CN101443463B - 锻造用钢及其制造方法以及锻造品 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种锻造用钢及制造方法，还提供一种锻造品(尤其是一体型曲轴)，其锻造用钢用于获得优异的疲劳特性的锻造品且夹杂物被微细化；其制造方法为用于制造这种锻造用钢的实用的方法；其锻造品用这种锻造用钢获得、可以发挥良好的疲劳特性、夹杂物被微细化。本发明的锻造用钢，其特征在于，钢中的熔解Mg浓度为0.04～5ppm，且钢中的熔解Al浓度为50～500ppm。

Description

锻造用钢及其制造方法以及锻造品
技术领域
本发明涉及锻造用钢及其制造方法以及使用锻造用钢获得的锻造品，尤其是涉及使钢中存在的夹杂物微细化的锻造用钢及其制造方法、以及使用锻造用钢获得的锻造品。利用本发明的锻造用钢进行制造的锻造品广泛且有效地应用在机械、船舶、电机等工业领域，但是，以下作为代表的用途，以应用于作为船舶用驱动源的传动构件使用的曲轴的情况为中心进行说明。 
背景技术
对于使用锻造用钢制造的例如船舶用传动源的传动构件即大型曲轴，要求具有即使在过酷的使用环境下也难以产生疲劳破坏的优异的疲劳特性。 
作为提高曲轴的疲劳特性的方法，在非专利文献1中公开有驱使在加工面的技术而提高疲劳特性的方法。具体而言，在非专利文献1中公开有通过采用RR(Roedere Ruget)法，且利用由自由锻造法制造的曲轴而使疲劳特性显著提高的方法及、实施冷辊压加工使疲劳特性提高的方法等。 
另外，在非专利文献2中，对船舶用曲轴采用的低合金钢使疲劳特性提高进行了研究。具体而言，在非专利文献2中，公开有：(1)夹杂物易成为疲劳破坏的起点，且随着钢的高强度化其趋势越来越显著；(2)夹杂物的尺寸越大疲劳强度越低；(3)含有拉伸的夹杂物的钢材易表现疲劳强度的各向异性等。而且，附带主旨结论，即在提高锻造材的疲劳特性方面，将夹杂物的形状作成球状、且将尺寸缩小是有效的。 
但是，在上述报告中，连用于使夹杂物球状化、且使尺寸缩小的具体的装置也未公开，且要控制的夹杂物的种类及尺寸等也不明确。因此，认为对提高疲劳特性有效的将夹杂物的形态控制具体化需要进一步的研究。 
但是，作为钢中夹杂物的形状尺寸控制法，迄今提案有各种各样的方 法，例如，在专利文献1中，作为用于获得耐层状裂开性和耐氢诱开裂性优异的结构用低合金钢的方法，提案有使硫化物和氧化物同时减少、且控制夹杂物的形状尺寸的方法。具体而言，提案有要抑制阻碍耐层状裂开性和耐氢诱开裂性的Mn硫化物的生成，只要降低S量及O量、且添加Ca及Mg即可的方法。 
另外，在专利文献2中，公开有通过添加Mg、Ca，抑制利用热轧易伸长的MnS及连成簇状的Al2O3系夹杂物的生成，且进行改变形状而实现微细化等夹杂物的形状尺寸控制。 
在专利文献3及专利文献4中，公开有通过将氧化物系夹杂物超微细化来提高作为齿轮材料的面疲劳强度及齿根弯曲疲劳强度的方法。具体而言，作为氧化物系夹杂物，提案有使难凝聚体的MgO及MgO、Al2O3生成的方法。另外，表明只要使硫化物即MnS的一部分成为(Mn、Mg)S，即可控制夹杂物的延伸性且可降低机械强度的各向异性。 
在专利文献5中，公开有为了获得可切削性优异的机械结构用钢，作为硫化物，使MnS、CaS、MgS、(Ca、Mn)S、(Ca、Mg、Mn)S存在的方法。专利文献5表明：尤其是只要含有REM、Ca及Mg且控制硫化物的形状尺寸，即可抑制机械性能的各向异性，并且比含S易切钢还可提高可切削性的方法。 
但是，这些夹杂物的形态控制技术不针对例如船舶用驱动源的传动构件等且在过酷的环境下使用的锻造品。因此，为了提高锻造品的疲劳特性，寻求针对锻造品的制造中使用的锻造用钢，研究并确立独自的夹杂物控制方法。 
非专利文献1：“曲轴的改进”，日本船舶用发动机学会杂志，昭合48年10月，第8卷，第10号，p.54-59 
非专利文献2：“关于高强度曲轴材料的疲劳强度特性的研究”.Journal of the JIME，平成13年，vol.36，No.6，p.385-390 
专利文献1：日本国专利申请公告公报.昭58-35255号 
专利文献2：日本国专利申请公告公报.昭57-59295号 
专利文献3：日本国公开专利公报.平7-188853号 
