CN107429359A - 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种热轧棒线材，其具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.05～0.30％、Si：0.30～0.60％、Mn：0.40～1.0％、S：0.008～低于0.040％、Cr：1.60～2.00％、Mo：0.1％以下、Al：0.025～0.05％、N：0.010～0.025％、Ti：0.003％以下、Bi：0.0001～0.0050％，且余量由Fe及杂质构成，杂质中的P及O分别为P：0.025％以下及O：0.002％以下，所述热轧棒线材的组织由铁素体、珠光体构成，或者由铁素体、珠光体、贝氏体构成，且满足式(1)。1.70≤Cr+2×Mo≤2.10···(1)。

Description

热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
技术领域
本发明涉及热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法。
本申请主张基于2015年3月31日在日本申请的日本特愿2015-071714号的优先权，并在此引用其内容。
背景技术
齿轮、带轮等机械部件被用于汽车或工业机械。这些机械部件大多通过下面的方法来制造。准备由机械结构用合金钢制成的原材料。原材料例如为具有相当于JIS标准的SCr420、SCM420或SNCM420的化学组成的热轧棒线材。首先，根据需要对原材料实施正火。接着，对原材料实施切削加工。对切削后的半成品实施表面硬化处理。表面硬化处理为例如渗碳淬火、渗碳氮化淬火或高频感应加热淬火。在200℃以下的回火温度下，对表面硬化处理后的半成品实施回火。根据需要对回火后的半成品实施喷丸硬化处理。通过以上工序来制造机械部件。
近年来，为了应对汽车的油耗改善及发动机的高输出化，机械部件正在轻制化、小型化。对机械部件施加的负荷比以往有所增大。因此，要求机械部件具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度(接触疲劳强度)及耐磨损性。
专利文献1中记载了Si：0.1％以下、P：0.01％以下的齿轮用钢。专利文献1中记载的齿轮用钢通过降低Si及P而具有高强度，韧性强，且可靠性提高。
专利文献2中记载了含有Cr：1.50～5.0％、进一步根据需要满足7.5％＞2.2×Si(％)+2.5×Mn(％)+Cr(％)+5.7×Mo(％)、且含有Si：0.40～1.0％的齿轮用钢。对于专利文献2中记载的齿轮用钢而言，通过具有这样的化学组成，可以具有优异的齿面强度。
专利文献3中公开了含有Si：0.35～3.0％以下、V：0.05～0.5％等的渗碳齿轮用钢。对于专利文献3中记载的渗碳齿轮用钢而言，通过具有这样的化学组成，可以具有高弯曲疲劳强度和高面疲劳强度。
专利文献4中公开了一种表面硬化钢，其为了抑制硫化物的粗大化而通过控制铸造时的凝固速度并使硫化物微细地分散，从而提高了切削性。
专利文献5中公开了含有Si：0.30～0.60％、Cr：1.60～2.00％、且限定了Cr含量和Mo含量的热锻用棒钢及线材。专利文献5中记载的热锻用棒钢及线材可兼顾疲劳强度及切削性。
专利文献6中公开了一种表面硬化钢，其通过严格控制合金元素而谋求提高塑性变形抵抗能力和晶界强度，从而使伴随大应变的低循环疲劳强度优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭60-21359号公报
专利文献2：日本特开平7-242994号公报
专利文献3：日本特开平7-126803号公报
