本發(fā)明涉及適合作為實(shí)施熱鍛造等而制造的機(jī)械構(gòu)件或結(jié)構(gòu)部件等(以下稱為機(jī)械結(jié)構(gòu)部件)的原材料的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼及其制造方法。
本申請(qǐng)基于2014年07月03日在日本申請(qǐng)的特愿2014-137878號(hào)并主張優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容引用于此。
背景技術(shù)：
汽車、產(chǎn)業(yè)機(jī)械等中使用的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件除了高強(qiáng)度之外，有時(shí)還需要優(yōu)異的延展性和韌性。此時(shí)，機(jī)械結(jié)構(gòu)部件優(yōu)選將其金屬組織形成為回火馬氏體，因此，大多在通過熱鍛造將原材料的棒鋼成形后，實(shí)施淬火－回火等調(diào)質(zhì)熱處理，進(jìn)而實(shí)施機(jī)械加工而制造。
另一方面，不那么要求韌性和延展性的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件通常從制造成本的方面出發(fā)，在熱鍛造后不實(shí)施調(diào)質(zhì)熱處理，實(shí)施機(jī)械加工來制造。不實(shí)施調(diào)質(zhì)熱處理而制造的鋼(非調(diào)質(zhì)鋼)的情況下，其金屬組織為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的復(fù)合組織時(shí)，可得到良好的可削性及高的屈服比。金屬組織包含貝氏體的情況下，可削性變差，并且屈服比降低。因此，在非調(diào)質(zhì)鋼的情況下，大多將金屬組織形成為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的復(fù)合組織。
此外，機(jī)械結(jié)構(gòu)部件有時(shí)要求耐疲勞特性。
這樣的情況下，金屬組織為鐵素體和珠光體的復(fù)合組織的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件具有軟質(zhì)的鐵素體成為疲勞斷裂的起點(diǎn)的問題。相對(duì)于此，例如專利文獻(xiàn)1～3中提出了一種鋼材和熱鍛造品，其通過利用添加Si的固溶強(qiáng)化、或利用V等的添加的析出強(qiáng)化，使鐵素體硬化，減小與珠光體的硬度差，由此使耐疲勞特性提高。
但是，專利文獻(xiàn)1中，必須含有大于0.30％的V。V如此多地含有時(shí)，即使將進(jìn)行熱鍛造時(shí)的加熱溫度充分提高，V也不會(huì)充分固溶。此時(shí)，未溶解的V碳化物殘存，存在機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的強(qiáng)度和延展性降低的問題。
此外，在專利文獻(xiàn)2中，必須含有0.01％以上的Al。但是，Al在鋼中形成硬質(zhì)的氧化物，存在使鋼的可削性顯著降低的問題。
此外，在專利文獻(xiàn)3中，必須含有1.0％以上的Mn和0.20％以上的Cr。但是，存在Mn及Cr為促進(jìn)使可削性劣化、使屈服比降低的貝氏體的相變的元素的問題。
另一方面，例如在專利文獻(xiàn)4中提出了一種鋼材，其利用由Si引起的固溶強(qiáng)化作為高價(jià)元素的V的代替，進(jìn)而通過添加Cr使片層間距微細(xì)化，從而謀求耐疲勞特性(疲勞強(qiáng)度)的提高。
但是，使鋼材含有Si的情況下，雖然為一定量以下時(shí)，可謀求耐疲勞特性的提高，但是，大量含有Si時(shí)，在鋼材的表面形成脫碳層，產(chǎn)生作為機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性降低的問題。此外，在專利文獻(xiàn)4中，必須含有0.10％以上的Cr，但是，Cr是促進(jìn)使可削性劣化、使屈服比下降的貝氏體的相變的元素。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：日本特開平7－3386號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)2：日本特開平9－143610號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)3：日本特開平11－152542號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)4：日本特開平10－226847號(hào)公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
發(fā)明所要解決的課題
如上所述，以往未提供含有大量的Si、且不含Cr、Al、為低成本且具有優(yōu)異的耐疲勞特性的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件。
