CN103797144B - 热锻用轧制棒钢或线材 - Google Patents

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Abstract

提供热锻后也具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和切削性的热锻用轧制棒钢或线材。本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，其化学组成含有C、Si、Mn、S、Cr、Mo(也可以不含有)、Al、N，剩余部分由Fe和杂质组成。对于化学组成而言进而由式(1)定义的fn1为1.60～2.10。上述热锻用轧制棒钢或线材的组织包含铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织、或铁素体-贝氏体组织。对于横断面以每一个视野的面积62500μm2随机观察测定15个视野时的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下。fn1=Cr+2×Mo(1)，在此，在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。

Description

热锻用轧制棒钢或线材
技术领域
本发明涉及棒钢或线材，更具体而言，涉及热锻用轧制棒钢或线材。
背景技术
齿轮、滑轮等机械部件被利用于汽车或产业机械。这些机械部件大部分用以下的方法制造。准备由机械结构用合金钢形成的原材料。原材料例如具有相当于JIS标准的SCr420、SCM420或SNCM420的化学组成。原材料例如为热轧棒钢或线材。对原材料实施热锻，制造中间品。对中间品根据需要实施正火。进而对中间品实施切削加工。对所切削的中间品实施表面硬化处理。表面硬化处理例如为渗碳淬火、碳氮共渗淬火、或高频淬火。对经过表面硬化处理的中间品在200℃以下的回火温度下实施回火。对回火后的中间品根据需要实施喷丸硬化处理。通过以上工序制造机械部件。
近年，为了应对汽车的耗油量提高、引擎的高输出功率化，机械部件被轻量化、小型化。施加于机械部件的负荷与以往相比增加。因此，对机械部件要求优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度(接触疲劳强度)和耐磨耗性。
另一方面，也要求降低机械部件的制造成本。具体而言，为了降低制造成本，要求省略喷丸硬化等附加的工序。另外，切削加工成本在制造成本中所占的比例大。因此，为了降低制造成本，对于成为机械部件的原材料的热锻用轧制棒钢或线材要求高的切削性。
因此，对于成为机械部件的原材料的热锻用轧制棒钢或线材，除了优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性之外，还要求优异的切削性。
改善成为机械部件的原材料的钢的特性的技术提案于日本特开昭60-21359号公报、日本特开平7-242994号公报、和日本特开平7-126803号公报。
对于日本特开昭60-21359号公报中公开的齿轮用钢而言，规定Si：0.1%以下、P：0.01%以下。日本特开昭60-21359号公报中记载了通过这种规定，齿轮用钢具有高的强度、强韧且可靠性高。
日本特开平7-242994号公报中公开的齿轮用钢，其含有Cr：1.50～5.0%，进而根据需要满足7.5%>2.2×Si(%)+2.5×Mn(%)+Cr(%)+5.7×Mo(%)，含有Si：0.40～1.0%。日本特开平7-242994号公报中记载了通过具有这种化学组成，齿轮用钢具有优异的齿面强度。
日本特开平7-126803号公报中公开的渗碳齿轮用钢，其含有Si：0.35～3.0%以下、V：0.05～0.5%等。日本特开平7-126803号公报中记载了通过具有这种化学组成，齿轮用钢具有高的弯曲疲劳强度和高的面疲劳强度。
发明内容
但是，日本特开昭60-21359号公报中，没有对面疲劳强度进行研究。因此，日本特开昭60-21359号公报中公开的齿轮用钢的面疲劳强度有可能低。日本特开平7-242994号公报中，没有对弯曲疲劳强度进行研究。因此，日本特开平7-242994号公报中公开的齿轮用钢的弯曲疲劳强度有可能低。日本特开平7-126803号公报中公开的齿轮用钢含有V。V提高热锻后的钢的硬度。因此，热锻后的钢的切削性有可能降低。总之，日本特开昭60-21359号公报、日本特开平7-242994号公报、和日本特开平7-126803号公报中没有公开具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性并且具有优异的切削性的钢。
本发明的目的在于，提供即使在热锻后，也具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和切削性的热锻用轧制棒钢或线材。
用于解决问题的方案