专利文献4：日本国公开专利公报.平7-238342号
专利文献5：日本国公开专利公报.2000-87179号 
发明内容
本发明是鉴于上述事项而开发的，其目的在于提供用于获得优异的疲劳特性的锻造品的夹杂物被微细化了的锻造用钢、以及用于制造这种锻造用钢的有用的方法。本发明的目的还在于提供一种利用该锻造用钢获得的可发挥良好的疲劳特性的夹杂物被微细化了的锻造品(尤其是一体型曲轴)。 
可实现上述目的的本发明的锻造用钢，其要点是指，所述锻造用钢以质量％计含有C：0.2～1.0％、Si：0.05～0.6％、Mn：0.2～1.5％、Ni：4％以下但不含0％、Cr：0.5～4％、Mo：0.1～1.5％、V：0.005～0.3％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述钢中的熔解Mg浓度为0.04～5ppm(以下，ppm表示“质量ppm”)，并且，钢中的熔解Al浓度为50～500ppm，并且，钢中含有的氧化物系夹杂物其平均组成优选满足下述式(1)及式(2)， 
[MgO]+[Al2O3]≥40％...(1) 
[MgO]≥5％...(2) 
其中，[MgO]及[Al2O3]分别表示氧化物系夹杂物中的MgO及Al2O3的含量(质量％)。 
另外，所谓“熔解Mg浓度”及“熔解Al浓度”，是指在钢中未形成化合物，而作为固溶元素存在Al及Mg的浓度，例如，利用离子质量分析法两次测定的值。 
本发明的锻造用钢中，(设钢中含有的氧化物系夹杂物的截面积为A(μm2)时，优选满足√A的平均值为160μm以下等必要条件。 
另外，作为锻造用钢及锻造品，通常，为了确保优异的强度及韧性，优选满足下述成分组成。 
本发明也包括用上述锻造用钢制造的锻造品，尤其是用本发明的锻造用钢制造的一体型曲轴发挥优异的疲劳特性。 
另一方面，所谓本发明的锻造用钢的制造方法，其要点是指在制造锻造用钢时，控制钢水中的Al浓度，以使钢水处理工序中的顶渣中的MgO浓度为5％以上，并且，使钢中的熔解Al浓度达到50～500ppm。 
本发明如上所述进行构成，通过调节钢中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度，能够控制形成的夹杂物的形状尺寸，能够提供夹杂物被微细化的锻造用钢。用这种锻造用钢获得的锻造品可以期待优异的疲劳特性，尤其是对船舶中使用的曲轴等大型锻造制品极有利。 
附图说明
图1是表示断裂面夹杂物的√A和耐久极限比的关系的图表； 
图2是表示钢中的熔解Mg浓度和耐久极限比的关系的图表； 
图3是表示氧化物中的(MgO+Al2O3)浓度及MgO浓度对耐久极限比的影响的图表； 
图4是利用与渣中MgO浓度的关系表示钢中的熔解Al浓度对熔解Mg浓度的影响的图表； 
图5是表示钢中的熔解Al浓度及顶渣中的MgO浓度对耐久极限比的的影响的图表； 
图6是表示钢中的TotalMg浓度和耐久极限比的关系的图表。 
具体实施方式
本发明人员在上述的状况下，以提高在过酷的环境下使用的锻造品的疲劳特性为最终目标，从各个角度进行了研究。尤其是在凝固温度不同的大型钢锭(例如，20吨以上)中，难以获得达到目标的疲劳强度，迄今，从不同的观点进行了研究。 
其结果发现导致疲劳强度降低的原因是以MgS为主要成分的粗大夹杂物，钢中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度与该粗大夹杂物的生成有很大关系，只要将该熔解Mg浓度及熔解Al浓度控制在规定范围，即可抑制上述粗大夹杂物的生成，从而完成了本发明。 
另外，本发明人员对小型钢锭(20kg)及大型钢锭(20吨)进行研究后，判明无论钢锭的大小，钢中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度与氧化物组成有关。另外，判明只要将这些浓度控制在适当的范围，即可抑制Al2O3及CaO·Al2O3等易粗大化的夹杂物的生成，且能够对难以凝聚的含MgO氧化物进行组成控制。 
也得知为了将钢中的熔解Mg浓度控制在适当的范围，在钢水处理工序中，只要适当调节顶渣中的MgO浓度及钢水中的Al浓度即可。 
在本发明的制造方法中，以适当调节钢水处理工序中的顶渣中的MgO浓度及钢水中的Al浓度为要点，对该钢水处理工序的基本的顺序进行说明，并且，对本发明的作用效果进行说明。 