本發(fā)明人進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)為了使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性提高，控制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件表層的硬度特別重要。此外，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)為了控制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的表層的硬度，控制作為其原材料的軋制棒鋼(機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼)的表層部的組織是有效的。
本發(fā)明鑒于這樣的實(shí)情，以提供要求強(qiáng)度及耐疲勞特性的適合作為機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的原材料的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼、及其制造方法為課題。
用于解決課題的手段
如上所述，為了使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性提高，控制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件表層的硬度特別重要，為此，控制作為其原材料的軋制棒鋼(機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼)的表層部的組織是有效的。
但是，已知在使用不含Cr、使Si的含量增加、實(shí)現(xiàn)了低成本化的軋制棒鋼作為原材料的情況下，機(jī)械結(jié)構(gòu)部件表層的脫碳變得顯著，硬度降低，耐疲勞特性劣化。
因此，本發(fā)明人對(duì)以含有大量的Si的軋制棒鋼作為原材料的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的、脫碳對(duì)耐疲勞特性產(chǎn)生的影響及脫碳的原因進(jìn)行了研究。其結(jié)果查明了機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的表層的脫碳的原因在于作為原材料的軋制棒鋼。并且，明確了通過將用于軋制棒鋼的制造的鋼坯的脫碳層除去，可減輕軋制棒鋼的表層的脫碳，從而成功改善了機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性。
進(jìn)而，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)了能確保熱鍛造所需要的軋制棒鋼的熱延展性、并能使通過熱鍛造成形的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的強(qiáng)度提高的軋制棒鋼的最適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)組成及制造條件。
此外，發(fā)現(xiàn)了將該軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件可得到優(yōu)異的耐疲勞特性。
本發(fā)明基于上述見解而完成。本發(fā)明的要旨如下所述。
(1)本發(fā)明的一個(gè)方式涉及的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.45～0.65％、Si：大于1.00％且1.50％以下、Mn：大于0.40％且1.00％以下、P：0.005～0.050％、S：0.020～0.100％、V：0.08～0.20％、Ti：0～0.050％、Ca：0～0.0030％、Zr：0～0.0030％、Te：0～0.0030％，余量為Fe及雜質(zhì)；作為所述雜質(zhì)，限制為Cr：0.10％以下、Al：低于0.01％、N：0.0060％以下；由下述式1求出的K1為0.95～1.05；由下述式2求出的K2大于35；Mn及S的含量滿足下述式3；表層總脫碳深度為500μm以下。
K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V (式1)
K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)
Mn/S≥8.0 (式3)
這里，式中的C、Si、Mn、V、S、N為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
上述(1)中記載的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)可以含有Ti：0.010～0.050％、Ca：0.0005～0.0030％、Zr：0.0005～0.0030％、Te：0.0005～0.0030％中的1種以上。
