JP3708376B2

JP3708376B2 - Non-tempered steel suitable for machining in sub-hot temperature range

Info

Publication number: JP3708376B2
Application number: JP24805999A
Authority: JP
Inventors: 昌樹宮本; 敏明好田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 1999-09-01
Filing date: 1999-09-01
Publication date: 2005-10-19
Anticipated expiration: 2019-09-01
Also published as: JP2001073084A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高速プレスによる鍛造、特に７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れを起こすことのない加工性に優れた鋼、特に非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車の足回り部品やコネクティングロッドなどは熱間鍛造により製造される。そしてこれらの足回り部品やコンロッドなどの用材として非調質鋼が使用されてきた。ところで、近年熱間鍛造において、鍛造スピード向上を目的として従来の縦型プレスに代えて高速プレスすなわち高速横型プレスの採用が広まっている。そして、これらの高速プレスでは、高位の生産性を保つために従来のプレスに比べて、例えば、冷却能の高い離型剤を使用するなどして、金型冷却を徹底的に行っている。この結果、鍛造温度は７００〜１０００℃の亜熱間で行われている。
【０００３】
ところで、鍛造では必ずといっていいほど金型同志のクリアランスがあり、従ってバリが発生する。そして高速プレスでは、上記のとおり金型冷却が徹底されているので、発生したバリが急激に冷却されるために変形能が悪くなり、このため鍛造割れが発生する傾向がある。さらに鋼材は鍛造温度が、例えば７００〜１０００℃の亜熱間などのように、低くなればなるほど変形能が低下することも良く知られている事柄である。また、非調質鋼はＪＩＳ規格鋼に比べてより多くの合金元素を含むため、一層に変形能が悪化する。さらに、鋼材の圧延方向に対して垂直に据込む鍛造では、張出部に鍛造割れを生じる傾向がある。
【０００４】
上記の鍛造割れを低減する方法として、（１）金型のクリアランスからバリを出さないようにすること、（２）７００〜１０００℃の亜熱間領域で鍛造割れを起こさない鋼材の使用が考えられるが、（１）のためには金型のクリアランスをゼロにする必要があるが、金型のクリアランスをゼロにすることは現実的には不可能である。（２）に適する鋼材はいまだ開発されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、上述の７００〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造などの加工をする際に、加工による割れ、例えば鍛造割れを起こさない鋼材を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは鍛造割れの要因を追求したところ、それは（１）鋼材自身の変形能に起因するものと、（２）鋼材中の介在物を起点とした割れに起因するものとにある。そして、割れに対する影響は特に後者の（２）の影響が大きいことを知見した。ところで介在物には硫化物系介在物や酸化物系介在物が知られているが、前者は切削性を改善させるものであり、また後者に比べ変形能が高いことも知られていることから、鍛造割れを改善するには後者を低減させることが有効な手段と考えた。
【０００７】
そこで、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量割合で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％を含有し、さらにＣｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦２．０％のうち１種又は２種を含有し、さらにＶ：≦０．５０％、Ｎｂ：≦０．５０％のうち１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１０ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れ頻度２０％以下である非調質鋼である。
【０００８】
請求項２の発明では、請求項１の手段の鋼成分に加えて、質量割合で、Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍのうち１種又は２種以上を含有する鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１０ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れ頻度２０％以下である非調質鋼である。
【０００９】
ここで、ＡＳＴＭ−Ｄ法の介在物の等級付けについて説明する。表１に示すようにＡＳＴＭ−Ｄ法は介在物の幅を薄型（Ｔｈｉｎ）と厚型（Ｈｅａｖｙ）に区別し、ＡないしＣ系介在物では１視野中に確認される介在物の総長さにより等級付けし、Ｄ系酸化物系介在物では１視野中に確認される介在物の数によって等級付けする。これは顕微鏡にて確認される視野において、表２に示す等級付けをおこない。視野が重ならないようにして総視野面積１８０．５ｍｍ²で評価するものである。
【００１０】
【表１】

