.17%
Mn is a solid solution strengthening element and an element that promotes bainite transformation. In order to prevent the occurrence of bainite, the upper limit is made 1.17%. Mn is necessary for fixing S in steel as a sulfide and enhancing hot ductility. In order to stably obtain high hot ductility, the lower limit is limited to 0.76%. Preferably, it is 0.80 to 1.00%.
P: 0.040-0.080%
P is an element for promoting ferrite transformation and suppressing bainite transformation. In order to obtain the bainite transformation suppressing effect, 0.040% or more is necessary. When added in a large amount, the hot ductility is lowered and cracks or wrinkles are likely to occur, so the upper limit is limited to 0.080%. From the viewpoint of ensuring hot ductility, it is preferably less than 0.065%. More preferably, it is 0.045 to 0.062%.
S: 0.040 to 0.118%
S is an element that combines with Mn to form MnS particles to improve machinability. In order to obtain sufficient machinability, the lower limit is made 0.040%. However, when added in a large amount, the anisotropy of mechanical properties increases, so the upper limit is made 0.118%. Preferably, it is 0.060 to 0.110%.
Cr: 0.05-0.20%
Cr, like Mn, is a solid solution strengthening element and at the same time an element promoting bainite transformation. Add 0.05% or more in order to ensure tensile strength and hardness. However, since Cr has a higher effect of promoting bainite transformation than Mn, it is limited to 0.20% or less in order to suppress bainite. Preferably, it is 0.08 to 0.16%.
V: 0.27 to 0.45%
V is an element that forms carbonitride to precipitate and strengthen ferrite, improves yield strength and tensile strength, and lowers ductility. Further, since the carbonitride of V has an effect of promoting ferrite transformation, low ductility fine ferrite increases. As a result, the fracture deformation is reduced and the variation of the fracture surface such as peeling is also reduced.
In order to obtain these sufficient effects, V is limited to 0.27% or more. However, if it exceeds 0.45%, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit is made 0.45%. Preferably, it is 0.30 to 0.41%, more preferably 0.32 to 0.37%.
N: 0.0050 to 0.0145%
N is an element mainly forming V nitride or V carbonitride to suppress bainite transformation and promote ferrite transformation. In order to obtain these sufficient effects, the lower limit is made 0.0050%. If added excessively, the hot ductility is lowered and cracks or wrinkles are likely to occur, so the upper limit is made 0.0145%. Preferably, it is 0.0055 to 0.0135%.
The present invention uses the above component composition as a basic component, but may further optionally contain other elements. The selective elements will be described below.
Ca: 0.0005 to 0.0030%, Zr: 0.0005 to 0.0030%, Te: 0.0005 to 0.0030%, and Ti: 0.005 to 0.050% Alternatively, two or more of Ca, Zr, Te, and Ti are elements that refine sulfides. The dispersion of fine sulfides in the present invention prevents the austenite structure from becoming coarse immediately after hot forging, and as a result, promotes ferrite transformation.
Further, the bainite transformation is suppressed by promoting the ferrite transformation. In order to expect these effects, Ca, Zr, and Te need to be added in an amount of 0.0005% or more, and Ti needs to be added in an amount of 0.005% or more.
However, coarse oxides and sulfides produced when added in a large amount cause a decrease in hot ductility and machinability, so the upper limit of Ca, Zr and Te is set to 0.0030%. The upper limit of Ti is 0.050%.
Ti has the effect of suppressing the bainite transformation by refining sulfides, while it forms nitrides preferentially. Therefore, when added excessively, it is preferable to reduce the amount of ferrite by reducing the amount of V nitride produced. No phenomenon appears. For this reason, when adding Ti, 0.040% or less is more preferable.
Pb: 0.010 to 0.050%
Pb is added to improve machinability. However, since Pb has the effect of reducing hot ductility, it is limited to 0.050% or less. In order to obtain a sufficient machinability improvement effect, 0.010% or more is required.
Other elements inevitably contained will be described.
Al: 0.010% or less Al, as shown in the above formulas (3) and (3 ′), causes a decrease in hot ductility, so it is not actively added. Since Al is dispersed in the steel as an Al oxide to reduce the machinability, it is more effective to ensure machinability without adding Al. Al as an inevitable impurity is made 0.010% or less.
Cu: 0.15% or less, Ni: 0.15% or less, Mo: 0.01% or less Cu, Ni, and Mo are elements that can be arbitrarily contained. If it is a trace amount, it does not have a special effect on the material of the connecting rod, but both enhance the hardenability and promote the transformation of bainite. In order to prevent the formation of a bainite structure, both Cu and Ni contained as inevitable impurities are preferably 0.15% or less, and Mo is preferably 0.01% or less.