本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材，其化学组成按质量%计含有C：0.1～0.25%、Si：0.30～0.60%、Mn：0.50～1.0%、S：0.003～0.05%、Cr：1.50～2.00%、Mo：0.10%以下(包括0%)、Al：0.025～0.05%、N：0.010～0.025%，剩余部分由Fe和杂质组成，杂质中的P、Ti和O分别为P：0.025%以下、Ti：0.003%以下、O(氧)：0.002%以下，由式(1)定义的fn1为1.60～2.10。上述热锻用轧制棒钢或线材的组织包含铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织、或铁素体-贝氏体组织。对于横断面以每一个视野的面积62500μm2测定15个视野得到的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下。
fn1=Cr+2×Mo(1)
在此，在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。
本发明提供的热锻用棒钢或线材具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和切削性。
本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材可以按质量%计含有Nb：0.08%以下来替代Fe的一部分。
附图说明
图1为实施例中制作的滚轴点蚀试验用的小滚轴试验片的侧视图。
图2为实施例中制作的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片的侧视图。
图3为表示实施例中的渗碳淬火条件的图。
图4为实施例中的滚轴点蚀试验用的大滚轴的主视图。
具体实施方式
本发明人等对热锻用轧制棒钢或线材(以下仅称为棒钢或线材)的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和切削性进行了调查以及研究。其结果，本发明人等得到以下的发现。
(a)若Si含量提高则钢的面疲劳强度和耐磨耗性提高。进而，若Cr含量和Mo含量提高，则钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性提高。
(b)另一方面，若Mo含量过高，则热锻后的钢以及热锻进而正火后的钢中，贝氏体的生成得到促进。同样地不含有Mo的情况下，若Cr含量过高则也会促进贝氏体的生成。贝氏体使钢的切削性降低。因此，优选抑制贝氏体的生成、从而可以抑制钢的切削性的降低。
(c)通过以上，为了得到优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨耗性和优异的切削性，优选调整Si含量、Mo含量和Cr含量。特别是为了提高弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性并且提高切削性，优选调整Cr含量和Mo含量的总量。具体而言，若钢的化学组成满足式(2)，则能够得到优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和切削性。
1.60≤Cr+2×Mo≤2.10(2)
在此，在式(2)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。
(d)若棒钢或线材中的晶粒直径的不均大，则弯曲疲劳强度降低。若晶粒直径的不均增大则进而面疲劳强度也有可能降低。作为表示晶粒直径的不均的程度的指标，铁素体平均粒径比如下所述定义。在棒钢或线材的横断面中，由去除了表层的脱碳层的区域选择各视野的面积为62500μm2的15个视野。对所选择的15个视野分别实施图像分析。具体而言，各视野中测定铁素体平均粒径。各视野的铁素体平均粒径根据JISG0551(2005)中规定的切断法测定。
在15个视野分别确定的铁素体平均粒径中选择最大值和最小值。然后，求出最大值/最小值。所求出的值定义为铁素体平均粒径比。也就是说，铁素体平均粒径比用以下的式(3)定义。
铁素体平均粒径比=15个视野中得到的铁素体平均粒径中的最大值/15个视野中得到的铁素体平均粒径中的最小值(3)
铁素体平均粒径比为2.0以下的情况下，钢中的晶粒的不均小。因此，钢的弯曲疲劳强度和面疲劳强度高。
本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材是基于上述发现完成的。以下对本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材进行详细说明。以下，构成化学组成的元素的含量的“%”指的是“质量%”。
[化学组成]
本发明提供的棒钢或线材的化学组成含有以下的元素。
C：0.1～0.25%
碳(C)使渗碳淬火或碳氮共渗淬火性提高。因此，C使钢的强度提高。特别是C使渗碳淬火或碳氮共渗淬火后的机械部件的芯部的强度提高。另一方面，若含有过量的C，则渗碳淬火或碳氮共渗淬火后的机械部件的形变量显著增加。因此，C含量为0.1～0.25%。优选的C含量的下限高于0.1%，更优选为0.15%以上，进一步优选为0.18%以上。优选的C含量的上限不足0.25%，更优选为0.23%以下，进一步优选为0.20%以下。
Si：0.30～0.60%
硅(Si)使钢的淬火性提高。Si进而使钢的抗回火软化提高。因此，Si使钢的面疲劳强度和耐磨耗性提高。另一方面，若含有过量的Si，则钢的热锻后的强度过高。其结果，钢的切削性降低。若含有过量的Si，则进而弯曲疲劳强度降低。因此，Si含量为0.30～0.60%。优选的Si含量的下限高于0.30%，更优选为0.40%以上，进一步优选为0.45%以上。优选的Si含量的上限不足0.60%，更优选为0.57%以下，进一步优选为0.55%以下。