【００１１】
【表２】

【００１２】
次いで、本発明における鋼成分について説明する。なお％は質量割合で示している。
【００１３】
Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは、パーライト量を増大させて鍛造品の強度を高めるのに必須の元素であり、少なくとも０．１％を必要とする。しかし、０．６％を超えて存在すると靱性を低下させ加工性が悪くなるので、０．１〜０．６％とする。
【００１４】
Ｓｉ：０．０５〜２．００％
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤であるが、鍛造、放冷後のフェライトを強化する元素であり、少なすぎるとその効果がなく、Ｓｉの過度の含有は靱性および靱性を劣化するので、０．０５〜２．００％以下とする。
【００１５】
Ｍｎ：０．３〜２．５
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼の脱酸効果のため必然的に含有するが、鍛造品の強度及び靱性を確保する元素である。少なすぎるとその効果はなく、過度の含有は被削性を低下させ、靱性を逆に低下させ加工性を劣化するので、０．３〜２．５％以下とする。
【００１６】
Ｓ：≦０．１５％
Ｓは、切削性を改善し、ＭｎＳを生成し、鍛造後の冷却時のフェライトの核生成を促進して組織を微細化し、靱性を向上させる元素である。しかし、多すぎると靱性が極度に低下し、疲労強度も低下するので、上限を０．１５％とする。
【００１７】
Ｃｒ：≦２．０％
Ｃｒは、鍛造品の強度を増し、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると疲労強度と靱性を低下させるので上限を２．０％とする。
【００１８】
Ｍｏ：≦１．０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に焼入性確保し鍛造品の強度を増すために必要な元素であるが多すぎるとその効果は飽和し、コストを増大するので、上限を１．０％とする。
【００１９】
Ｖ：≦０．５０％
Ｖは、鋼中に固溶し、鍛造後の冷却時に炭窒化物を形成して強度および靱性を確保するのに必要な元素であるが、多すぎると効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５０％とする。
【００２０】
Ｎｂ：≦０．５０％
Ｎｂは、鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素であり、靱性を向上させる。しかし多すぎてもその効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５０％とする。
【００２１】
Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍ
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａは、いずれも快削性を向上させる元素である。しかしこれらの元素を過多に添加してもその効果は増大しない。そこでそれぞれの上限をＰｂは０．４０％、Ｂｉは０．１０％、Ｃａは６０ｐｐｍとして１種または２種以上を選択的に添加するものとする。
【００２２】
Ｏ：１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下
非調質鋼は、切削性を確保するためにＳあるいはＰｂなどを添加しており、一般に、熱間加工性を向上させるためにＳ含有量は規格下限を狙っているが、本発明では、鋼中の全酸素量を１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下として酸化物系介在物を極限まで低下させるものであり、かくすることにより亜熱間温度領域での脆性割れを防止する。即ち、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の球状酸化物からなる酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼とする。
【００２３】
上記したとおり、硫化物系介在物は切削性を改善させるものであり、また酸化物系介在物に比べ変形能が高いので、鍛造割れを改善するには酸化物系介在物を低減させることが有効な手段である。特に、亜熱間領域での鍛造では、高い加工性を実現するためには、ただ単にＯ量を低減することではなく、鋼中に存在するある大きさ以上の酸化物系介在物の数を制限するものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を、発明鋼および比較として従来鋼を対比する実施例により説明する。本発明の発明鋼１〜２は電気炉で溶製し、炉外精錬（ＬＦ）を行い、次いで真空脱ガス（ＲＨ）により精錬して得た溶鋼を連続鋳造して鋼鋳片を製造した。その際にＬＦ−ＲＨ時間、耐火物の種類、鋳造温度を変化させることにより、トータル酸素量および酸化物系介在物の大きさをコントロールした。
【００２５】
【実施例】
上記で得られた鋼鋳片から分解圧延して得た本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼をそれぞれφ８ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試験片を７００〜１０００℃にそれぞれ保持し、８０％据込加工して、側面の割れの有無を調査した。
【００２６】
表３に本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼の各鋼成分および酸化物系介在物のＡＳＴＭ−Ｄ法による等級番号及びＤ（Ｈｅａｖｙ）の数を示す。発明鋼１はトータル酸素が６ｐｐｍで、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５および等級１．０が共に０であり、発明鋼２はトータル酸素が１０ｐｐｍで、等級０．５が３で、等級１．０が０である。これに対し従来鋼３はトータル酸素が１６ｐｐｍで、等級０．５が４で、等級１．０が０であり、従来鋼４はトータル酸素が１８ｐｐｍで、等級０．５が１で、等級１．０が０であり、従来鋼５はトータル酸素が１１ｐｐｍで、等級０．５が２で、等級１．０が１である。
【００２７】
【表３】