Nb is an element having the effect of precipitation strengthening and microstructure refinement like V, and a part of V can be replaced with Nb. However, Nb carbonitride has a higher solid solution temperature than V carbonitride, and is easily coarsened in the manufacturing process of the raw steel bar. Therefore, it is not actively added in the present invention.
The present invention has been described above mainly with the connecting rod. At present, apart from the connecting rod, the fracture splitting technology is not widespread, but the present invention, like the connecting rod, is a component that requires fastening with accurate dimensional accuracy, or the assembly accuracy, as well as maintenance work, It can be applied to parts that are repeatedly removed and installed.
以下、実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。
表１に成分組成を示す本発明鋼（実施例１〜２４）および比較鋼（比較例２６〜３９と従来材）を１６ｋｇ、真空溶解炉で溶解しインゴットとした。これらインゴットを、１４９３Ｋに加熱して、直径５５ｍｍの棒鋼に鍛伸した後、放冷し、これを、評価用素材とした。
これを、引張装置を備えた通電加熱装置に取り付け、両端部を銅の水冷帯で冷却しつつ、通電加熱して、試験片中央部を溶融し、６０ｓ保持した後、１０Ｋ／ｓで１２７３Ｋまで冷却して凝固させ、１２７３Ｋに３０ｓ保持し、引張速度０．００５ｍｍ／Ｓで引張り、破断させて、破断後の絞り値を測定した。
また、素材棒鋼を用いたコンロッドの組織、機械的特性、および、破断性を調べるため、鍛造コンロッド相当の試験片を熱間鍛造で作製した。
具体的には、直径５５ｍｍの素材棒鋼を１５０３Ｋに加熱した後、棒鋼長さ方向と垂直に鍛造して、厚さ２０ｍｍとし、続いて、衝風冷却により室温まで冷却した。冷却中、１０７３Ｋから６７３Ｋの間の平均冷却速度は１．７Ｋ／ｓであった。
冷却後の鍛造材から、（１）引張試験片、および、（２）コンロッド大端部相当形状の破断試験片を加工した。コンロッド大端部相当形状の破断試験片の形状寸法を、図１に示す。
図１（ａ）に示すように試験片１は、８０ｍｍ×８０ｍｍ、厚さ１８ｍｍの板形状の中央部に、直径５０ｍｍの穴２を開けたものであり、直径５０ｍｍの穴内面上には、鍛造前の素材棒鋼の長さ方向と垂直な方向に、１８０°で相対する２カ所に、深さ１．０ｍｍ、先端曲率０．５ｍｍの４５°Ｖノッチ３を加工した。
さらに、図１（ｂ）に示すように、直径８．０ｍｍの貫通穴４を、中心線がノッチ加工側の側面から８．０ｍｍの位置となるように形成した。
試験装置は、割型と落錘試験機から構成されている。割型は、長方形の鋼材上に成形した円柱を中心線に沿って２分割した形状で、片方が固定され、片方がレール上を移動する。２つの半円柱の合せ面には、くさび穴が加工されている。
破断試験時には、試験片を、この割型にはめ込み、くさびを入れて落錘の下に設置する。落錘は、重さが２００ｋｇであり、ガイドに沿って落下する仕組みである。
落錘を落とすと、くさびが打ち込まれ、試験片は２つに引張破断される。なお、破断時に、試験片が割型から遊離しないよう、試験片は、割型に押しつけられるよう、周囲が固定されている。
実施例では、落錘高さ１００ｍｍで破断を行い、破断後の試験片を突き合わせて、ボルト締めし、破断方向および破断方向と垂直な方向の内径変化を測定した。
また、破断面から５ｍｍ離れた断面上について、光学顕微鏡によりフェライト体積率を測定するとともに、前記方法と同じ方法で、ミクロ組織を観察して、ベイナイト組織の有無を判断した。
すなわち、硝酸アルコール希釈液（ナイタール）にて腐食した組織を、光学顕微鏡で、２００倍の倍率で観察し、白色で微量の炭化物が析出した不定形の粒を、ベイナイト粒として計数した。
初析フェライト粒とベイナイト粒の総数に占めるベイナイト粒の割合が３％未満の時、ベイナイト組織は無いとし、フェライト・パーライトであると定義した。
表２に、Ｋ値、Ｆ値、および、Ｒ値とともに、熱間引張試験後の絞り値、鍛造コンロッド再現材のベイナイトの有無、常温での引張試験結果、および、破断試験後の変形量（ＸＹ方向の内径変化量の合計）を示した。
これに対して、従来鋼Ｃ７０Ｓ６はＣ含有量が多いため、引張り強さ（ＴＳ）は９９５ＭＰａと高いものの、０．２％耐力は６２２ＭＰａと低い。
Ｎｏ．２６〜３９の比較鋼においては、Ｋ値の大きいＮｏ．２６、２７、および、３２においてベイナイト組織が変態し、破断実験の変形量が大きくなっている。またＮｏ．２７、２８、および、３２は、Ｆ値が大きくフェライト分率が低く、やはり破断変形量が大きい。
Ｎｏ．２９、３０、３１、３８、および、３９は、いずれもＲ値が低く、熱間引張試験の絞り値が３５％未満となっているため、工業的な鋼材の製造が困難である。Ｎｏ．３３〜３７は、Ｒ値は大きいものの、Ｃａ、Ｚｒ、および／または、Ｔｅが多量に添加されており、熱間引張試験の絞り値が低い。Hereinafter, based on an Example, this invention is demonstrated in detail.