专利文献4：日本专利第5114689号公报
专利文献5：日本专利第5561436号公报
专利文献6：日本特开平10-259450号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，专利文献1中记载的齿轮用钢未对面疲劳强度进行研究，因此有时面疲劳强度很低。另外，专利文献2中记载的齿轮用钢未对弯曲疲劳强度进行研究，因此有时弯曲疲劳强度很低。专利文献3中记载的渗碳齿轮用钢含有V，但V可提高热轧或热锻后的钢的硬度，因此有时热轧或热锻后的钢的切削性会降低。
另外，专利文献4中记载的表面硬化钢未对面疲劳强度及弯曲疲劳强度进行研究，可以认为有时两者均低。专利文献5中记载的热锻用棒钢通过限定Cr及Mo含量的总量而兼顾了高弯曲疲劳强度、面疲劳强度及切削性。但是，专利文献5中记载的热锻用棒钢未考虑到偏析，因此在大规模的批量生产时，存在切削性不足的隐患。专利文献中6记载的表面硬化钢仅提到了低循环疲劳强度提高，而未对弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性、切削性进行研究。
如上所述，专利文献1～专利文献6均未公开具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性、且具有优异的切削性的钢。
本发明是鉴于上述问题而完成的，本发明的课题在于提供一种具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性及切削性的热轧棒线材、部件及其制造方法。
用于解决课题的方法
目前已知通过调整Si、Cr及Mo含量等可得到渗碳或渗碳氮化后的弯曲/面疲劳强度优异的钢材。但是，通常无法高水平地兼顾相反的弯曲/面疲劳强度与切削性。因此，为了开发能够高水平地兼顾弯曲/面疲劳强度与切削性的热轧棒线材，反复进行了调查、研究，其结果是得到了下述见解。
(a)在Si含量高时，钢的面疲劳强度及耐磨损性提高。另外，在Cr含量及Mo含量高时，钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性提高。
(b)当提高Mo含量时，会在热轧或热锻后、或者在进一步进行了正火以后，除了促进铁素体组织、珠光体组织的生成以外，还促进贝氏体组织的生成，钢变硬，因此切削性降低。另外，即使在未添加Mo的情况下，当Cr含量过多时，同样会促进贝氏体组织的生成，切削性降低。
(c)由以上可知，对于热轧棒线材而言，为了获得优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性及切削性，优选除了限定Si、Cr及Mo的各自含量以外，还调整Cr含量及Mo含量的总量。具体而言，明确了在钢的化学组成满足下式(1)时，可获得优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性及切削性。式(1)中的各元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
1.70≤Cr+2×Mo≤2.10···(1)
(d)如上所述，对于热轧棒线材而言，为了提高切削性，需要抑制热锻后、或者进一步进行了正火后的贝氏体组织的生成。为了抑制贝氏体生成，优选调整作为能够提高淬火性的元素的Cr、Mo的含量。
(e)另一方面，在热轧棒线材的Mn的微观偏析大的情况下，存在切削性降低的倾向。即使调整了Cr、Mo含量，在大规模批量生产时，也会因Mn的微观偏析而使贝氏体生成量增加，存在切削性不足的隐患。
(f)在连续铸造时，Mn微观偏析于钢中，该微观偏析不会在轧制、锻造时消除，而是存在于钢中。通过Mn进行微观偏析，在热轧或热锻后、或者进一步进行了正火后，也会在钢中促进铁素体组织、珠光体组织的生成、并且促进贝氏体组织的生成而变硬，因此切削性降低。