在进行钢水处理时，首先，将原料装入电炉内加热熔融后，利用自氧气枪吹入氧气的氧气吹练，进行脱碳、脱磷处理。氧气吹练结束后，将钢水转移到浇包，用LF(Ladle Fomace)等钢水处理装置，进行钢水处理。此时，在钢水处理之前，先将CaO、MgO、Al2O3等渣原料(造渣剂)以规定的混合比添加到钢水表面而使其熔融，在钢水表面形成渣(顶渣)。 
在这样的钢水处理中，利用底吹气体搅拌等装置，边搅拌钢水边调节温度及主要成分，同时添加脱氧剂，进行脱氧、脱硫等处理。另外，根据需要，用盖脱气体装置、罐脱气体装置、循环脱气体装置(RH装置等)实施真空脱气体处理，促进从钢水中脱氢、脱硫。在钢水达到规定的成分、温度、纯度的步骤中，结束钢水处理工序，然后利用顶铸及底注等铸锭方法铸造钢锭。 
其后，利用热锻，将通过上述铸锭工序获得的钢锭成型为圆棒等中间制品的形状。在成型后，经过对成分及缺陷、纯度等进行中间检查后，再次进行热锻，由此，成型为一体型曲轴及轴颈等大型制品形状。接着，实施按照要求的制品特性的热处理后，进行机械加工的切削加工，从而得到最终制品。 
作为由上述钢锭用于制造一体型曲轴的具体的顺序，例举有下述的工序。即，将已凝固的钢锭从铸型中取出，且加热到1150℃，然后，通过锻造比3以上的热锻加工为圆棒状或阶梯形状。在该钢锭锻造时，为了进行内在缺陷压缩，也可以在沿钢锭高度方向压缩后，锻伸到规定长度。在热锻后，加工成一体型曲轴的形状。还有，在一体型曲轴的成形锻造时，也可以将曲柄部逐个成型，也可以通过模制整体，将多个曲柄部同时成型。在成型锻造后，实施切削加工用的机械加工，从而成为规定尺寸的一体型曲轴。另外，也可以将利用热锻而加工为阶梯形状的曲轴通过机械加工成为一体型曲轴。
在本发明方法中，通过适当控制上述的大型锻造品的制造工序中尤其钢水处理工序中的制造条件，且将顶渣组成及作为脱氧剂而添加的Al的浓度保持在适当的范围，而控制钢中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度。将钢中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度控制在适当范围，由此，控制为易微细分散钢水处理中及锻造中生成的氧化物的组成，最终性的热锻后的制品中的夹杂物变得微细，制品中的疲劳强度将会大幅度地提高。下面，对本发明中规定的各必要条件进行说明。 
在本发明方法中，使上述钢水处理工序中的顶渣中的MgO浓度为5％以上，且调节钢水中的Al浓度以使钢中的熔解Al浓度达到50～500ppm。满足这样的必要条件，由此，即使将含Mg合金直接添加在钢水中，也能够将钢中的熔解Mg浓度控制为0.04～5ppm(参照下述图4、5)。另外，顶渣通常以CaO-Al2O3-SiO2-MgO-CaF2为主要成分，上述MgO浓度为相对于这些成分整体的比例。 
将Mg合金直接添加在钢水中后，短时间内就局部性地在钢水浇包中形成有Mg浓度高的区域，有时生成MgS等粗大的硫化物。该粗大的硫化物与其它夹杂物一起凝聚，当残留在制品中时，可能会显著降低锻造品的疲劳特性。 
当钢中的熔解Al浓度不足50ppm时，熔解氧量上升，凝固中结晶的氧化物数量增加而纯度变差。另外，熔解Al浓度超过500ppm时，熔解氧浓度下降，并且钢中的熔解Mg浓度增加而超过5ppm(如下述)。 
为了将钢中的熔解Al浓度控制在上述范围，分析钢水中的Al浓度，并且掌握钢水中的Al浓度和钢中的Al浓度的关系，据此，只要将Al及Al合金添加在钢水中，以使最终钢中的熔解Al浓度达到50～500ppm的范围(对应其浓度的钢水中的Al浓度)即可。 
由上述方法获得的锻造用钢其钢中的熔解Mg浓度为0.04～5ppm，钢中存在的脱氧生成物多，但为尖晶石等含MgO氧化物，钢的疲劳强度显著提高(参照下述图2、4)。即，当锻造用钢中的熔解Mg浓度不足0.04ppm时，夹杂物组成成为Al2O3-rich，且发生凝聚体现象。另外，当熔解Mg浓度超过5ppm时，势必在凝固过程中大量地生成MgS及MgO等，成为粗大的夹杂物，从而使纯度下降。