本發(fā)明的另一方式涉及的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的制造方法為上述(1)或(2)中記載的軋制棒鋼的制造方法，具有下述工序：將具有上述(1)或(2)中記載的所述化學(xué)組成的鋼水熔煉的熔煉工序；將所述鋼水通過連續(xù)鑄造制成鑄坯的鑄造工序；將所述鑄坯開坯軋制而得到鋼坯的開坯軋制工序；將所述開坯軋制工序后的所述鋼坯的所有的面從表面開始至2mm以上進(jìn)行火焰清理的火焰清理工序；以及將所述火焰清理工序后的所述鋼坯在1000～1150℃的加熱溫度下保持7000s以下后，進(jìn)行棒鋼軋制的棒鋼軋制工序。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明的上述方式，能提供在限制Cr、Al的含量、使Si大量含有的低成本的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼中抑制了表層的脫碳層的厚度的軋制棒鋼。以該軋制棒鋼作為原材料通過熱鍛造制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件具有優(yōu)異的耐疲勞特性，因此產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。
具體實(shí)施方式
下面，本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式涉及的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼(以下有時(shí)稱為本實(shí)施方式的軋制棒鋼)的化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.45～0.65％、Si：大于1.00％且1.50％以下、Mn：大于0.40％且1.00％以下、P：0.005～0.050％、S：0.020～0.100％、V：0.08～0.20％，根據(jù)需要進(jìn)一步含有Ti：0.050％以下、Ca：0.0030％以下、Zr：0.0030％以下、Te：0.0030％以下，余量為Fe及雜質(zhì)，作為所述雜質(zhì)，限制為Cr：0.10％以下、Al：低于0.01％、N：0.0060％以下；通過K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V求出的K1為0.95～1.05；通過K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N求出的K2大于35；Mn及S的含量滿足Mn/S≥8.0；表層總脫碳深度為500μm以下。
首先，對(duì)本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的化學(xué)組成進(jìn)行說明。以下，與化學(xué)組成相關(guān)的％意味著質(zhì)量％。在以下的說明中，將含量以范圍表示的情況下，只要沒有特別說明，包含上限和下限。即，在表示為0.45～0.65％的情況下，意味著0.45％以上且0.65％以下的范圍。
(C：0.45～0.65％)
C是能廉價(jià)地提高鋼材的抗拉強(qiáng)度的有用的元素。為了得到該效果，將C含量設(shè)為0.45％以上。另一方面，鋼材的C含量越是增加，通過將軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的屈服比越是降低。屈服比為將0.2％屈服應(yīng)力除以抗拉強(qiáng)度而求出的值。若屈服比降低，則在將0.2％屈服應(yīng)力設(shè)為所希望的值的情況下，抗拉強(qiáng)度過度地提高，成為可削性降低的原因。因此，為了抑制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的屈服比的降低，將C含量設(shè)為0.65％以下。優(yōu)選為0.60％以下。
(Si：大于1.00％且1.50％以下)
Si是廉價(jià)且有助于鋼材的高強(qiáng)度化的有用的元素。為了得到該效果，將Si含量設(shè)為大于1.00％。優(yōu)選設(shè)為1.10％以上。另一方面，Si含量過量時(shí)，表層的脫碳層深度變得過剩，而且熱延展性降低，在棒鋼軋制和熱鍛造時(shí)，變得容易產(chǎn)生瑕疵。因此，將Si含量設(shè)為1.50％以下。
(Mn：大于0.40％且1.00％以下)
Mn是與Si、V相比能抑制延展性的降低并能使鋼材高強(qiáng)度化的固溶強(qiáng)化元素。此外，Mn是與S結(jié)合而形成使可削性提高的MnS的元素。Mn含量少時(shí)，S在奧氏體晶界上形成FeS而使熱延展性顯著降低，因此，容易產(chǎn)生裂紋或瑕疵。因此，為了抑制FeS的生成、并確保熱延展性，將Mn含量設(shè)為大于0.40％。另一方面，Mn含量過量時(shí)，有時(shí)在熱鍛造品的組織中混合存在使屈服比降低的貝氏體。因此，Mn含量設(shè)為1.00％以下。優(yōu)選為0.95％以下，更優(yōu)選為0.90％以下。
(P：0.005～0.050％)
P是具有促進(jìn)鐵素體相變并抑制貝氏體相變的作用的元素。為了在熱鍛造后的冷卻時(shí)抑制貝氏體相變，將P含量設(shè)為0.005％以上。另一方面，P含量過量時(shí)，熱延展性降低，有時(shí)在鋼坯中產(chǎn)生瑕疵。因此，將P含量的上限限定為0.050％。優(yōu)選為0.040％以下。