【００２８】
表４に本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼の８０％据込加工における加工温度と側面の割れとの関係を割れ頻度（％；割れの個数／試験数：ｎ＝２０）により示す。発明鋼１は７００℃で割れ頻度５％であるが、７５０〜１０００℃では０％である。発明鋼２は７００℃で割れ頻度２０％で、７５０℃で割れ頻度５％であるが、８００〜１０００℃では０％である。これらに対し、従来鋼３〜５では、７００℃及び７５０℃では割れ頻度は全ての従来鋼で１００％であり、８００〜１０００℃でも全ての従来鋼で高い割れ頻度を示した。
【００２９】
【表４】

【００３０】
上記の表４の結果を表３に対応することにより、酸素量１０ｐｐｍ以下、かつＡＳＴＭ−Ｄ法におけるＤ（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が３以下であれば、７００℃〜１０００℃の鍛造割れが本発明の発明鋼が従来鋼に比して大幅に改善されていることが認められる。なお、等級１．０以上を含む場合は必然的に割れ頻度が高くなるのは容易に推察できる。
【００３１】
表５に示す本発明鋼の（ａ）と従来鋼の（ｂ）をφ８ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試験片を試験温度８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃に保持して８０％据込加工して、側面の割れ発生状況を模式的に描いて図１に示す。図１において、本発明鋼の（ａ）は鍛造割れを殆ど発生していないが、従来鋼の（ｂ）は、８００〜１０００℃で鍛造割れが発生していることが判る。
【００３２】
【表５】