Mn：0.50～1.0%
锰(Mn)使钢的淬火性提高、钢的强度提高。因此，Mn使经过渗碳淬火或碳氮共渗淬火的机械部件的芯部的强度提高。另一方面，若含有过量的Mn，则热锻后的钢的切削性降低。进而，若含有过量的Mn，则在钢的表面生成Mn氧化物。其结果，渗碳淬火或碳氮共渗淬火后的渗碳异常层的深度增大。渗碳异常层例如为晶界氧化层和不完全淬火层。若渗碳异常层的深度增大，则钢的弯曲疲劳强度和点蚀强度降低。点蚀为面疲劳的破坏形态之一。因此，若点蚀强度低则面疲劳强度也降低。因此，Mn含量为0.50～1.0%。优选的Mn含量的下限高于0.50%，更优选为0.55%以上，进一步优选为0.60%以上。Mn含量的优选上限不足1.0%，更优选为0.95%以下，进一步优选为0.9%以下。
S：0.003～0.05%
硫(S)与Mn结合而形成MnS。MnS使钢的切削性提高。另一方面，若含有过量的S则形成粗大的MnS。粗大的MnS使钢的弯曲疲劳强度和面疲劳强度降低。因此，S含量为0.003～0.05%。优选的S含量的下限高于0.003%，更优选为0.005%以上，进一步优选为0.01%以上。优选的S含量的上限不足0.05%，更优选为0.03%以下，进一步优选为0.02%以下。
Cr：1.50～2.00%
铬(Cr)使钢的淬火性和钢的抗回火软化提高。因此，Cr使钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性提高。另一方面，若含有过量的Cr，则热锻后或正火后的钢中，贝氏体的生成得到促进。因此，钢的切削性降低。因此，Cr含量为1.50～2.00%。优选的Cr含量的下限高于1.50%，更优选为1.70%以上，进一步优选为1.80%以上。优选的Cr含量的上限不足2.00%，更优选为1.95%以下，进一步优选为1.90%以下。
Mo：0.10%以下(包含0%)
钼(Mo)也可以不含有。Mo使钢的淬火性和抗回火软化提高。因此，Mo使钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性提高。另一方面，若含有过量的Mo，则热锻后或正火后的钢中，贝氏体生成得到促进。因此，钢的切削性降低。因此，Mo含量为0.10%以下(包括0%)。优选的Mo含量的下限为0.02%以上。优选的Mo含量的上限不足0.10%，更优选为0.08%以下，进一步优选为0.05%以下。
Al：0.025～0.05%
铝(Al)使钢脱氧。Al进而与N结合而形成AlN。AlN抑制由于渗碳加热所导致的奥氏体晶粒的粗化。另一方面，若含有过量的Al则形成粗大的Al氧化物。粗大的Al氧化物使钢的弯曲疲劳强度降低。因此，Al含量为0.025～0.05%。优选的Al含量的下限高于0.025%，更优选为0.027%以上，进一步优选为0.030%以上。优选的Al含量的上限不足0.05%，更优选为0.045%以下，进一步优选为0.04%以下。
N：0.010～0.025%
氮(N)与Al或Nb结合而形成AlN或NbN。AlN或NbN抑制由于渗碳加热所导致的奥氏体晶粒的粗化。另一方面，若含有过量的N，则在制钢工序中难以稳定地制造。因此，N含量为0.010～0.025%。优选的N含量的下限高于0.010%，更优选为0.012%以上，进一步优选为0.013%以上。优选的N含量的上限不足0.025%，更优选为0.020%以下，进一步优选为0.018%以下。
本发明提供的棒钢或线材的化学组成的剩余部分由Fe和杂质组成。本说明书中的杂质指的是由用作钢的原料的矿石、废料或制造工序的环境等混入的元素。本发明中，作为杂质的P、Ti和O(氧)的含量如下所述进行限制。
P：0.025%以下
磷(P)在晶界偏析而使晶界脆化。因此，P使钢的疲劳强度降低。因此优选P含量尽可能低。P含量为0.025%以下。优选的P含量不足0.025%，进一步优选为0.020%以下。
Ti：0.003%以下
钛(Ti)与N结合而形成粗大的TiN。粗大的TiN使钢的疲劳强度降低。因此，Ti含量优选尽可能低，Ti含量为0.003%以下。优选的Ti含量不足0.003%，进一步优选为0.002%以下。
O(氧)：0.002%以下
O(氧)与Al结合而形成氧化物系夹杂物。氧化物系夹杂物使钢的弯曲疲劳强度降低。因此，O含量优选尽可能低。O含量为0.002%以下。优选的O含量不足0.002%，进一步优选为0.001%以下。
本发明提供的棒钢或线材的化学组成进而满足式(2)。
1.60≤Cr+2×Mo≤2.10(2)
在此，在式(2)中的各元素符号代入所对应的元素的含量(质量%)。
如上所述，Cr和Mo都使钢的淬火性和抗回火软化提高。因此，Cr和Mo使钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性提高。将Mo和Cr进行比较可知，Mo以Cr的一半的含量发挥与Cr相同程度的效果(弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性的提高)。因此，定义为fn1=Cr+2Mo。在fn1中的各元素符号代入所对应的元素(Cr或Mo)的含量(质量%)。