(S：0.020～0.100％)
S是形成使可削性提高的Mn硫化物(MnS)的元素，有助于可削性的提高。為了得到該效果，將S含量設(shè)為0.020％以上。另一方面，S含量大于0.100％時(shí)，粗大的MnS大量地分散在鋼中，熱延展性降低，有時(shí)在鋼坯中產(chǎn)生瑕疵。因此，將S含量的上限限定為0.100％。
(V：0.08～0.20％)
V是形成V碳化物和/或V氮化物而有助于鋼材的析出強(qiáng)化的元素，特別是具有提高鋼材的屈服比的效果。為了得到該效果，將V含量設(shè)為0.08％以上。另一方面，V是高價(jià)的合金元素，并且是在熱鍛造后的冷卻時(shí)促進(jìn)不優(yōu)選的貝氏體相變的元素。因而，為了降低成本及抑制貝氏體相變，將V含量設(shè)為0.20％以下。優(yōu)選設(shè)為0.15％以下。
本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼以含有上述化學(xué)成分，余量為Fe及雜質(zhì)為基本。但是，本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼根據(jù)需要可以進(jìn)一步按以下所示的范圍含有Ca、Te、Zr、Ti來代替Fe的一部分。但是，由于這些元素不一定必須含有，因此其下限為0％。
雜質(zhì)是指在工業(yè)上制造鋼材時(shí)從礦石或廢鐵等原料、或制造工序的各種環(huán)境中混入的成分，是在不對(duì)本發(fā)明產(chǎn)生不良影響的范圍內(nèi)容許的成分。雜質(zhì)中，關(guān)于Al、N及Cr，特別地將其含量限制在以下的范圍內(nèi)。
(Al：低于0.01％)
Al為雜質(zhì)。Al在鋼中存在時(shí)，與氧結(jié)合而形成硬質(zhì)的Al氧化物，使鋼材的可削性降低。因此，優(yōu)選Al含量少。Al含量為0.01％以上時(shí)，可削性顯著降低，因此，將Al含量限制為低于0.01％。
(N：0.0060％以下)
N為雜質(zhì)。N在鋼中存在時(shí)，與V結(jié)合而形成V氮化物。V氮化物與V碳化物相比粗大，對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)小。因此，N含量多時(shí)，V氮化物增加，V碳化物以相應(yīng)的量減少。其結(jié)果是，V對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)變小。
為了即使減少V含量也能得到充分的析出強(qiáng)化的效果，優(yōu)選V氮化物的總量少，因此優(yōu)選N含量少。N含量大于0.0060％時(shí)，V對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)顯著變小，因此將N含量限制為0.0060％以下。另一方面，在煉鋼技術(shù)上，過度地降低N時(shí)，成本顯著地增高，因此可以將下限設(shè)為0.0020％。
(Cr：0.10％以下)
Cr為雜質(zhì)。Cr對(duì)強(qiáng)度的影響小，但是，在熱鍛造后的冷卻時(shí)，促進(jìn)貝氏體相變。因此，Cr含量增多時(shí)，在將軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件中，屈服比降低。優(yōu)選Cr含量少，但是，Cr含量大于0.10％時(shí)，其影響變得顯著，因此將Cr量限制為0.10％以下。
(Ca：0.0005～0.0030％)
(Zr：0.0005～0.0030％)
(Te：0.0005～0.0030％)
Ca、Te、Zr均是使MnS粒子微細(xì)化、球狀化(即、控制硫化物的形態(tài))的元素。MnS伸長(zhǎng)時(shí)，熱延展性的各向異性增大，因而容易產(chǎn)生特定方向的裂紋。在需要抑制裂紋時(shí)，可以含有選自Ca、Zr、Te中的1種以上。在得到MnS的微細(xì)化、球狀化的效果時(shí)，優(yōu)選將Ca含量、Zr含量和/或Te含量分別設(shè)為0.0005％以上。另一方面，Ca含量、Zr含量、Te含量過量時(shí)，形成粗大的Ca、Zr、Te的氧化物，可削性降低。因此，即使在含有的情況下，Ca含量、Zr含量、Te含量均優(yōu)選為0.0030％以下。
(Ti：0.010～0.050％)
Ti是在鋼中形成Ti氮化物的元素。Ti氮化物具有對(duì)鋼材的組織進(jìn)行整粒的效果。在得到該效果時(shí)，優(yōu)選將Ti含量設(shè)為0.010％以上。另一方面，Ti氮化物為硬質(zhì)，有時(shí)使切削加工時(shí)的工具壽命降低。因此，即使在含有的情況下，將Ti含量設(shè)為0.050％以下。
本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼不僅需要滿足上述各元素的含量，C、Si、Mn、V、S、N還需要滿足以下所示的關(guān)系。式中的C、Si、Mn、V、S、N為以質(zhì)量％計(jì)的各元素的含量。
(K1：0.95～1.05)