【００３３】
【発明の効果】
以上に説明したとおり、本発明は、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であるならば、７００℃〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造で、鍛造割れを起こす頻度が極めて低いので、縦型プレスに比し金型冷却を徹底的に行って高速プレスする高速横型プレスの７００℃〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造に適用でき、従って、自動車のロアアームやハブなどの足回り部品その他の多種多用の製品を高品位かつ高速で製造することができるなど、従来にない優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】表５に示す本発明鋼の（ａ）と従来鋼の（ｂ）の８００〜１１００℃での据込加工による鍛造割れを模式的に示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to steel, particularly non-tempered steel, which has excellent workability without causing forging cracks in forging by a high-speed press, particularly forging in a sub-hot region at 700 to 1000 ° C.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, undercarriage parts and connecting rods of automobiles are manufactured by hot forging. Non-heat treated steel has been used as a material for these undercarriage parts and connecting rods. By the way, in recent years, in hot forging, the adoption of a high-speed press, that is, a high-speed horizontal press, is widely used in place of the conventional vertical press for the purpose of improving the forging speed. In these high-speed presses, in order to maintain high productivity, mold cooling is performed thoroughly, for example, by using a release agent having a higher cooling capacity than conventional presses. As a result, the forging temperature is performed between 700 to 1000 ° C. subheat.
[0003]
By the way, in forging, there is always a clearance between dies, so that burrs are generated. In the high-speed press, since the mold cooling is thoroughly performed as described above, the generated burrs are rapidly cooled, so that the deformability deteriorates, and forging cracks tend to occur. Furthermore, it is well known that the deformability of steel materials decreases as the forging temperature becomes lower, for example, between 700 and 1000 ° C. Moreover, since non-heat treated steel contains more alloy elements than JIS standard steel, the deformability is further deteriorated. Furthermore, in forging that is installed perpendicular to the rolling direction of the steel material, there is a tendency for forging cracks to occur in the overhanging portion.
[0004]
As a method for reducing the forging cracks, (1) avoiding burrs from the mold clearance, and (2) use of a steel material that does not cause forging cracks in the sub-hot region of 700 to 1000 ° C. However, for (1), it is necessary to make the mold clearance zero, but it is practically impossible to make the mold clearance zero. A steel material suitable for (2) has not been developed yet.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The problem to be solved by the present invention is to provide a steel material that does not cause cracking due to processing, for example, forging cracking, when performing processing such as forging in the sub-hot region of 700 to 1000 ° C. described above.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The inventors have sought the cause of forging cracks: (1) due to the deformability of the steel material itself and (2) due to cracks originating from the inclusions in the steel material. And it has been found that the effect of the latter (2) is particularly great on the effect on cracking. By the way, sulfide inclusions and oxide inclusions are known as inclusions, but the former improves the machinability and is also known to have higher deformability than the latter. In order to improve forging cracks, reducing the latter was considered an effective means.
[0007]
Therefore, the means of the present invention for solving the above problems, the invention of claim 1, in weight ratio, C: 0.1~0.6%, Si: 0.05~2.00%, Mn : 0.3-2.5%, S: ≦ 0.15% , Cr: ≦ 2.0%, Mo: ≦ 2.0%, or one or two of V: V : ≦ 0.50%, Nb: ≦ One or two of ≦ 0.50%, the balance is made of steel components that are Fe and inevitable impurities, and the total amount of oxygen contained in the steel is weight The ratio is less than 10 ppm, and in ASTM-D method, the grade 0.5 of oxide inclusions of D-type thick type (Heavy) of 8 μm or more is 3 or less, and the grade 1.0 or more is forging crack often 20% or less in the forging in Anetsu between regions at 700 to 1000 ° C., which is a steel which does not contain It is a heat-treated steel.
[0008]
In the invention of claim 2, in addition to the steel components of the means of claim 1 , in mass proportion, one or two of Pb: ≦ 0.40%, Bi: ≦ 0.10%, Ca: ≦ 60 ppm The total oxygen content contained in the steel is less than 10 ppm by weight, and in the ASTM-D method, a D-type thick (Heavy) oxide of 8 μm or more Forging crack frequency of 20% in forging in the sub-hot region at 700 to 1000 ° C., characterized in that the grade 0.5 of the system inclusions is 3 or less and does not contain grade 1.0 or more It is the following non-heat treated steel.
[0009]
Here, the grading of inclusions in the ASTM-D method will be described. As shown in Table 1, the ASTM-D method distinguishes the width of inclusions from thin (Thin) and thick (Heavy), depending on the total length of inclusions observed in one field of view for A to C type inclusions. In the case of D-based oxide inclusions, they are graded according to the number of inclusions observed in one field of view. In the visual field confirmed by a microscope, the grading shown in Table 2 is performed. Evaluation is performed with a total visual field area of 180.5 mm ² so that the visual fields do not overlap.
[0010]
[Table 1]

[0011]
[Table 2]