(g)通过减少由钢水铸造成的铸片中的Mn的微观偏析，可抑制在热轧棒线材中由微观偏析引起的硬质贝氏体组织的生成，提高切削性。更具体而言，在铸片满足下式(2)时，热轧棒线材的切削性提高。需要说明的是，式(2)中的Mn是钢中的Mn的含量(质量％)，Mnmax是铸片的树枝状晶体的主臂的枝间Mn含有率。
Mnmax/Mn＜2.4···(2)
Mnmax可通过下面的方法来求出。从制造的连续铸造铸片的表层沿厚度方向采集宽度50mm×长度50mm×厚度8mm的试验片。将宽度50mm×长度50mm的表面设为“被检测面”。将试验片埋入树脂以后，对被检测面进行镜面抛光。
在Mn含有率的分布的测定中使用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)。利用EPMA进行测定时的射束直径设为1μm，在距铸片表面15mm的位置处，与表面平行地在50mm的范围内进行线分析。
通过基于EPMA的线分析，测定树枝状晶体的主臂间的Mn含有率的分布，将测定的Mn含有率的最大值作为树枝状晶体枝间的Mn含有率。式(2)定义为将通过线分析测得的树枝状晶体枝间的Mn含有率除以预先测得的铸片的Mn平均含有率而得到的值。
在式(2)为1.0的情况下，铸片的树枝状晶体主臂的树芯与枝间在Mn含有率上没有差异，表示无Mn偏析的理想状态。Mn偏析比越大，铸片的树枝状晶体主臂的树芯与枝间的Mn含有率之差越大，表示会生成大量硬质的贝氏体组织，切削性降低。
本发明的热轧棒线材是基于上述见解而完成的。以下，对本发明的热轧棒线材进行详细说明。以下构成化学组成的元素的含量的“％”表示“质量％”的意思。
(1)本发明涉及一种热轧棒线材，其具有如下化学组成：
以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.30～0.60％、
Mn：0.40～1.0％、
S：0.008～低于0.040％、
Cr：1.60～2.00％、
Mo：0～0.1％以下、
Al：0.025～0.05％、
N：0.010～0.025％、
Ti：0～0.003％、
Bi：0.0001～0.0050％，且
余量由Fe及杂质构成，杂质中的P及O分别为
P：0.025％以下、及
O：0.002％以下，
所述热轧棒线材的组织由铁素体、珠光体构成，或者由铁素体、珠光体、贝氏体构成，且满足式(1)，
1.70≤Cr+2×Mo≤2.10···(1)
其中，式(1)中的元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
(2)本发明涉及(1)所述的热轧棒线材，以质量％计，其含有Nb：0.08％以下来代替Fe的一部分。
(3)本发明涉及(1)或(2)所述的热轧棒线材，其含有选自Cu：0.40％以下及Ni：0.80％以下中的一种以上来代替所述Fe的一部分。
(4)本发明涉及一种部件，其是对(1)～(3)中任一项所述的热轧棒线材进行切削加工而得到的。
(5)本发明的制造方法涉及一种热轧棒线材的制造方法，该方法包括：通过连续铸造法或铸锭法来制造铸片，并对所述铸片进行热轧，所述铸片具有(1)～(3)中任一项所述的化学成分，且树枝状晶体的主臂的枝间Mn含有率Mnmax与钢中的Mn含有率之比(Mnmax/Mn)满足下式(2)，
Mnmax/Mn＜2.4···(2)
其中，式(2)中的Mn代入钢的Mn含量(质量％)，Mnmax表示铸片的树枝状晶体的主臂的枝间Mn含有率。
发明的效果
本发明的热轧棒线材具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性及切削性。