K1是作為與強(qiáng)度相關(guān)的指標(biāo)的碳當(dāng)量，由下述(式1)求出。
K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V (式1)
以本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼為原材料、通過熱鍛造成形的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的抗拉強(qiáng)度受碳當(dāng)量K1影響。使用K1為0.95以上的軋制棒鋼、通過熱鍛造制造機(jī)械結(jié)構(gòu)部件時(shí)，可得到組織由鐵素體及珠光體構(gòu)成且以珠光體為主體、具有大于900Mpa的抗拉強(qiáng)度、570MPa以上的0.2％屈服應(yīng)力、0.45以上的疲勞限度比(疲勞極限/抗拉強(qiáng)度)的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件。另一方面，K1大于1.05時(shí)，在機(jī)械結(jié)構(gòu)部件中生成貝氏體，屈服比降低。因此，將碳當(dāng)量K1限定為0.95～1.05。
(K2＞35)
K2為與本發(fā)明人從后述的實(shí)驗(yàn)求出的熱延展性相關(guān)的指標(biāo)，可由下述(式2)求出。
K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)
在實(shí)驗(yàn)中，使用含有0.52～0.54％的C、且Si、Mn、P、S、N的含量分別不同的17個(gè)水準(zhǔn)的軋制棒鋼。對(duì)從這些軋制棒鋼切出并進(jìn)行加工而得到的、直徑為10mm、長(zhǎng)度為100mm的試驗(yàn)片的熱延展性進(jìn)行了評(píng)價(jià)。關(guān)于熱延展性，將試驗(yàn)片的中央部加熱而使其熔融，然后在剛使其凝固后，立刻保持在各個(gè)溫度下，并以0.05mm/s的速度進(jìn)行拉伸而使其斷裂，以斷裂后的斷面收縮率來評(píng)價(jià)熱延展性。此外，將950℃、1100℃、1200℃的保持溫度(拉伸溫度)下的斷面收縮率作為因變數(shù)，將合金元素含量作為自變數(shù)進(jìn)行回歸計(jì)算，對(duì)有意義的自變數(shù)進(jìn)行平均而得到K2(式2)。
其結(jié)果是，當(dāng)該K2的值大于35時(shí)，在鋼坯的鑄造、及軋制棒鋼的熱鍛造中未發(fā)現(xiàn)瑕疵、裂紋的產(chǎn)生。因此，將熱延展性指標(biāo)K2設(shè)為大于35。
K2的上限不需要限定，由Si、Mn、S、N的各自的含量范圍決定，但是，也可以將100作為上限。
由上述式2可知，Si、S、N成為熱延展性的降低因子、Mn成為提高因子。因此，基本上從它們的平衡出發(fā)，需要滿足K2的值。但是，如后所述，若Mn/S低于8.0，則生成有害的FeS，因而即使假設(shè)滿足K2的值大于35，若Mn/S低于8.0，則特性也降低。
(Mn/S≥8.0)
如上所述，S與Mn結(jié)合而形成MnS。但是，S相對(duì)于Mn過量地含有時(shí)，S除了MnS之外，還在奧氏體晶界上形成FeS。此時(shí)，作為結(jié)果，熱延展性顯著降低，通過熱鍛造產(chǎn)生裂紋。因此，為了抑制FeS的生成，將Mn/S設(shè)為8.0以上。若Mn/S為8.0以上，則熱延展性受上述的K2的值支配。因此，只要Mn/S為8.0以上即可，上限由S的最低值、Mn的最大值決定。
接著，對(duì)本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的脫碳深度、組織進(jìn)行說明。
“表層總脫碳深度”
如上所述，軋制棒鋼的脫碳深度(表層總脫碳深度)對(duì)將軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性有影響。以表層總脫碳深度超過500μm的軋制棒鋼作為原材料、通過熱鍛造而成形的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性(疲勞限度比)劣化。此外，若表層總脫碳深度變深，則根據(jù)鋼成分的不同，起因于脫碳，有時(shí)抗拉強(qiáng)度、屈服應(yīng)力、疲勞限度比降低。因此，將軋制棒鋼的表層總脫碳深度設(shè)為500μm以下。下限為0μm(即，也可以沒有脫碳層)。
在本實(shí)施方式中，軋制棒鋼的表層總脫碳深度定義為：對(duì)于在軋制棒鋼的長(zhǎng)度方向的中央部、和距離兩端分別為總長(zhǎng)的1/4長(zhǎng)度的部位處切斷而得到的3個(gè)截面，分別在圓周方向上相差90度的4個(gè)部位處測(cè)定時(shí)的合計(jì)12個(gè)部位的表層的脫碳深度的平均值。表層的脫碳深度定義為：在從表層朝向內(nèi)部的直線上測(cè)定的碳量成為在內(nèi)部為恒定的碳量(內(nèi)部碳量)的90％的深度，可通過電子探針顯微分析儀(Electron Probe Micro Analyzer，稱為EPMA)進(jìn)行測(cè)定。