[0012]
Next, the steel components in the present invention will be described. In addition,% is shown by the mass ratio.
[0013]
C: 0.1 to 0.6%
C is an essential element for increasing the amount of pearlite and increasing the strength of the forged product, and requires at least 0.1%. However, if it exceeds 0.6%, the toughness is lowered and the workability is deteriorated, so the content is made 0.1 to 0.6%.
[0014]
Si: 0.05-2.00%
Si is a deoxidizer at the time of melting, but is an element that strengthens the ferrite after forging and cooling, and if it is too small, there is no effect, and excessive inclusion of Si deteriorates toughness and toughness. 0.05 to 2.00% or less.
[0015]
Mn: 0.3 to 2.5
Mn is inevitably contained for the deoxidizing effect of steel, as is Si, but is an element that ensures the strength and toughness of the forged product. If the amount is too small, the effect is not obtained. Excessive content lowers the machinability, conversely lowers the toughness and deteriorates the workability, so the content is made 0.3 to 2.5% or less.
[0016]
S: ≦ 0.15%
S is an element that improves machinability, generates MnS, promotes nucleation of ferrite during cooling after forging, refines the structure, and improves toughness. However, if the amount is too large, the toughness extremely decreases and the fatigue strength also decreases, so the upper limit is made 0.15%.
[0017]
Cr: ≦ 2.0%
Cr is an element that increases the strength of the forged product and improves the toughness, but if it is too much, the fatigue strength and the toughness are lowered, so the upper limit is made 2.0%.
[0018]
Mo: ≦ 1.0%
Mo is an element necessary for ensuring hardenability and increasing the strength of the forged product, as with Cr, but if it is too much, the effect is saturated and the cost is increased, so the upper limit is made 1.0%.
[0019]
V: ≦ 0.50%
V is an element necessary for solid solution in steel and forming carbonitride during cooling after forging to ensure strength and toughness, but if it is too much, the effect is saturated and the cost increases. The upper limit is 0.50%.
[0020]
Nb: ≦ 0.50%
Nb is an element that suppresses the growth of austenite crystal grains during forging, and improves toughness. However, if the amount is too large, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit is made 0.50%.
[0021]
Pb: ≦ 0.40%, Bi: ≦ 0.10%, Ca: ≦ 60 ppm
Pb, Bi, and Ca are all elements that improve free machinability. However, even if these elements are added excessively, the effect does not increase. Therefore, the upper limits of Pb are 0.40%, Bi is 0.10%, Ca is 60 ppm, and one or more are selectively added.
[0022]
O: Less than 15 ppm, preferably 10 ppm or less Non-tempered steel has S or Pb added to ensure machinability, and generally the S content has a lower specification limit in order to improve hot workability. In the present invention, the total oxygen content in the steel is less than 15 ppm, preferably 10 ppm or less, and the oxide inclusions are reduced to the limit. Thus, brittleness in the sub-hot temperature region is achieved. Prevent cracking. That is, in the ASTM-D method, a steel having a grade 0.5 oxide inclusion composed of a spherical oxide of 8 μm or more of D-type thick (Heavy) and not containing grade 1.0 or more. And
[0023]
As described above, sulfide inclusions improve machinability and have higher deformability than oxide inclusions, so reducing oxide inclusions can improve forging cracks. It is an effective means. In particular, in the forging in the sub-hot region, in order to achieve high workability, the number of oxide inclusions of a certain size or more existing in the steel is limited, not just reducing the amount of O. Is.
[0024]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The embodiment of the present invention will be described with reference to an inventive steel and a comparative example of a conventional steel as a comparison. Inventive steels 1-2 of the present invention were melted in an electric furnace, subjected to out-of-furnace refining (LF), and then continuously cast the molten steel obtained by refining by vacuum degassing (RH) to produce a steel slab. . At that time, the total oxygen content and the size of the oxide inclusions were controlled by changing the LF-RH time, the type of refractory, and the casting temperature.
[0025]
【Example】
Inventive steels 1-2 of the present invention obtained by decomposing and rolling from the steel slab obtained as described above and conventional steels 3-5 are processed into test pieces each having a length of φ8 mm × 12 mm. Each was held at 1000 ° C., upset by 80%, and the presence or absence of side cracks was examined.
[0026]
Table 3 shows the grade numbers and D (Heavy) numbers according to the ASTM-D method of the steel components and oxide inclusions of invention steels 1-2 of the present invention and conventional steels 3-5. Inventive steel 1 has a total oxygen of 6 ppm, and D-type heavy type grades 0.5 and 1.0 are both 0, and invented steel 2 has a total oxygen of 10 ppm and a grade 0.5 of 3. The grade 1.0 is 0. On the other hand, the conventional steel 3 has a total oxygen of 16 ppm, the grade 0.5 is 4, and the grade 1.0 is 0. The conventional steel 4 has a total oxygen of 18 ppm, the grade 0.5 is 1, the grade 1 0.0 is 0, and the conventional steel 5 has a total oxygen of 11 ppm, a grade of 0.5, and a grade of 1.0.
[0027]
[Table 3]