附图说明
图1是实施例中制作的辊点蚀(roller pitting)试验用的小辊试验片的侧视图。
图2是实施例中制作的带缺口的小野式旋转弯曲疲劳试验片的侧视图。
图3是示出实施例中的渗碳淬火条件的图。
图4是实施例中的辊点蚀试验用的大辊的主视图。
具体实施方式
以下，对本发明的热轧棒线材进一步详细地进行说明。
首先，对热轧棒线材的成分元素的含量进行说明。这里，成分的“％”为质量％。
(C：0.05～0.30％)
碳(C)可提高钢的拉伸强度及疲劳强度。另一方面，在C含量过多时，钢的切削性降低。因此，C含量为0.05～0.30％，优选的C含量为0.10～0.28％，进一步优选为0.15～0.25％。
(Si：0.30～0.60％)
硅(Si)可提高钢的淬火性。Si还可以提高钢的抗回火软化性。因此，Si可提高钢的面疲劳强度及耐磨损性。另一方面，在过剩地含有Si时，钢在热轧或热锻后的强度过度增高。其结果是钢的切削性下降。在过量地含有Si时，弯曲疲劳强度下降。因此，Si含量为0.30～0.60％，优选的Si含量的下限为高于0.30％，更优选为0.40％以上，进一步优选为0.45％以上，优选的Si含量的上限为低于0.60％，更优选为0.57％以下，进一步优选为0.55％以下。
(Mn：0.40～1.0％)
锰(Mn)可提高钢的淬火性，且可以提高钢的强度。因此，Mn可提高渗碳淬火或渗碳氮化淬火后的机械部件的芯部的强度。另一方面，在过量地含有Mn时，热轧或热锻后的钢的切削性下降。另外，Mn容易在树枝状晶体枝间偏析，由于偏析，易于生成硬质的贝氏体，切削性下降。因此，Mn含量为0.40～1.0％，优选的Mn含量的下限为超过0.50％，更优选为0.55％以上，进一步优选为0.60％以上，Mn含量的优选的上限为低于1.0％，更优选为0.95％以下，进一步优选为0.9％以下。
(S：0.008～低于0.040％)
硫(S)与Mn键合而形成MnS。MnS可提高钢的切削性。另一方面，在过量地含有S时，会形成粗大的MnS。粗大的MnS会降低钢的弯曲疲劳强度及面疲劳强度。因此，S含量为0.008～低于0.040％，优选的S含量的下限为超过0.008％，更优选为0.009％以上，进一步优选为0.010％以上，优选的S含量的上限为0.030％以下，更优选低于0.030％，进一步优选低于0.020％。
(Cr：1.60～2.00％)
铬(Cr)可提高钢的淬火性及钢的抗回火软化性。因此，Cr可提高钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性。另一方面，在过量地含有Cr时，可在热轧后、热锻后或正火后的钢中促进贝氏体的生成。因此，钢的切削性下降。因此，Cr含量为1.60～2.00％，优选的Cr含量的下限为超过1.60％，更优选为1.70％以上，进一步优选为1.80％以上，优选的Cr含量的上限为低于2.00％，更优选为1.95％以下，进一步优选为1.90％以下。
(Mo：0～0.10％(0.10％以下，包含0％))
可以不含有钼(Mo)，也可以含有。Mo可提高钢的淬火性及抗回火软化性。因此，Mo可提高钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性。另一方面，在过量地含有Mo时，可在热轧后、热锻后或正火后的钢中促进贝氏体生成。因此，钢的切削性下降。因此，Mo含量为0～0.10％，优选的Mo含量的下限为0.02％以上，优选的Mo含量的上限为低于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)可使钢脱氧。Al还与N键合而形成AlN。AlN可抑制由渗碳加热所导致的奥氏体晶粒的粗大化。另一方面，在过量地含有Al时，形成粗大的Al氧化物。