Inventive steels (Examples 1 to 24) and comparative steels (Comparative Examples 26 to 39 and conventional materials) whose component compositions are shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace to make an ingot. These ingots were heated to 1493K, forged into a steel bar having a diameter of 55 mm, and then allowed to cool, and this was used as a material for evaluation.
This was attached to an electric heating device equipped with a tension device, and both ends were cooled with a copper water cooling zone while being heated by electric current. The mixture was cooled and solidified, held at 1273 K for 30 s, pulled at a tensile rate of 0.005 mm / S, and fractured, and the aperture value after fracture was measured.
Moreover, in order to investigate the structure, mechanical characteristics, and breakability of the connecting rod using the raw steel bar, a test piece corresponding to the forged connecting rod was produced by hot forging.
Specifically, a material bar with a diameter of 55 mm was heated to 1503 K, then forged perpendicularly to the length direction of the bar to a thickness of 20 mm, and then cooled to room temperature by blast cooling. During cooling, the average cooling rate between 1073 K and 673 K was 1.7 K / s.
From the forged material after cooling, (1) a tensile test piece and (2) a fracture test piece having a shape corresponding to the connecting rod large end portion were processed. FIG. 1 shows the dimensions of the fracture test piece having a shape corresponding to the connecting rod large end.
As shown in FIG. 1 (a), the
Further, as shown in FIG. 1B, the through hole 4 having a diameter of 8.0 mm was formed so that the center line was positioned at a position of 8.0 mm from the side surface on the notch processing side.
The test apparatus is composed of a split mold and a falling weight tester. The split mold has a shape in which a cylinder formed on a rectangular steel material is divided into two along the center line, one side is fixed, and one side moves on the rail. Wedge holes are machined on the mating surfaces of the two half cylinders.
At the time of the break test, the test piece is inserted into this split mold, and a wedge is inserted and placed under the falling weight. The falling weight has a weight of 200 kg and is a mechanism that falls along the guide.
When the falling weight is dropped, a wedge is driven and the test piece is pulled and broken in two. The periphery of the test piece is fixed so that the test piece is pressed against the split mold so that the test piece is not released from the split mold at the time of breaking.
In the examples, fracture was performed at a falling weight height of 100 mm, the specimens after fracture were butted together, bolted, and changes in the inner diameter in the fracture direction and in the direction perpendicular to the fracture direction were measured.
Further, the ferrite volume fraction was measured with an optical microscope on a cross section 5 mm away from the fracture surface, and the microstructure was observed by the same method as described above to determine the presence or absence of a bainite structure.
That is, the structure corroded with a diluted solution of nitric alcohol (nitrite) was observed with an optical microscope at a magnification of 200 times, and the amorphous grains on which white and trace amounts of carbides were deposited were counted as bainite grains.
When the proportion of bainite grains in the total number of pro-eutectoid ferrite grains and bainite grains was less than 3%, it was considered that there was no bainite structure and was defined as ferrite pearlite.
Table 2 shows K value, F value, and R value, drawing value after hot tensile test, presence / absence of bainite in forged connecting rod reproduction material, tensile test result at room temperature, and deformation after fracture test ( The total change in inner diameter in the XY direction) is shown.
On the other hand, since the conventional steel C70S6 has a high C content, the tensile strength (TS) is as high as 995 MPa, but the 0.2% proof stress is as low as 622 MPa.
No. In comparative steels 26-39, No. with a large K value. In 26, 27, and 32, the bainite structure is transformed, and the amount of deformation in the fracture experiment is large. No. 27, 28, and 32 have a large F value and a low ferrite fraction, and also have a large amount of fracture deformation.
No. Since 29, 30, 31, 38, and 39 all have low R values and the drawing value of the hot tensile test is less than 35%, it is difficult to manufacture industrial steel materials. No. Although 33-37 have a large R value, Ca, Zr, and / or Te are added in a large amount, and the drawing value of the hot tensile test is low.