若fn1不足1.60，则钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性中的至少一种以上降低。另一方面，若fn1超过2.10，则热锻后或正火后的钢中，贝氏体的生成得到促进。因此，钢的切削性降低。若fn1为1.60～2.10，则可以抑制钢的切削性降低并且提高钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性。fn1的优选的下限为1.80以上。fn1的优选的上限不足2.00。
本发明提供的热锻用轧制棒钢或线材的化学组成还可以含有Nb来替代Fe的一部分。
Nb：0.08%以下
铌(Nb)为选择元素。Nb与C、N结合而形成Nb碳化物、Nb氮化物或Nb碳氮化物。Nb碳化物、Nb氮化物和Nb碳氮化物与Al氮化物同样地在渗碳加热时抑制奥氏体晶粒粗化。Nb即使少，只要含有则能够得到上述效果。另一方面，若含有过量的Nb则Nb碳化物、Nb氮化物和Nb碳氮化物粗化。因此，在渗碳加热时不能抑制奥氏体晶粒的粗化。因此，Nb含量为0.08%以下。优选的Nb含量的下限为0.01%以上。优选的Nb含量的上限不足0.08%，进一步优选为0.05%以下。
[显微组织]
本发明提供的棒钢或线材的显微组织包含铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织、或铁素体-贝氏体组织。在此，“铁素体-珠光体组织”指的是基体(母相)包含铁素体和珠光体的两相组织。“铁素体-珠光体-贝氏体组织”指的是基体包含铁素体、珠光体和贝氏体的三相组织。“铁素体-贝氏体组织”指的是基体包含铁素体和贝氏体的两相组织。
总之，本发明提供的棒钢或线材的显微组织不含有马氏体。马氏体硬质，使钢的延展性降低。因此，输送或矫正含有马氏体的棒钢或线材时，棒钢或线材容易产生裂纹。本发明提供的棒钢或线材的显微组织由于不含有马氏体，因此在矫正时或输送时不易产生裂纹。
上述各相利用下述方法鉴定。切出包含棒钢或线材的垂直于长度方向的断面(横断面)的中心部的样品。将所切出的样品的表面(包含中心部)镜面研磨。将所研磨的表面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。对所腐蚀的表面用倍率400倍的光学显微镜进行显微组织观察。具体而言，所腐蚀的表面中，由去除了棒钢或线材的表层的脱碳层的区域任意选择15个视野。然后观察各视野，鉴定显微组织。若15个视野中的任意一个都含有贝氏体，则判断该钢的显微组织包含贝氏体。对于铁素体和珠光体也同样地判断。各视野的尺寸为250微米(μm)×250微米(μm)=62500μm2。
对于上述显微组织而言，进而横断面中，通过式(3)定义的铁素体平均粒径比为2.0以下。
对上述15个视野分别实施图像分析。具体而言，对于各视野鉴定铁素体相。测定所鉴定的铁素体相内的铁素体粒径。各视野的铁素体平均粒径根据JISG0551(2005)中规定的切断法测定。
在15个视野分别确定的铁素体平均粒径(总计15个)中选择最大值和最小值。然后，基于上述式(3)求出铁素体平均粒径比=(铁素体平均粒径的最大值/铁素体平均粒径的最小值)。
热轧后的钢材(也就是说热轧原样材料)中，晶粒直径不均匀时，在作为后工序的热锻后或渗碳淬火后、晶粒直径也仍然不均匀。若晶粒直径不均匀，则弯曲疲劳强度和面疲劳强度降低。因此，热轧原样材料中的晶粒直径优选尽可能均匀。为了评价晶粒直径的均匀程度，优选评价铁素体平均粒径比。与珠光体、贝氏体相比，铁素体粒径通过蚀刻就可以容易地观察。因此若调查铁素体平均粒径的均匀程度(也就是说铁素体平均粒径比)，则容易评价组织内的晶粒直径的均匀程度。进而，疲劳破坏以强度最低的部分作为起点产生。因此，与以铁素体平均粒径的标准偏差作为指标相比，以铁素体平均粒径的最大值/最小值作为指标时，适于弯曲疲劳强度和面疲劳强度的评价。
若显微组织包含含有上述铁素体的各种混合组织、并且铁素体平均粒径比为2.0以下，则棒钢或线材内的晶粒直径的不均小。因此，热锻后或渗碳淬火后的钢的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提高。铁素体平均粒径比优选为1.6以下。
另一方面，若铁素体平均粒径比超过2.0，则钢的弯曲疲劳强度和面疲劳强度中的一种以上降低。
[制造方法]
对本发明的棒钢或线材的制造方法的一例以及以齿轮和滑轮为代表的机械部件的制造方法的一例进行说明。需要说明的是，制造方法不限于下述。
制造具有上述化学组成、并且满足式(2)的钢液。使用钢液，通过连续铸造法制造铸坯(板坯或大方坯)。连续铸造法中，对凝固中途的铸坯施加压下。接着将铸坯加热。此时的加热温度为1250～1300℃，加热时间为10小时以上。用开坯机将加热了的铸坯开坯，制造钢坯(billet)。
将钢坯热轧而制造热锻用棒钢或线材。具体而言，加热钢坯。此时的加热温度为1150～1200℃，加热时间为1.5小时以上。将加热了的钢坯热轧，制造棒钢或线材。使热轧的精加工温度为900～1000℃。精轧前不实施水冷。精轧后，将棒钢或线材以大气中的自然冷却(以下仅称为自然冷却)以下的冷却速度冷却至600℃以下的表面温度。热轧中，由式(4)定义的断面收缩率(%)为87.5%以上。
断面收缩率={1-(棒钢、线材的断面积/钢坯的断面积)}×100(4)
也可以不将精轧后的棒钢或线材以自然冷却以下的冷却速度冷却至室温。也可以在棒钢或线材的表面温度达到600℃以下后，以空气冷却、喷雾冷却、水冷等比自然冷却高的冷却速度冷却棒钢或线材。