不需要限定本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的組織(金屬組織)。但是，如上所述，在機(jī)械結(jié)構(gòu)部件中，優(yōu)選為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的復(fù)合組織(鐵素體·珠光體組織)。在將機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的組織設(shè)為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的組織的情況下，軋制棒鋼也多成為同樣的由鐵素體和珠光體構(gòu)成的組織。
接著，對(duì)本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的制造方法的一例進(jìn)行說明。
本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼通過如下工序來制造：將具有上述化學(xué)組成的鋼水通過常規(guī)方法進(jìn)行熔煉(熔煉工序)；將該鋼水通過連續(xù)鑄造等常規(guī)方法制成鑄坯(鑄造工序)；將鑄坯進(jìn)行開坯軋制而制成鋼坯(開坯軋制工序)；將該鋼坯的所有的面進(jìn)行火焰清理(火焰清理工序)；將火焰清理工序后的鋼坯進(jìn)行熱軋(也稱為棒鋼軋制)(棒鋼軋制工序)。在火焰清理工序中，將所有的面從表面開始至2mm以上進(jìn)行火焰清理而成的鋼坯供于棒鋼軋制，從而不僅軋制棒鋼，以軋制棒鋼作為原材料通過熱鍛造制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的脫碳也被抑制，能防止機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性的劣化。
如上所述，在含有大量的Si的鋼坯的表層生成的深的脫碳層不僅在軋制棒鋼上殘留，在以軋制棒鋼作為原材料而制造的熱鍛造品(機(jī)械結(jié)構(gòu)部件)上也殘留，使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的機(jī)械性質(zhì)、特別是耐疲勞特性劣化。例如，本發(fā)明人的研究結(jié)果是，鑄造成截面積196000cm2、并通過開坯軋制而將截面積制成26244cm2的高Si鋼的鋼坯的脫碳深度最大為1.8mm。因此，雖然鋼坯的脫碳深度也受鑄坯及鋼坯的大小影響，但是，經(jīng)過開坯軋制工序而制造的鋼坯的情況下，開坯軋制后，只要將鋼坯的從表面開始至2mm以上通過火焰清理削除后進(jìn)行熱軋，就能將軋制棒鋼的表層總脫碳深度設(shè)為500μm以下。另一方面，若火焰清理量過多，則擔(dān)心重量的降低、表面粗糙的增加、火焰清理成本的上升、火焰清理時(shí)間的增大。因此，火焰清理量?jī)?yōu)選設(shè)為10mm以下?；鹧媲謇韮?yōu)選對(duì)鋼坯的所有的面進(jìn)行。
鋼坯的火焰清理以將在連續(xù)鑄造時(shí)形成的深的脫碳層除去為目的，在隨后的工序中，通過將條件設(shè)為適當(dāng)值，不會(huì)生成使熱鍛造品的疲勞特性劣化的深的脫碳層。根據(jù)鋼坯的尺寸，在開坯軋制后進(jìn)行火焰清理，也可以再次進(jìn)行開坯軋制，但是，開坯軋制時(shí)的加熱時(shí)間設(shè)為900s以下。
鋼坯的火焰清理可通過將鋼坯的表面利用燃燒氣體和氧進(jìn)行熱化學(xué)地火焰清理的、所謂的火焰燒剝(scarfing)來進(jìn)行。此外，在進(jìn)行火焰清理時(shí)，開坯軋制后的鋼坯可以在高溫的狀態(tài)下進(jìn)行，也可以在冷卻的狀態(tài)下進(jìn)行。在開坯軋制后進(jìn)行火焰清理、再次進(jìn)行開坯軋制時(shí)，優(yōu)選不進(jìn)行冷卻，在高溫的狀態(tài)下進(jìn)行火焰清理。另一方面，利用磨床等的切削是無(wú)效率的，因此從本實(shí)施方式中采用的方法中排除。
在棒鋼軋制(熱軋)工序中，為了促進(jìn)V向鋼中的固溶，需要將鋼坯加熱至1000℃以上后進(jìn)行熱軋。通過在棒鋼軋制的加熱時(shí)使V固溶，在熱軋后的軋制棒鋼中再析出的V碳化物變得微細(xì)。其結(jié)果是，將軋制棒鋼作為原材料進(jìn)行熱鍛造時(shí)的加熱時(shí)，V碳化物的固溶也變得容易，成為使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的強(qiáng)度和延展性降低的原因的未固溶V碳化物消失。加熱溫度低于1000℃時(shí)，V未充分固溶。另一方面，棒鋼軋制的加熱溫度的上限需要設(shè)為1150℃。這是由于將鋼坯加熱至大于1150℃的溫度時(shí)，表層的脫碳速度急劇增大。此外，加熱溫度下的保持時(shí)間變長(zhǎng)時(shí)，促進(jìn)脫碳。因此，為了將軋制棒鋼的表層總脫碳深度抑制為500μm以下，將加熱溫度(1000～1150℃)下的保持時(shí)間設(shè)為7000s以下。為了使V充分固溶，保持時(shí)間的下限優(yōu)選設(shè)為10s。