粗大的Al氧化物会降低钢的弯曲疲劳强度。因此，Al含量为0.025～0.05％，优选的Al含量的下限为超过0.025％，更优选为0.027％以上，进一步优选为0.030％以上，优选的Al含量的上限为低于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键合而形成AlN或NbN。AlN或NbN可抑制由渗碳加热所导致的奥氏体晶粒的粗大化。另一方面，在过量地含有N时，难以在炼钢工序中稳定地制造。因此，N含量为0.010～0.025％，优选的N含量的下限为超过0.010％，更优选为0.012％以上，进一步优选为0.013％以上，优选的N含量的上限为低于0.025％，更优选为0.020％以下，进一步优选为0.018％以下。
(Ti：0～0.003％(0.003％以下，包含0％))
钛(Ti)与N键合而形成粗大的TiN。粗大的TiN会降低钢的疲劳强度。因此，Ti含量优选尽可能低。Ti含量为0～0.003％，优选的Ti含量的上限为低于0.003％，进一步优选为0.002％以下。
(Bi：0.0001％～低于0.0050％)
Bi(铋)在本发明中是重要的元素。微量的Bi成为凝固的孕育核，会减小凝固时的树枝状晶体臂间隔，具有使凝固组织微细化的作用。其结果是，减轻Mn等易偏析的元素的偏析，抑制由微观偏析引起的贝氏体组织的生成，提高切削性。为了获得凝固组织的微细化效果，需要将Bi的含有率设为0.0001％以上。但是，当Bi的含有率为0.0050％以上时，凝固组织的微细化效果饱和，且钢的热加工性变差，难以进行热轧。由此，在本发明中，将Bi含有率设为0.0001％以上且低于0.0050％。为了进一步提高切削性，优选将Bi含有率设为0.0010％以上。
(P：0.025％以下)
磷(P)是杂质。P会降低钢的疲劳强度、热加工性。因此，优选P含量越少越好。P含量为0.025％以下，优选的P含量为低于0.025％，进一步优选为0.020％以下。
(O(氧)：0.002％以下)
氧(O)与Al键合而形成氧化物类夹杂物。氧化物类夹杂物会降低钢的弯曲疲劳强度。因此，优选O含量尽可能低。O含量为0.002％以下，优选的O含量为低于0.002％，进一步优选为0.001％以下。在不引起炼钢工序的成本增高的范围内，优选尽量减少。
本实施方式的热轧棒线材的化学组成可以含有Nb来代替一部分Fe。
(Nb：0～0.08％、(0.08％以下，包含0))
铌(Nb)是选择元素。Nb与C、N键合而形成Nb碳化物、Nb氮化物或Nb碳氮化物。Nb碳化物、Nb氮化物及Nb碳氮化物与Al氮化物同样地可在渗碳加热时抑制奥氏体晶粒粗大化。在稍微含有Nb时，就可获得上述效果。另一方面，在过量地含有Nb时，Nb碳氮化物、Nb氮化物及Nb碳氮化物会粗大化。因此，无法在渗碳加热时抑制奥氏体晶粒的粗大化。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含量的上限为低于0.08％，进一步优选为0.05％以下。
本实施方式的热轧棒线材的化学组成的余量为Fe及杂质。这里所说的杂质是指从用作钢的原料的矿石、废钢、或者制造过程的环境等中混入的元素。在本实施方式中，杂质为例如铜(Cu)、镍(Ni)等。作为杂质的Cu及Ni含量与JIS G4053机械结构用合金钢钢材所规定的SCr钢及SCM钢中的Cu及Ni含量为同等程度，Cu含量为0.40％以下，Ni含量为0.80％以下。
(Ni：0～0.8％、(0.8％以下，包含0％))