如上所述，使钢中的熔解Mg浓度为适当的范围，由此，发挥下述的以耐久极限比(疲劳强度σW/抗拉强度σB)计0.42以上的优异的疲劳特性。该熔解Mg浓度优选的范围为0.1～2ppm程度，通过控制在该范围，将会进一步发挥优异的疲劳特性(以上述耐久极限比计0.44以上)。 
但是，关于钢中的Al浓度及Mg浓度，通常采用湿式分析法，但是，在湿式分析法中，不能完全避免氧化物及硫化物的熔化，且难以正确定量作为原子熔化在钢中的Al及Mg的浓度。另外，也有用可溶性Al(sol.Al)作为除去氧化物中的Al的浓度的方法，但是，不能忽略Al从CaO-Al2O3系氧化物中的洗提，所谓(sol.Al)绝对不能说是精确的熔解Al浓度。因此，在本发明中，为了进行夹杂物控制，从熔解元素和氧化物的热力学平衡极重要的观点出发，采用SIMS作为熔解元素(“熔解Al浓度”及“熔解Mg浓度”)的精确的测定方法。 
在本发明的锻造用钢中，钢中含有的氧化物系夹杂物优选其平均组成满足下述式(1)及式(2)： 
[MgO]+[Al2O3]≥40％...(1) 
[MgO]≥5％...(2) 
其中，[MgO]及[Al2O3]分别表示氧化物系夹杂物中的MgO及Al2O3的含量(质量％)(参照下述图3)。 
氧化物系夹杂物组成满足上述式(1)及式(2)，由此夹杂物成为尖晶石或MgO等含MgO氧化物。这样的含MgO氧化物与Al2O3相比，由于与钢水的浸湿性良好，因此，可以抑制夹杂物的凝聚体现象的发生，且能够防止使钢的疲劳特性劣化的粗大夹杂物的形成。 
另外，在本发明的锻造用钢中，设钢材中含有的氧化物系夹杂物的截面积为A(μm2)时，优选√A的平均值为160μm以下(参照下述图1)。只要满足这样的必要条件，成为钢的破坏起点的夹杂物的尺寸即可变小，最终制品(锻造品)中的疲劳强度及韧性即可提高。相反，粗大硫化物及粗大氧化的存在疲劳特性的提高上不优选(参照下述图2)。 
这样一来，本发明为了实现夹杂物的微细化，在调节钢水中的熔解成分时具有特征，且锻造用钢的基本组成未进行特别限制。但是，例如，作为曲轴等，为了使求出的强度及韧性还有本发明中成为最终目标的疲劳特 性提高可靠，最好钢材满足下述基本组成。 
[C：0.2～1.0％] 
C为有助于强度提高的元素，为了确保足够的强度，可以含有0.2％以上，更优选0.3％以上，特别优选0.36％以上。但是，当C量过多时，使韧性劣化，因此，可以控制在1.0％以下，更优选0.5％以下，特别优选0.45％以下。 
[Si：0.05～0.6％] 
Si作为强度提高元素发挥作用，为了确保足够的强度，可以含有0.05％以上，更优选0.1％以上，特别优选0.2％以上。但是，当Si量过多时，倒V偏析显著而难以获得纯的钢锭，因此，可以控制在0.6％以下，更优选0.4％以下。 
[Mn：0.2～1.5％] 
Mn也是提高淬透性并且有助于强度提高的元素，为了确保足够的强度和淬透性，最好含有0.2％以上，更优选0.4％以上，特别优选0.9％以上。但是，当Mn量过多时，助长倒V偏析，因此，可以控制在1.5％以下，更优选1.2％以下，特别优选1.1％以下。 
[Ni：4％以下(不包括0％)] 
Ni作为韧性提高元素为有利的元素，当Ni量过剩时，成本提高，因此，可以控制在4％以下，优选2％以下。 
[Cr：0.5～4％] 
Cr为有效提高淬透性并且提高韧性的元素，通过含有0.5％以上，更优选0.9％以上，特别优选1.5％以上，可以有效地发挥这些功能。但是，当Cr量过多时，助长倒V偏析而难以制造高纯度钢，因此，可以控制在4％以下，更优选2.5％以下。 
[Mo：0.1～1.5％] 
Mo为有效作用于淬透性、强度、韧性全面提高的元素，为了有效地发挥这些作用，最好含有0.1％以上，更优选0.15％以上，特别优选0.20％以上。但是，Mo平衡分配系数小且易产生微偏析(正常偏析)，因此，可以控制在1.5％以下。 
[V：0.005～0.3％]
V具有析出强化及组织微细化效果，为有利于高强度化的元素，为了有效地发挥这种作用，推荐含有V为0.005％以上。但是，即使过剩含有，上述效果也必然饱和，经济上也浪费，因此，可以控制在0.3％以下，更优选0.15％以下。 