上述加热温度指的是加热炉的炉内温度的平均值。上述加热时间指的是上述加热温度下的在炉时间。精加工温度指的是刚精轧之后的棒钢、线材的表面温度。精轧例如指的是连续式轧机中、用于轧制的多台中末尾一台中的轧制。精加工后的冷却速度指的是棒钢、线材的表面冷却速度。
使用热锻用轧制棒钢或线材制造机械部件的方法的一例如下所述。
对于热锻用轧制棒钢或线材实施热锻，制造粗形状的中间品。对于中间品，可以实施调质处理。调质处理例如为正火。将中间品机械加工而形成规定的形状。机械加工例如为切削或穿孔。
对于机械加工后的中间品，可以实施表面硬化处理。表面硬化处理例如为渗碳处理、氮化处理或高频淬火处理等。对于实施了表面硬化处理的中间品实施精加工，制造机械部件。
通过以上工序制造的棒钢或线材在热锻后也具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和优异的切削性。
实施例1
用70吨转炉熔炼具有表1所示化学成分的钢A～C。
[表1]
使用钢A～C的钢液，通过连续铸造法制造400mm×300mm的铸坯(大方坯)。将所制造的大方坯在大气中自然冷却至600℃。需要说明的是，连续铸造工序中，将凝固中途的铸坯压下。
接着设定表2所示的制造条件。
具体而言，在表2的“铸坯”栏内的“加热温度”栏示出各条件下的铸坯的加热温度(℃)。在表2的“铸坯”栏内的“加热时间”栏示出各条件下的铸坯的加热时间(分钟)。同样地，在表2的“钢坯”栏中的“加热温度”栏示出各条件下的钢坯的加热温度(℃)。在“钢坯”栏中的“加热时间”栏示出各条件下的钢坯的加热时间(分钟)。在“轧制条件”栏中的“精轧前的水冷”的栏记载各条件下的精轧前的钢坯的水冷的有无。栏中的“有”表示实施了水冷。“无”表示未实施水冷。在“轧制条件”栏中的“精加工温度”栏示出各条件下的精加工温度(℃)。在“轧制条件”栏中的“冷却条件”栏示出各条件下的精轧后的冷却条件。
基于表1所示的钢和表2所示的制造条件，制造表3所示的试验编号1～10的棒钢。
具体而言，对于各试验编号，将表3所示的钢的铸坯在表3所示的制造条件(铸坯的加热温度、加热时间)下加热。将加热了的铸坯开坯，制造180mm×180mm的钢坯。将所制造的钢坯冷却至室温(25℃)。
接着，将钢坯在表3所示的制造条件(钢坯的加热温度、加热时间)下加热。将加热了的钢坯在表3所示的制造条件(精轧前的水冷、精加工温度、冷却条件)下热轧，制造直径50mm和直径70mm的棒钢。将轧制后的棒钢直接在大气中自然冷却至室温。也就是说，棒钢为热轧原样的材料。
[显微组织观察试验]
垂直于长度方向地切断直径50mm的棒钢。切出包含切断面的中心部的样品。将样品的表面中相当于上述中心部的表面研磨为镜面。将研磨面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。对腐蚀面用倍率400倍的光学显微镜观察15个视野。15个视野由去除了表层的脱碳层的区域任意选择。各视野的尺寸为250μm×250μm。对于各视野观察显微组织。
显微组织观察试验的结果，任意一试验编号的显微组织都不包含马氏体。各试验编号的显微组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织、铁素体-贝氏体组织中的任意一种。在表3中的“显微组织”栏示出显微组织观察结果。表中的“F+P”表示所对应的试验编号的显微组织为铁素体-珠光体组织。“F+P+B”表示为铁素体-珠光体-贝氏体组织。“F+B”表示为铁素体-贝氏体组织。
[铁素体平均粒径测定]
上述15个视野的铁素体平均粒径根据JISG0551(2005)中规定的切断法测定。
在各视野的铁素体平均粒径(总计15个)中特定最大值和最小值。然后基于式(3)求出铁素体平均粒径比(=最大值/最小值)。铁素体平均粒径比如表3所示。
[面疲劳强度试验片和弯曲疲劳试验片的制作]
将各试验编号的棒钢在1200℃下加热30分钟。接着使精加工温度为950℃以上来进行热锻，制造直径35mm的圆棒。对直径35mm的圆棒进行机械加工，制作图1所示的滚轴点蚀小滚轴试验片(以下仅称为小滚轴试验片)和图2所示的带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验片(图1和图2中图中的尺寸的单位都为mm)。图1所示的小滚轴试验片在中央具备试验部(直径26mm、宽度28mm的圆柱部)。
对于所制成的各试验片，使用气体渗碳炉，在图3所示的条件下实施渗碳淬火。淬火后，150℃下实施1.5小时的回火。对于小滚轴试验片和小野式旋转弯曲疲劳试验片，为了去除热处理变形而实施夹持部的精加工。
[面疲劳强度试验]
滚轴点蚀试验中，将上述小滚轴试验片与图4所示形状的大滚轴(图中的尺寸单位为mm)组合。图4所示的大滚轴由满足JIS标准SCM420H的标准的钢形成，通过通常的制造工序，即正火、试验片加工、利用气体渗碳炉进行的共析渗碳、低温回火以及研磨的工序制作。
使用了小滚轴试验片和大滚轴的滚轴点蚀试验在表4所示的条件下进行。
[表4]
如表4所示，使小滚轴试验片的转速为1000rpm、滑移比率为-40%、试验中的大滚轴与小滚轴试验片的接触表面压力为4000MPa、重复数为2.0×107个循环。大滚轴的转速为V1m/s、小滚轴试验片的转速为V2m/s时，滑移比率(%)通过下式求得。