镍(Ni)具有提高淬火性的效果，且是用于进一步提高疲劳强度的有效的元素，因此可以根据需要而含有。但是，在过量地含有Ni时，不仅由淬火性增高所带来的提高疲劳强度的效果饱和，而且在热轧后、热锻后或正火处理后容易在钢中生成贝氏体组织。因此，将含有时的Ni的量设为0.80％以下，含有时的Ni的量优选为0.60％以下。另外，为了稳定地获得提高Ni的淬火性增高所带来的提高疲劳强度的效果，含有时的Ni的量优选为0.10％以上。
(Cu：0～0.40％、(0.40％以下，包含0％))
铜(Cu)具有提高淬火性的效果，且是用于进一步提高疲劳强度的有效的元素，因此可以根据需要而含有。但是，在过量地含有Cu时，热轧性及热加工性的下降变得明显。因此，将含有时的Cu的量设为0.40％以下。另外，含有时的Cu的量优选为0.30％以下，优选的Cu含量的下限为0.1％以上。
[关于式(1)]
进而，在本发明实施方式的热轧棒线材的化学组成中，由式(1)所定义的F1为1.70～2.10。
F1＝Cr+2×Mo···(1)
这里，式F1中的元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
如上所述，Cr及Mo均可提高钢的淬火性及抗回火软化性，可提高面疲劳强度及耐磨损性。另外，Cr及Mo可提高钢的弯曲疲劳强度。将Mo和Cr进行比较，Mo能以Cr的一半含量实现与Cr同等程度的效果(弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性的提高)。因此，定义为F1＝Cr+2×Mo。F1中的各元素符号代入对应元素(Cr及Mo)的含量(质量％)。
在F1低于1.70时，钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性中的至少一种以上降低。另一方面，在F1超过2.10时，可在热轧后、热锻后或正火后的钢中促进贝氏体的生成。因此，钢的切削性下降。在F1为1.70～2.10时，既能够抑制钢的切削性下降，又能够提高钢的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及耐磨损性。F1的优选的下限为1.80以上，F1的优选的上限为低于2.00。
[关于式(2)]
对于通过热轧来制造本发明的热轧棒线材时所使用的钢铸片而言，当Mn发生微观偏析时，会助长在热轧后的钢组织中生成硬质的贝氏体组织，切削性下降。因此，优选在钢铸片中抑制Mn的微观偏析。即使满足式(1)，如果Mn的微观偏析增大，则硬质的贝氏体组织的量也增加，切削性下降。
因此，在满足式(2)时，Mn的微观偏析减小，硬质的贝氏体组织的生成受到抑制，切削性提高。
Mnmax/Mn＜2.4···(2)
将式(2)的左边定义为F2＝Mnmax/Mn。在F2的值不满足式(2)的情况下，如果Mn的微观偏析大，则在钢材中硬质的贝氏体组织的量会增加，切削性下降。总之，即使F1的值满足式(1)，如果F2的值不满足式(2)，则也会助长由Mn的微观偏析所引起的硬质的贝氏体组织的生成，使切削性不满足目标值。
[微观组织]
在热轧棒线材的组织(相)包含马氏体的情况下，马氏体为硬质，会引起延展性降低，在矫直、运送热轧棒钢或线材时，容易产生裂纹。因此，本发明的热轧棒线材设为铁素体、珠光体组织或铁素体、珠光体、贝氏体组织。
[制造方法]
对本发明的一个实施方式的热轧棒线材的制造方法进行说明。
[连续铸造工序]
制造满足上述化学组成，且树枝状晶体的主臂的枝间Mn含有率Mnmax与钢中的Mn含有率之比(Mnmax/Mn)满足式(2)的铸片。可以通过连续铸造法将具有上述化学组成的钢制成铸片，还可以通过铸锭法制成锭(钢锭)。铸造条件为，例如使用220×220mm见方的铸模，将浇口盘(tundish)内的钢水的过热设为10～50℃，将浇铸速度设为1.0～1.5m/分。