本发明中使用的锻造用钢的优选的基本成分如上所述。余量实际上为Fe，当然，在该锻造用钢中允许含有微量的不可避免的杂质，在不对上述本发明的作用造成坏影响的范围内，还可以使用积极含有其它元素的锻造用钢。作为允许积极添加的其它元素，例举有B，其具有淬透性改善效果；Ti，其具有脱氧效果；W、Nb、Ta、Cu、Ce、La、Zr、Te等为固溶强化元素或析出强化元素。它们可以单独添加或将两种以上复合添加，最好控制在以合计量计0.1％程度以下。 
另外，本发明也包含用该锻造用钢获得的锻造品，但其制造方法不作特别限制。例如，只要依次实施下述工序即可，用电炉等熔化规定成分组成的钢的工序→利用真空精炼除去S等杂质元素及O等气体成分的工序→铸锭工序→加热钢锭后进行坯料锻造的工序→中间检查之后加热并锻造为制品形状的工序→利用热处理进行均质化且进行淬火处理而硬质化的工序→进行机械切削加工的工序。 
尤其是在以曲轴为锻造品进行制造的情况下，只要制造成一体型曲轴，即可使轴表层侧占在纯度高的部分，可以获得强度及疲劳特性优异的曲轴，因此优选。在该情况下，一体型曲轴的制造方法不作特别限定，但优选用叫做R.R.及T.R.锻造法(按照钢锭的轴心成为曲轴的轴心的方式进行锻造加工，按照使因中心偏析易引起特性劣化的部分成为曲轴整体的轴心部的方式一体地进行锻造加工的方法)的方法进行制造。 
还有，作为其它的锻造加工方法，也可以用自由锻造法(锻造成使曲柄臂和曲柄销成为一体的毛坯，然后利用气体切割及机械加工切削加工成曲轴形状的方法)等进行制造。 
另外，本发明的锻造用钢通过将夹杂物极微细化而发挥优异的疲劳特性，因此，除曲轴以外，用于将船舶用的中间轴、推进轴、组合式曲轴的轴颈、压力容器、中空坯料这种高强度制品等锻造成形的坯料，即使作为这种坯料也可应用。
下面，举出实施例对本发明进行更具体地说明，当然，本发明不局限于下述实施例，也可以在适合上、下述内容的范围内适当地加以变更，这些都包括在本发明的技术范围内。 
实施例 
在电炉内将20～100吨(Ton)废钢原料熔化，出钢到浇包中。其后，将CaO、Al2O3及MgO等造渣剂添加在钢水表面，且形成规定组成的顶渣，其后，用具备底吹搅拌装置的浇包加热式精炼装置进行钢水处理。在该钢水处理工序中，添加Al并将钢水脱氧，再通过盖脱气体装置的真空处理，进行脱氢。在钢水处理中，对钢水进行随意采样并测定钢水中的Al浓度，根据需要追加添加Al，以使该Al浓度达到规定范围。 
此时，通过预备实验，掌握用二次离子质量分析法(SIMS)分析的钢材中的溶解Al浓度和用发光分析装置快速分析的钢水中的Al浓度的对应关系，控制钢水中的上述Al浓度，以使钢材中的溶解Al浓度达到规定范围。 
钢水处理结束后，采集顶渣的试料，并且利用底注铸锭法铸造钢锭(20ton、50ton)。钢锭凝固结束后，从铸型内拔出钢锭，加热到1150℃以上并实施热锻，从而制造各种大小的圆棒锻造品。此时，对20吨钢锭实施热锻并切削加工成直径400～500mm的圆棒状，对50吨钢锭实施热锻并切削加工成直径500～600mm的圆棒状。 
通过化学分析调查各锻造材料中的化学成分组成，并且，通过ICP发光分光分析从顶渣试料中调查MgO浓度。将这些结果和钢水中的Al浓度共同表示在下述表1中。
(表1) 
Figure G2007800172909D00111
用下述方法测定钢锭中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度，并且进行锻造品中的夹杂物组成分析、疲劳试验及夹杂物尺寸测定。此时，利用ICP-质量分析法(ICP-MS法)，也对钢中的全Mg浓度(TotalMg浓度)进行调查。 
[钢中的熔解Mg浓度及熔解Al浓度测定] 
研磨从钢锭中采集的试料，装入二次离子质量分析装置(“ims5f”CAMECA社制)，对各试料在500×500(μm2)的区域观察Mg、Al的二次离子像，在其区域内，选三个Mg、Al未稠化的地方，沿深度方向进行分析。此时的一次离子源为O2+。而且，在深度方向的浓度分布稳定的情况下，以其值为溶解浓度。在深度方向分析的过程中，在夹杂物存在的情况下，浓度分布波动较大，但是，进行分析直到夹杂物不存在的深度，在浓度达到稳定时，以其值为溶解浓度。另外，关于浓度的定量方法，以24Mg(150keV，1×1014aioms/cm2)、27Al(200keV，1×1014aioms/cm2)为标准试料，测定离子注入了该标准试样的纯铁，用获得的相对灵敏度系数(RSF)测定原子浓度。 
[夹杂物组成分析] 