根據(jù)包含上述工序的制造方法，能得到本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼。此外，通過將該軋制棒鋼鍛造，能得到耐疲勞特性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件。鍛造條件為通常進(jìn)行的條件范圍即可，例如，加熱溫度為1000～1300℃。通過鍛造成形機(jī)械結(jié)構(gòu)部件時(shí)，大多將原材料進(jìn)行高頻加熱后進(jìn)行熱鍛造，但是，高頻加熱達(dá)到規(guī)定溫度所需要的加熱時(shí)間短，因此，該期間在原材料(軋制棒鋼)的表層產(chǎn)生極端的脫碳的情況少。
實(shí)施例
“實(shí)施例1”
將具有表1所示的化學(xué)組成的鋼A鑄造成截面尺寸為350×560mm而得到鑄坯。鋼A的化學(xué)組成由于C含量低、Si含量高，因此是容易發(fā)生脫碳的組成。表1的余量為Fe及雜質(zhì)。將該鑄坯再加熱至1300℃并在剛開坯軋制成280×280mm截面后，立刻在熱的狀態(tài)下以深度目標(biāo)1mm、2mm、3mm對(duì)鋼坯的整面進(jìn)行火焰清理，并軋制成162×162mm截面，進(jìn)而冷卻而得到作為棒鋼軋制的原材料的鋼坯。
將這些鋼坯加熱至1150℃～1230℃并保持5000～10000s后，進(jìn)行熱軋而制成直徑為50mm的軋制棒鋼，空冷至常溫。通過上述的方法求出這些軋制棒鋼的表層總脫碳深度。
表2中示出鋼坯的火焰清理深度、棒鋼軋制時(shí)的加熱條件和軋制棒鋼的表層總脫碳深度的測(cè)定結(jié)果。
表1
表2
根據(jù)No.A1～A3的試樣可知，通過將火焰清理深度設(shè)為2.0mm以上，即使是棒鋼軋制的加熱條件為1150℃×7000s這樣的促進(jìn)脫碳的高溫長(zhǎng)時(shí)間，軋制棒鋼的脫碳深度也能抑制為500μm以下。
上述的鋼坯的火焰清理以除去通過連續(xù)鑄造生成的深的脫碳層為目的，在其后的工序中，不會(huì)生成使熱鍛造品的疲勞特性劣化的深的脫碳層。
表2的No.A4的試樣是在1150℃下保持時(shí)間過長(zhǎng)的例子，表層總脫碳深度大。此外，No.A5的試樣是加熱溫度高至1230℃的例子，表層總脫碳深度大。
“實(shí)施例2”
將表3所示的化學(xué)組成的鋼(鋼No.B～AD)熔煉，連續(xù)鑄造而得到鑄坯。將該鑄坯開坯軋制而制成鋼坯，關(guān)于該鋼坯，除了試驗(yàn)No.12～19之外，以深度目標(biāo)3mm將整面火焰清理。表3的余量為Fe及雜質(zhì)。對(duì)火焰清理后的鋼坯進(jìn)行熱軋而制造了直徑為45mm的軋制棒鋼。一部分的鋼坯(表4的試驗(yàn)No.12～19)為了進(jìn)行比較，將整面進(jìn)行1mm火焰清理，進(jìn)行熱軋而制造了直徑為45mm的軋制棒鋼。熱軋通過將加熱溫度設(shè)為1100℃、將保持時(shí)間設(shè)為3600s來進(jìn)行。熱軋后空冷至常溫。
接著，按照上述方法求出通過熱軋而得到的棒鋼的表層總脫碳深度。
然后，通過高頻加熱將直徑為45mm的軋制棒鋼加熱至1220℃，并保持300s后，立即向直徑方向壓下，鍛造成形成10mm厚的平板。將該鍛造平板的側(cè)面進(jìn)行切削加工，制成截面寬度為15mm、厚度為10mm(鍛造原狀的厚度)、長(zhǎng)度為20mm的具有平行部的試驗(yàn)片，供于交替的拉伸壓縮疲勞試驗(yàn)及拉伸試驗(yàn)。拉伸壓縮疲勞試驗(yàn)根據(jù)JIS Z 2273進(jìn)行，將顯示出107次以上的壽命的最大負(fù)荷應(yīng)力作為疲勞極限。拉伸試驗(yàn)根據(jù)JIS Z 2241在常溫下以20mm/min的速度實(shí)施。
平行部的鍛造面未實(shí)施加工，為鍛造紋理原狀，但是，關(guān)于鋼No.B和C，作為參考，也設(shè)置了在熱鍛造后將表面磨削500μm、除去了脫碳層的水準(zhǔn)(表4的試驗(yàn)No.2及3)。此外，試驗(yàn)片的切斷部的角全部進(jìn)行半徑為2mm的倒角加工。
表4及表5示出了熱鍛造前的軋制棒鋼的表層總脫碳深度、熱鍛造后的鍛造平板的顯微組織、0.2％屈服應(yīng)力、抗拉強(qiáng)度、屈服比(0.2％屈服應(yīng)力/抗拉強(qiáng)度)、拉伸壓縮試驗(yàn)的107次的疲勞限度比(疲勞極限/抗拉強(qiáng)度)。
表5
來2 FP：鐵素體·珠光體組織，B：貝氏體組織
*表示無(wú)法進(jìn)行評(píng)價(jià)。
表4的試驗(yàn)No.4～11、20為本發(fā)明例。這些以深度目標(biāo)3mm將鋼坯的全部側(cè)面火焰清理而成的軋制棒鋼的脫碳深度均為500μm以下。此外，將軋制棒鋼鍛造而得到的鍛造品(鍛造平板)的抗拉強(qiáng)度高至948MPa以上，0.2％屈服應(yīng)力高至597MPa以上，拉伸壓縮疲勞試驗(yàn)的疲勞限度比(疲勞強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)為0.47以上，為良好。此外，由在熱鍛造后通過磨削而削除了脫碳層的表4的試驗(yàn)No.2及3與試驗(yàn)No.4及5的比較可知，軋制棒鋼中的脫碳深度為500μm以下時(shí)，疲勞限度比的降低為0.02以下。