另外，为了抑制在铸造工序中产生的Mn偏析，在对具有上述化学组成的钢水进行铸造时，优选将距铸片表面15mm深度的从液相线温度至固相线温度的温度范围内的平均冷却速度设为100℃/分以上且500℃/分以下。对于距铸片表面15mm深度的从液相线温度至固相线温度的温度范围内的平均冷却速度而言，可以用苦味酸对得到的铸片的截面进行蚀刻，测定距铸片表面15mm深度的位置的树枝状晶体主臂间隔λ(μm)，基于下式，根据该值求出钢水在从液相线温度到固相线温度的温度范围内的平均冷却速度A(℃/分)。
λ＝710×A-0.39
由于上述温度范围的平均冷却速度低于100℃/分时，凝固过慢，因此树枝状晶体枝间扩大，Mn偏析，过度生成由微观偏析导致的贝氏体组织，切削性下降。另一方面，在平均冷却速度为500℃/分以上时，凝固组织变得不均匀，存在因不均匀组织而产生裂纹的隐患。
从液相线温度至固相线温度的温度范围是指从凝固开始至凝固结束的温度范围。因此，该温度范围的平均冷却温度是指铸片的平均凝固速度的意思。上述的平均冷却速度例如可以通过将铸模截面的大小、浇铸速度等控制为适当的值、或者在浇铸后立即增大用于水冷的冷却水量等方法来实现。这些均可以应用于连续铸造法及铸锭法。
接下来，将制造的铸片装入加热炉内，在1250～1300℃的加热温度下加热10小时以上，然后进行开坯轧制，制造钢坯。需要说明的是，上述的加热温度是指炉内的平均温度，加热时间是指在炉内的时间。
将由此得到的钢坯装入加热炉内，在1250～1300℃的加热温度下加热1.5小时以上，然后将精轧温度设为900～1100℃进行热轧。在进行了精轧后，在大气中，在冷却速度为自然冷却以下的条件下进行冷却。
在进行了精轧后，也可以在冷却速度为上述自然冷却以下的条件下冷却至室温，但为了提高生产率，在达到600℃的时刻，优选利用空冷、喷雾冷却及水冷等适当的方法进行冷却。
需要说明的是，上述的加热温度及加热时间也分别是指炉内的平均温度及在炉内的时间。另外，热轧的精轧温度是指具备多个机架的轧机的最终机架出口处的棒线材的表面温度。进行了精轧后的冷却速度是指棒线材的表面的冷却速度。
在通过热轧从钢片加工成热轧棒线材时，优选将以下式(3)所示的截面收缩率(RD)设为87.5％以上。
RD＝{1-(棒钢或线材的截面积/钢片的截面积)}×100···(3)
需要说明的是，上述的截面积是指相对于长度方向垂直的截面的面积，即横截面的面积。
由此，可以制造本实施方式的热轧棒线材。
另外，根据需要，对热轧棒线材进行正火，进而进行表面效果处理，并利用机械加工将表面硬化处理后的半成品切削成给定的形状，由此制造由热轧棒线材构成的部件。
实施例
在270ton转炉中熔炼具有表1所示的化学组成的钢1～35，利用连续铸造机实施连续铸造，制造了220×220mm见方的铸片。需要说明的是，在连续铸造的凝固过程中的阶段，实施压下。铸造条件为，使用220×220mm见方的铸模，将浇口盘内的钢水的过热设为10～50℃，将浇铸速度设为1.0～1.5m/分。另外，在连续铸造中，距铸片表面15mm深度位置的从液相线温度至固相线温度的温度范围内的平均冷却速度的变更通过变更铸模的冷却水量来进行。
表1的钢1～15是具有本发明给定的化学组成的钢。钢16～35是化学组成脱离了本发明给定的条件的比较例的钢、平均冷却速度脱离了优选范围的比较例的钢、或者F1的值或F2的值脱离了优选范围的比较例的钢。需要说明的是，表1中的数值的下划线表示本实施方式的热锻用轧制棒线材的范围以外。
以通过连续铸造而得到的铸片作为原材料，进行开坯轧制及热轧，进行棒钢(热轧棒线材)的试制。在本实施例中，为了采集Mnmax测定用的试验片，将铸片暂时冷却至室温。
然后，将各符号的铸片在1250℃下加热2小时。对加热后的铸片进行热轧，制造了直径35mm的多个圆棒。在热轧后，于大气中将圆棒自然冷却。如上所述，制造了各种热轧棒线材。