在锻造后的圆棒中，从钢锭底部相当位置的中心部切出试料，进行EPMA的夹杂物的成分组成分析。此时，对各试料随机抽取50个以上的夹杂物并进行分析，且求出其平均值。
[疲劳试验及夹杂物尺寸测定] 
在锻造后的圆棒中，从钢锭底部相当位置的中心部半径方向采集直径：10mm×长度：30mm的平滑试验片，在下述的条件下，实施疲劳试验。另外，用从和疲劳试验片相同的位置采集的试验片在常温下实施抗拉试验。而且，作为疲劳极限的指标，测定了耐久极限比(疲劳强度σW/抗拉强度σB)。 
试验方法：旋转曲轴疲劳试验(应力比＝—1，转速：3600rpm) 
疲劳强度评价方法：差分方程法 
差分应力：20MPa 
初始应力：300MPa 
试验片根数：各5根 
各试验片的疲劳强度＝(断裂应力)—(差分应力) 
另外，在疲劳试验后，用扫描式显微镜(SEM)观察疲劳断裂面，且测定疲劳断裂面的起点存在的夹杂物的尺寸，求出夹杂物的截面积的1/2次方为√A。此时，也对含MgS粗大夹杂物的有无进行调查。 
将这些结果一并示于下述表2中，得知在满足本发明中规定的必要条件的钢号中(钢No：1～11)，夹杂物被微细化可以实现优异的耐久极限比(以σW/σB计，0.42以上)。与之相对，得知在缺少本发明中规定的必要条件中任一项的钢号中(钢No：12～17)，未实现夹杂物的微细化，且只获得耐久极限比更低的值(以σW/σB计，0.40以下)。
(表2) 
Figure G2007800172909D00131
基于上述结果，将断裂面中的夹杂物的√A和耐久极限比的关系表示在图1中，得知为了提高耐久极限比，夹杂物尺寸的微细化(以√A计，160μm以下)是有效的。 
将钢中的熔解Mg浓度和耐久极限比的关系表示在图2中，可知当钢中的熔解Mg浓度超过一定值(5ppm)时，生成粗大硫化物(MgS)且耐久极限比低。另外，可知钢中的熔解Mg浓度低于一定值(0.04质量ppm)时，生成易凝聚的氧化物(关于其组成，参照上述表2)，耐久极限比仍然低。 
图3是表示氧化物中的(MgO+Al2O3)浓度及MgO浓度对耐久极限比的影响的图表。还有，图3关于粗大硫化物生成的试验No.16、17未图示。由该结果表明，通过分别使氧化物中的(MgO+Al2O3)浓度及MgO浓度成为一定值以上，可以获得高的耐久极限比。另外，在获得高的耐久极限比的钢中，当然，夹杂物是微细的(参照上述图1)。 
图4是利用与熔渣中MgO浓度的关系表示钢中的熔解Al浓度对熔解Mg浓度的影响的图表。由该结果表明，在熔渣中MgO浓度不足5％的情况下，不能获得目标的熔解Mg浓度。另外，可知，在熔渣中的MgO浓度为5％以上的情况下，通过控制钢中熔解Al浓度为50～500质量ppm，可以获得目标的熔解Mg浓度。 
图5是表示钢中的熔解Al浓度及顶渣中的MgO浓度对耐久极限比的 的影响的图。由该结果表明，通过使顶渣中的MgO浓度成为5％质量以上，并且控制钢中熔解Al浓度在50～500质量ppm的范围，可以获得高的耐久极限比。 
图6是表示钢中的TotalMg浓度和耐久极限比的关系的图。由该结果表明，TotalMg浓度和耐久极限比相关关系低，为了使耐久极限比成为良好，控制钢中的熔解Mg浓度是极有效的。

Claims (5)

1.一种锻造用钢，其特征在于，所述锻造用钢以质量％计含有C：0.2～1.0％、Si：0.05～0.6％、Mn：0.2～1.5％、Ni：4％以下但不含0％、Cr：0.5～4％、Mo：0.1～1.5％、V：0.005～0.3％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述钢中的熔解Mg浓度为0.04～5ppm，并且，所述钢中的熔解Al浓度为50～500ppm，其中，ppm表示“质量ppm”，
并且，所述钢中所含的氧化物系夹杂物的平均组成满足下述式(1)及式(2)，
[MgO]+[Al2O3]≥51％...(1)
[MgO]≥5％...(2)
其中，[MgO]及[Al2O3]分别表示氧化物系夹杂物中的MgO及Al2O3的质量百分比含量。
2.如权利要求1所述的锻造用钢，其特征在于，在将钢中所含的氧化物系夹杂物的截面积定为Aμm2时，√A的平均值为160μm以下。
3.一种锻造品，利用权利要求1或2所述的锻造用钢制造而成。