滑移比率=(V2-V1)/V2×100
试验中，将润滑剂(市售的自动变速器用油)在油温90℃的条件下，由与旋转方向相反的方向喷到大滚轴与小滚轴试验片的接触部分(试验部的表面)。在以上的条件下实施滚轴点蚀试验，评价面疲劳强度。
对于各试验编号，滚轴点蚀试验中的试验数为6。试验后，制成纵轴为表面压力、横轴为直至产生点蚀为止的重复数的S-N线图。直至重复数2.0×107次为止没有产生点蚀的情况中，最高的表面压力定义为该试验编号的面疲劳强度。需要说明的是，小滚轴试验片的表面损伤的部位中最大的部位的面积为1mm2以上的情况定义为产生点蚀。
表3表示通过试验得到的面疲劳强度。对于表3中的面疲劳强度而言，试验编号1的面疲劳强度作为基准值(100%)。而各试验编号的面疲劳强度以与基准值的比(%)表示。若面疲劳强度为120%以上，则判断能够得到优异的面疲劳强度。
[耐磨耗性评价]
滚轴点蚀试验中，测定重复数为1.0×106次的小滚轴试验片的试验部的磨耗量。具体而言，根据JISB0601(2001)求出最大高度粗糙度(Rz)。Rz值越小则表示耐磨耗性越高。磨耗量的测定使用粗糙度计。表3表示磨耗量。对于表3中的磨耗量而言，试验编号1的磨耗量作为基准值(100%)。而各试验编号的磨耗量以与基准值的比(%)表示。若磨耗量为80%以下，则判断能够得到优异的耐磨耗性。
[弯曲疲劳强度]
弯曲疲劳强度通过小野式旋转弯曲疲劳试验求出。小野式旋转弯曲疲劳试验中的试验数对于各试验编号而言为8个。试验时的转速为300rpm，其它通过通常的方法进行试验。直至重复数1.0×104次、以及1.0×107次为止没有断裂的情况中，最高应力分别定义为中循环、和高循环旋转弯曲疲劳强度。
表3表示中循环和高循环的弯曲疲劳强度。对于中循环和高循环的弯曲疲劳强度而言，试验编号1的中循环和高循环的弯曲疲劳强度作为基准值(100%)。而各试验编号的中循环和高循环的弯曲疲劳强度以与基准值的比(%)表示。若中循环和高循环的弯曲疲劳强度都为115%以上，则判断能够得到优异的弯曲疲劳强度。
[切削试验]
实施切削试验，评价切削性，通过以下的方法得到切削试验片。将各试验编号的直径70mm的棒钢在1250℃的加热温度下加热30分钟。将所加热的棒钢在950℃以上的精加工温度下热锻，得到直径60mm的圆棒。由该圆棒通过机械加工得到直径55mm、长度450mm的切削试验片。使用切削试验片，在下述条件下进行切削试验。
切削试验(车削)
刀片：母材材质硬质P20种类等级没有涂覆
条件：圆周速度200m/分钟、进给速度0.30mm/rev、切深1.5mm、使用水溶性切削油
测定项目：切削时间10分钟后的后隙面的主切削刃磨耗量
表3表示所得到的主切削刃磨耗量。表3中，试验编号2(使用钢B)的主切削刃磨耗量作为基准值(100%)。而各试验编号的主切削刃磨耗量以与基准值的比(%)表示。若主切削刃磨耗量为80%以下，则判断能够得到优异的切削性。
[评价结果]
参照表3，试验编号4和9的棒钢的化学组成(钢C)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。进而试验编号4和9的铁素体平均粒径比都为2.0以下。因此，试验编号4和9的中循环和高循环的弯曲疲劳强度为115%以上，面疲劳强度为120%以上。进而，磨耗量为80%以下。进而，主切削刃磨耗量为80%以下。因此，试验编号4和9的棒钢具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和切削性。
另一方面，试验编号1的棒钢的化学组成(钢A)相当于JIS标准的SCr420H。因此，试验编号1的Si含量和Cr含量不足本发明的Si含量和Cr含量的下限。进而，试验编号1的fn1不足式(2)的下限。因此，试验编号1的弯曲疲劳强度、面疲劳强度和耐磨耗性低。
试验编号2的棒钢的化学组成(钢B)相当于JIS标准的SCM420H。因此，试验编号2的Si含量和Cr含量不足本发明的Si含量和Cr含量的下限。进而，试验编号2的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。进而试验编号2的fn1不足式(2)的下限。因此，试验编号2的弯曲疲劳强度低、不足115%，切削性也低。
试验编号3的化学组成(钢C)处于本发明的化学组成的范围内。进而fn1也满足式(2)。但是，由于铸坯的加热时间过短(参照表2中的制造条件1)，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，试验编号3的中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号5的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，fn1也满足式(2)。但是，试验编号5中，在精轧之前实施水冷(参照表2中的制造条件3)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，试验编号5的中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号6的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，fn1也满足式(2)。但是，试验编号6中，精轧后的棒钢水冷至800℃(参照表2中的制造条件4)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，试验编号6的中循环和高循环的弯曲疲劳强度都低、不足115%。进而，面疲劳强度低、不足120%，进而，磨耗量超过80%、耐磨耗性低。