表4的試驗(yàn)No.12～19為軋制棒鋼的脫碳深度超過500μm的比較例。它們是將鋼坯的全部側(cè)面火焰清理1mm后熱軋而制造的軋制棒鋼。將該棒鋼鍛造而得到的鍛造品不滿足900MPa以上的抗拉強(qiáng)度、570MPa以上的0.2％屈服應(yīng)力、0.45以上的疲勞限度比中的至少1個(gè)以上。
表5的試驗(yàn)No.21～39為使用鋼成分(化學(xué)組成)、Mn/S、K1或者K2中的任一者以上超出本發(fā)明的范圍的鋼No.K～AD制造的比較例。
使用了符合M/S低于8.0、K2值為35以下中的至少一者的鋼No.L、M、N、Q、R及V的試驗(yàn)No.22、23、24、27、28及32在棒鋼鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋或大的瑕疵，無(wú)法進(jìn)行熱鍛造以后的評(píng)價(jià)，因此在表5的各評(píng)價(jià)欄中表示為“*”。
試驗(yàn)No.33(鋼No.W)的K1值低，抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力分別未達(dá)到作為目標(biāo)的900MPa、570MPa。
試驗(yàn)No.21(鋼No.K)的K1值低的同時(shí)，C、Si含量也低，抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力分別未達(dá)到作為目標(biāo)的900MPa、570MPa。
試驗(yàn)No.34(鋼No.X)的C含量低，抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力分別未達(dá)到作為目標(biāo)的900MPa、570MPa。
試驗(yàn)No.25(鋼No.O)的Mn含量多，在鍛造品的顯微組織中除了鐵素體及珠光體之外還混合存在貝氏體。其結(jié)果是，試驗(yàn)No.25的0.2％屈服應(yīng)力未達(dá)到570MPa。
K1低的試驗(yàn)No.26(鋼No.P)的0.2％屈服應(yīng)力低于本發(fā)明的目標(biāo)。并且，試驗(yàn)No.26的抗拉強(qiáng)度也低于本發(fā)明的目標(biāo)。
試驗(yàn)No.29(鋼No.S)的C含量多，因此，抗拉強(qiáng)度高，但是，0.2％屈服應(yīng)力、疲勞限度比低。
試驗(yàn)No.30(鋼No.T)的K1低，因此，抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力低。
試驗(yàn)No.35(鋼No.Y)、試驗(yàn)No.36(鋼No.Z)滿足K1的值，抗拉強(qiáng)度良好，但是，0.2％屈服應(yīng)力低。試驗(yàn)No.36的疲勞限度比也低。
試驗(yàn)No.31(鋼No.U)的V含量高，因此，抗拉強(qiáng)度和疲勞限度比良好，但是，貝氏體組織混合存在的結(jié)果是，0.2％屈服應(yīng)力降低。
K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)
如(式2)所示，表5的試驗(yàn)No.23(鋼No.M)由于Mn/S小，因此在鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋、瑕疵。
試驗(yàn)No.24(鋼No.N)為Si含量多、K2小的試樣，因此，在鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋、瑕疵。
試驗(yàn)No.28(鋼No.R)由于Mn/S小，因此產(chǎn)生了瑕疵。
試驗(yàn)No.32(鋼No.V)由于N含量多，K2小，因此在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋、瑕疵。
試驗(yàn)No.38(鋼No.AB)雖然滿足K2的值，但是，由于N含量多，因此V氮化物增加，V對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)變小，抗拉強(qiáng)度、0.2％屈服應(yīng)力及疲勞限度比均降低。
試驗(yàn)No.33(鋼No.W)為K1＝0.93的試樣。由于K1小，因而抗拉強(qiáng)度低于900MPa。
試驗(yàn)No.25(鋼No.O)、試驗(yàn)No.37(鋼No.AA)、試驗(yàn)No.39(鋼No.AC)及No.40(鋼No.AD)的屈服應(yīng)力低的原因認(rèn)為是，由于Mn或/和Cr含量多、或K1大，因而除了FP(鐵素體·珠光體)組織之外還混合存在B(貝氏體)組織。
產(chǎn)業(yè)上的可利用性
根據(jù)本發(fā)明的上述方式，能提供在限制Cr、Al的含量、含有大量的Si的低成本的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的表層抑制了深的脫碳層的形成的軋制棒鋼。將該軋制棒鋼作為原材料通過熱鍛造制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件具有優(yōu)異的耐疲勞特性，因此產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。