4.如权利要求3所述的锻造品，其特征在于，是一体型曲轴。
5.一种锻造用钢的制造方法，其特征在于，在制造权利要求1所述的锻造用钢时，控制钢水中的Al浓度，使钢水处理工序中的顶渣中的MgO浓度为5质量％以上，并且，使钢中的熔解Al浓度为50～500质量ppm。
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Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI0814141A8 (pt) 2007-08-01 2017-04-04 Ati Properties Inc Ligas à base de ferro com alta dureza e resistência, produto laminado de blindagem, artigo de fabricação compreendendo tal liga e método para fabricar um produto laminado de blindagem
US8444776B1 (en) * 2007-08-01 2013-05-21 Ati Properties, Inc. High hardness, high toughness iron-base alloys and methods for making same
KR101268606B1 (ko) 2009-12-28 2013-05-29 주식회사 포스코 단조품용 강재의 정련방법
US9182196B2 (en) 2011-01-07 2015-11-10 Ati Properties, Inc. Dual hardness steel article
US9657363B2 (en) 2011-06-15 2017-05-23 Ati Properties Llc Air hardenable shock-resistant steel alloys, methods of making the alloys, and articles including the alloys
JP6202776B2 (ja) * 2011-10-31 2017-09-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高清浄度鋼の製造方法
JP5859384B2 (ja) 2012-06-06 2016-02-10 株式会社神戸製鋼所 大型高強度鍛鋼品
JP6179977B2 (ja) * 2013-05-22 2017-08-16 株式会社日本製鋼所 耐高圧水素環境脆化特性に優れた高強度鋼およびその製造方法
RU2532662C1 (ru) * 2013-09-18 2014-11-10 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг РФ) Сталь
RU2532661C1 (ru) * 2013-09-18 2014-11-10 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг РФ) Сталь
JP2015190040A (ja) * 2014-03-28 2015-11-02 株式会社神戸製鋼所 鍛鋼品用低合金鋼及びクランク軸
US10515367B2 (en) * 2014-03-31 2019-12-24 Ncr Corporation Fraud detection in self-service terminal

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5835255B2 (ja) 1976-07-19 1983-08-01 新日本製鐵株式会社 構造用低合金鋼
JPS5447814A (en) 1977-09-26 1979-04-14 Nippon Steel Corp Hot rolled steel material for welding with superior resistance to inclusion opening crack in weld held heat-affected