试验编号7的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，fn1也满足式(2)。但是，试验编号7中，铸坯的加热时间过短、钢坯的加热时间也过短(参照制造条件5)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，试验编号7的中循环和高循环的弯曲疲劳强度都低、不足115%。
试验编号8的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，fn1也满足式(2)。但是，试验编号8中，钢坯的加热温度过高并且精加工温度也过高(参照制造条件6)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，试验编号8的中循环和高循环的弯曲疲劳强度都低、不足115%。进而，面疲劳强度低、不足120%。进而，磨耗量超过80%、耐磨耗性低。
试验编号10的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，fn1也满足式(2)。但是，试验编号10中，铸坯的加热温度过低(参照制造条件8)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
实施例2
与实施例1同样地制造具有表5所示D～S的化学组成的钢液。
然后，在与实施例1相同的制造条件下制造表6所示的试验编号11～42的棒钢。棒钢的直径为50mm和70mm。利用所制造的棒钢，实施与实施例1相同的试验。然后，分别求出中循环和高循环的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨耗性和主切削刃磨耗量。
[表6]
所求出的结果如表6所示。参照表6，试验编号17、19、21、23、31、33、41和42的化学组成处于本发明的化学组成的范围内，fn1满足式(2)。进而，这些试验编号的铁素体平均粒径比都为2.0以下。因此，这些试验编号的中循环和高循环的弯曲疲劳强度为115%以上，面疲劳强度为120%以上。进而，磨耗量为80%以下。进而，主切削刃磨耗量为80%以下。
另一方面，试验编号11的化学组成(钢D)的Si含量和Cr含量不足本发明的Si含量和Cr含量的下限。因此，试验编号11的面疲劳强度不足120%，磨耗量高于80%。试验编号12使用与试验编号11相同的钢D。因此，面疲劳强度和耐磨耗性低。试验编号12中，进而铸坯的加热时间过短(制造条件1)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号13的化学组成(钢E)处于本发明的化学组成的范围内，但是fn1不足式(2)的下限。因此高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。试验编号14使用与试验编号13相同的钢E。因此，高循环的弯曲疲劳强度低。试验编号14中，进而在精轧之前实施水冷(制造条件3)。因此铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低于试验编号13。
试验编号15的化学组成(钢F)的Si含量超过本发明的Si含量的上限。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而，主切削刃磨耗量高于80%、切削性低。
试验编号16使用与试验编号15相同的钢F。因此，弯曲疲劳强度和切削性低。试验编号16中，进而精轧后的棒钢水冷至800℃(制造条件4)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，弯曲疲劳强度低于试验编号15。进而，面疲劳强度不足120%，磨耗量高于80%。
试验编号18的化学组成(钢G)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。但是，铸坯的加热时间过短(制造条件1)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而，面疲劳强度低、不足120%。
试验编号20的化学组成(钢H)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。但是，在精轧之前实施水冷(制造条件3)。因此铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号22的化学组成(钢I)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。但是，精轧后的棒钢水冷至800℃(制造条件4)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号24的化学组成(钢J)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。但是，铸坯的加热时间和钢坯的加热时间过短(制造条件5)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号25的化学组成(钢K)的Cr含量超过本发明的Cr含量的上限。因此，主切削刃磨耗量高于80%、切削性低。认为这是由于，Cr含量过高而在钢中生成过量的贝氏体。