[0028]
Table 4 shows the relationship between the processing temperature and side cracks in 80% upsetting of the invention steels 1-2 of the present invention and the conventional steels 3-5 steel, and the crack frequency (%; number of cracks / number of tests: n = 20). ). Inventive steel 1 has a crack frequency of 5% at 700 ° C, but 0% at 750-1000 ° C. Inventive steel 2 has a crack frequency of 20% at 700 ° C and a crack frequency of 5% at 750 ° C, but 0% at 800-1000 ° C. On the other hand, in conventional steels 3-5, the crack frequency was 700% at all conventional steels at 700 ° C. and 750 ° C., and high crack frequencies were observed in all conventional steels even at 800-1000 ° C.
[0029]
[Table 4]

[0030]
By corresponding the results in Table 4 to Table 3 above, if the oxygen content is 10 ppm or less and the D (Heavy) grade 0.5 in the ASTM-D method is 3 or less, forging cracking at 700 ° C. to 1000 ° C. However, it is recognized that the inventive steel of the present invention is greatly improved as compared with the conventional steel. In addition, it can be easily guessed that the cracking frequency inevitably increases when the grade includes 1.0 or more.
[0031]
(A) of the steel of the present invention shown in Table 5 and (b) of the conventional steel are processed into φ8 mm × 12 mm long test pieces, and these test pieces are held at test temperatures of 800 ° C., 900 ° C., 1000 ° C., and 1100 ° C. Then, 80% upsetting is carried out, and the side crack occurrence is schematically depicted in FIG. In FIG. 1, (a) of the steel of the present invention hardly generates forging cracks, but it can be seen that (b) of conventional steel has forging cracks occurring at 800 to 1000 ° C.
[0032]
[Table 5]

[0033]
【The invention's effect】
As explained above, the present invention is less than 15ppm in total amount of oxygen mass fraction contained in the steel, preferably at 10ppm or less, and, D based thick in ASTM-D method 8μm or more of (Heavy) If the oxide inclusion grade 0.5 is 3 or less and the steel does not contain grade 1.0 or more, forging in the sub-hot region at 700 ° C. to 1000 ° C. causes forging cracks. Since the frequency is extremely low, it can be applied to forging in the sub-hot region of 700 ° C to 1000 ° C of a high-speed horizontal press that performs high-speed pressing by thoroughly cooling the mold as compared with a vertical press. It is possible to produce a wide variety of undercarriage parts such as a hub and other high-quality products at a high speed and at a high speed.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram schematically showing forging cracks caused by upsetting at 800 to 1100 ° C. of (a) of the steel of the present invention and (b) of a conventional steel shown in Table 5. FIG.

Claims

In a mass ratio, C: 0.1-0.6%, Si: 0.05-2.00%, Mn: 0.3-2.5%, S: ≦ 0.15% , and further Cr : ≦ 2.0%, Mo: 1 or 2 types out of ≦ 2.0% , V: ≦ 0.50%, Nb: ≦ 0.50% in 1 type or 2 types And the balance is composed of steel components that are Fe and inevitable impurities, and the total amount of oxygen contained in the steel is less than 10 ppm by weight, and in the ASTM-D method, D-type thick type (Heavy) Forging in the sub-hot region at 700 to 1000 ° C., characterized in that the oxide inclusions of 8 μm or more have a grade 0.5 of 3 or less and do not contain a grade of 1.0 or more Non-heat treated steel with a forging crack frequency of 20% or less .

In addition to the steel component according to claim 1 , from a steel component containing one or more of Pb: ≦ 0.40%, Bi: ≦ 0.10%, Ca: ≦ 60 ppm in mass ratio. And the total oxygen amount contained in the steel is less than 10 ppm by weight, and in the ASTM-D method, the grade D of oxide inclusions of 8 μm or more of D-type thick type (Heavy) is 0. Non-tempered steel having a forging crack frequency of 20% or less in forging in a sub-hot region at 700 to 1000 ° C., wherein 5 is 3 or less and does not contain grade 1.0 or more .