JPS5759295A (en) 1980-09-26 1982-04-09 Fuji Electric Co Ltd Yarn pickup preventing coil unit
JPS5835255A (ja) 1981-08-27 1983-03-01 Toyota Motor Corp デイ−ゼルエンジンの排気ガス再循環装置
JPH06158226A (ja) 1992-11-24 1994-06-07 Nippon Steel Corp 疲労特性に優れたばね用鋼
JPH07188853A (ja) 1993-12-27 1995-07-25 Nippon Steel Corp 歯車用浸炭用鋼
JP3391536B2 (ja) 1994-02-25 2003-03-31 新日本製鐵株式会社 高強度歯車用浸炭用鋼
FR2733252B1 (fr) * 1995-04-21 1997-05-23 Ugine Savoie Sa Acier inoxydable austenitique pour l'elaboration notamment de fil
JP3558889B2 (ja) 1998-09-04 2004-08-25 山陽特殊製鋼株式会社 被削性に優れる熱間鍛造のまま使用される機械構造用鋼
JP3825570B2 (ja) * 1998-10-21 2006-09-27 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼鋳片およびその製造方法
JP3440058B2 (ja) * 2000-07-06 2003-08-25 日本冶金工業株式会社 耐食性に優れた低温材料用Ｆｅ−Ｎｉ系合金
JP3440061B2 (ja) * 2000-07-12 2003-08-25 日本冶金工業株式会社 耐食性に優れた低温材料用Ｆｅ−Ｎｉ系合金板およびその製造方法
WO2002022891A1 (fr) * 2000-09-14 2002-03-21 Nkk Corporation Agent d'affinage et procede d'affinage
JP3491612B2 (ja) * 2000-12-28 2004-01-26 愛知製鋼株式会社 被削性及び耐摩耗性に優れたクランクシャフト用鋼
JP4945841B2 (ja) 2001-01-29 2012-06-06 東洋紡績株式会社 ポリアミド樹脂フィルムの製造方法、およびポリアミド樹脂フィルム
JP3797152B2 (ja) * 2001-07-10 2006-07-12 住友金属工業株式会社 耐食性に優れる合金並びにそれを用いた半導体製造装置用部材およびその製造方法
JP2003113448A (ja) * 2001-10-05 2003-04-18 Nippon Koshuha Steel Co Ltd 静粛性が優れた軸受用鋼
JP2003213386A (ja) * 2001-11-15 2003-07-30 Kobe Steel Ltd 被削性および表面加工性に優れた厚鋼板
JP4347579B2 (ja) * 2003-01-24 2009-10-21 株式会社神戸製鋼所 鍛造用鋼およびこれを用いて得られる鍛造品
JP4332070B2 (ja) 2004-06-01 2009-09-16 株式会社神戸製鋼所 大型鍛鋼品用高強度鋼およびクランク軸
JP4347786B2 (ja) * 2004-11-24 2009-10-21 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼

Non-Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2000-129402A 2000.05.09
JP特开2002-20842A 2002.01.23
JP特开2002-30387A 2002.01.31
JP特开2003-213386A 2003.07.30
JP特开2004-225128A 2004.08.12

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