试验编号26使用与试验编号25相同的钢K。因此，切削性低。试验编号26中，进而，铸坯的加热时间和钢坯的加热时间过短(制造条件5)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号27的化学组成(钢L)的Cr含量不足本发明的Cr含量的下限。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而面疲劳强度低、不足120%。
试验编号28使用与试验编号27相同的钢L。因此，弯曲疲劳强度低。进而，试验编号28中，钢坯的加热温度过高且精加工温度也过高(制造条件6)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而面疲劳强度也低、不足120%。
试验编号29的化学组成(钢M)的Mo含量超过本发明的Mo含量的上限。因此，试验编号29的主切削刃磨耗量超过80%、切削性低。认为这是由于，Mo含量过高而在钢中生成过量的贝氏体。
试验编号30使用与试验编号29相同的钢M。因此，切削性低。试验编号30中，进而铸坯的加热温度过低(制造条件8)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号32的化学组成(钢N)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。但是，钢坯的加热温度和精加工温度过高(制造条件6)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号34的化学组成(钢O)处于本发明的范围内，并且fn1满足式(2)。但是，铸坯的加热温度过低(制造条件8)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。
试验编号35的化学组成(钢P)的Mn含量和Al含量不足本发明的Mn含量和Al含量的下限。因此，中循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而面疲劳强度低、不足120%。
试验编号36使用与试验编号35相同的钢P。因此，中循环的弯曲疲劳强度和面疲劳强度低。试验编号35中，进而精轧后的棒钢水冷至800℃(制造条件4)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而，中循环的弯曲疲劳强度低于试验编号35。
试验编号37的化学组成(钢Q)的Mn含量和Al含量超过本发明的Mn含量和Al含量的上限。因此，高循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而主切削刃磨耗量超过80%、切削性低。
试验编号38使用与试验编号37相同的钢Q。因此，高循环的弯曲疲劳强度低、切削性也低。试验编号38中进而钢坯的加热温度和精加工温度过高。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此中循环的弯曲疲劳强度低、不足115%。进而高循环的弯曲疲劳强度低于试验编号37。
试验编号39的化学组成(钢R)虽然处于本发明的化学组成的范围内，但是fn1超过式(2)的上限。因此，试验编号39的钢的切削性低。试验编号40使用与试验编号39相同的钢R。因此，试验编号40的钢的切削性低。试验编号40中进而在轧制前实施水冷(制造条件3)。因此，铁素体平均粒径比超过2.0。因此，中循环和高循环的弯曲疲劳强度低于试验编号39。
以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。由此，本发明不被上述实施方式限定，能够在不脱离其主旨的范围内将上述实施方式适当变形来实施。

Claims (2)

1.一种热锻用轧制棒钢或线材，其化学组成按质量％计含有
C：0.1～0.25％、
Si：0.30～0.60％、
Mn：0.50～1.0％、
S：0.003～0.05％、
Cr：1.50～2.00％、
Mo：0.08％以下、包括0％、
Al：0.025～0.05％、
N：0.010～0.025％，
剩余部分由Fe和杂质组成，
所述杂质中的P、Ti和O分别为
P：0.025％以下、
Ti：0.003％以下、
O，即氧：0.002％以下，
由式(1)定义的fn1为1.80～2.10，
组织包含铁素体-珠光体组织、铁素体-珠光体-贝氏体组织、或铁素体-贝氏体组织，
对于横断面以每一个视野的面积62500μm2观察测定15个视野得到的铁素体平均粒径的最大值/最小值为2.0以下，
fn1＝Cr+2×Mo(1)
在此，在式(1)中的各元素符号代入所对应的元素的含量，其中含量的单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的热锻用轧制棒钢或线材，其按质量％计含有Nb：0.08％以下来替代Fe的一部分。
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