前述したように、本発明の高強度破断分割用非調質鋼は、熱間延性に優れ、熱間鍛造後に、空冷または風冷で冷却した場合に、安定してフェライト・パーライト組織となり、破断分割性に優れている。そして、本発明の高強度破断分割用非調質鋼から製造した鋼部品は、高強度で、かつ、破断時の変形量が小さく、優れた破断分割性を有するとともに、製造時に必要とされる熱間延性を十分に備えるものである。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。 As described above, the high-strength fracture split non-heat treated steel of the present invention is excellent in hot ductility, and after hot forging, when cooled by air cooling or air cooling, it becomes a ferrite pearlite structure and breaks stably. Excellent splitting property. And the steel parts manufactured from the non-heat treated steel for high-strength fracture splitting according to the present invention have high strength and a small amount of deformation at break, have excellent split splitting properties, and are required at the time of manufacturing. It has sufficient hot ductility. Therefore, the present invention has high industrial applicability.
１ 試験片
２ 穴
３ Ｖノッチ
４ 貫通穴1 Test piece 2 Hole 3 V notch 4 Through hole
Claims (5)
Ｃ：０．２３〜０．３５％、
Ｓｉ：０．７０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．７６〜１．１７％、
Ｐ：０．０４０〜０．０８０％、
Ｓ：０．０４０〜０．１１８％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｖ：０．２７〜０．４５％、
Ｎ：０．００５０〜０．０１４５％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するＫ値が１．３以下、下記（２）式で定義するＦ値が３．０以下、および、下記（３）式で定義するＲ値が３５以上であることを特徴とする高強度破断分割用非調質鋼。
Ｋ＝−０．５６×％Ｃ−０．０７×％Ｓｉ＋１．３×％Ｍｎ
＋０．８０×％Ｃｒ−１．８０×％Ｐ＋０．１９％Ｖ
−５．６×％Ｎ・・・（１）
Ｆ＝４．３×％Ｃ−０．２１×％Ｓｉ＋１．０×％Ｍｎ
＋１．４×％Ｃｒ−１．９０×％Ｐ＋１．８％Ｖ
−６．６×％Ｎ・・・（２）
Ｒ＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
・・・（３）
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｒ、％Ｐ、％Ｖ、％Ｎ、および、％Ｓは、鋼中の含有量（質量％）であり、％Ａｌは、不純物としての含有量（質量％）である。% By mass
C: 0.23-0.35%,
Si: 0.70 to 1.30%,
Mn: 0.76 to 1.17%,
P: 0.040-0.080%,
S: 0.040 to 0.118%,
Cr: 0.05-0.20%,
Al: 0.010% or less,
V: 0.27 to 0.45%,
N: 0.0050 to 0.0145%
Comprising the balance Fe and inevitable impurities,
The K value defined by the following formula (1) is 1.3 or less, the F value defined by the following formula (2) is 3.0 or less, and the R value defined by the following formula (3) is 35 or more. Non-heat treated steel for high strength fracture splitting, characterized by
K = −0.56 ×% C−0.07 ×% Si + 1.3 ×% Mn
+ 0.80x% Cr-1.80x% P + 0.19% V
-5.6 ×% N (1)
F = 4.3 ×% C−0.21 ×% Si + 1.0 ×% Mn
+ 1.4 ×% Cr-1.90 ×% P + 1.8% V
-6.6 ×% N (2)
R = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
... (3)
Here,% C,% Si,% Mn,% Cr,% P,% V,% N, and% S are contents (% by mass) in the steel, and% Al is contained as an impurity. Amount (% by mass).
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％、および、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度破断分割用非調質鋼。Furthermore, in mass%,
Ca: 0.0005 to 0.0030%,
Zr: 0.0005 to 0.0030%,
Te: 0.0005 to 0.0030%, and
Ti: 0.005 to 0.050%
The non-heat treated steel for high-strength fracture splitting according to claim 1, comprising any one or more of the following.
Ｐｂ：０．０１０〜０．０５０％
を含有し、上記（３）式に代えて、下記（３’）式で定義するＲ値が３５以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度破断分割用非調質鋼。
Ｒ＝４６．７−７．４×％Ｓｉ＋３７．７×％Ｍｎ
−３４９×％Ｓ−１２．０×％Ｖ−１７４×％Ａｌ
−８６．６×％Ｐｂ・・・（３’）
ここで、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｓ、％Ｖ、および、％Ｐｂは、鋼中の含有量（質量％）であり、％Ａｌは、不純物としての含有量（質量％）である。Furthermore, in mass%,
Pb: 0.010 to 0.050%
The R value defined by the following formula (3 ') is 35 or more instead of the above formula (3), and the non-refining for high-strength fracture splitting according to claim 1 or 2 steel.
R = 46.7−7.4 ×% Si + 37.7 ×% Mn
-349 ×% S-12.0 ×% V-174 ×% Al
-86.6 ×% Pb (3 ′)
Here,% Si,% Mn,% S,% V, and% Pb are the contents (mass%) in the steel, and% Al is the contents (mass%) as impurities.
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