需要说明的是，在开坯轧制中，将制造的铸片装入加热炉内，在1250～1300℃的加热温度下加热了10小时以上，然后进行开坯轧制。另外，在热轧中，将开坯轧制后的钢片装入加热炉内，在1250～1300℃的加热温度下加热了1.5小时以上，然后将精轧温度设为900～1100℃进行热轧。精轧后，在大气中、于冷却速度为自然冷却以下的条件下进行冷却。从钢片至热轧的截面收缩率(RD)设为87.5％以上。
另外，通过肉眼观察来判定有无发生铸造时的表面裂纹，记载于表1。
[Mnmax的测定方法]
Mnmax用以下的方法求出。从制造的铸片的表层沿厚度方向采集宽度50mm×长度50mm×厚度8mm的试验片，将宽度50mm×长度50mm的表面作为“被检测面”。在将试验片埋入树脂后，对被检测面进行了镜面抛光。在Mn含有率的分布的测定中使用了EPMA。利用EPMA进行测定时的射束直径设为1μm，在距铸片表面15mm的位置处，与表面平行地在50mm的范围进行了线分析。通过基于EPMA的线分析，测定了树枝状晶体的主臂间的Mn含有率的分布，将测得的Mn含有率的最大值作为树枝状晶体枝间的Mn含有率(Mnmax)。然后，将通过线分析测得的树枝状晶体枝间的Mn含有率除以铸片的Mn平均含有率而得到的值作为F2值。
[微观组织观察方法]
对于直径35mm的各棒钢，在切下了垂直于长度方向且包含中心部的截面(横截面)后，进行镜面抛光，使用光学显微镜，以倍率400倍，从除了表层的脱碳层以外的区域起对用硝酸乙醇腐蚀液进行了腐食的试验片随机地观察各15个视场，进行了组织调查。需要说明的是，各视场的大小为250μm×250μm。
[面疲劳强度试验片及弯曲疲劳强度试验片的制作]
对各钢号的直径35mm的圆棒进行机械加工，制作了图1所示的辊点蚀(rollerpitting)小辊试验片(以下，简称为小辊试验片)和图2所示的带缺口的小野式旋转弯曲疲劳试验片(图1及图2的图中的尺寸单位均为mm)。图1所示的小辊试验片在中央具备试验部(直径26mm、宽度28mm的圆柱部)。
使用气体渗碳炉，在图3所示的条件下，对制作的各试验片实施了渗碳淬火。在淬火后，于150℃下实施了1.5小时的回火。为了消除热处理应变，对小辊试验片及小野式旋转弯曲疲劳试验片实施了夹持部的精轧加工。
[面疲劳强度试验]
在辊点蚀试验中，将上述的小辊试验片与图4所示的形状的大辊(图中的尺寸单位为mm)组合。图4所示的大辊由满足JIS标准SCM420(钢号17)的标准的钢制成，通过通常的制造工序制作，即通过正火、试验片加工、利用气体渗碳炉进行的共析渗碳、低温回火及抛光的工序来制作。
在表2所示的条件下进行了使用小辊试验片和大辊的辊点蚀试验。
如表2所示，将小辊试验片的转速设为1000rpm，将滑移率设为-40％，将试验中的大辊与小辊试验片的接触面压设为4000MPa，将重复次数设为2.0×107次。将大辊的旋转速度设为V1(m/秒)、并将小辊试验片的旋转速度设为V2(m/秒)时，滑移率(％)通过下式来求出。
滑移率＝(V2-V1)/V2×100
试验中，在油温90℃的条件下，从与旋转方向相反的方向，向大辊与小辊试验片的接触部分(试验部的表面)喷吹润滑剂(市售的自动变速器用油)。在以上的条件下，实施了辊点蚀试验，评价了面疲劳强度。
对于各钢号，辊点蚀试验的试验数均设为6次。在试验后，制作了以面压为纵轴、以发生了点蚀为止的重复次数作为横轴的S-N线图。在重复次数2.0×107为止未发生点蚀的情况中，将最高的面压定义为该钢号的面疲劳强度。需要说明的是，在小辊试验片的表面的已损伤的部位中，将最大的已损伤的部位的面积达到1mm2以上的情况定义为发生了点蚀。
将通过试验得到的面疲劳强度示于表3。在表3中的面疲劳强度中，将作为通用钢种的通常的钢号16的面疲劳强度作为基准值(100％)，所述钢号16是对满足JIS标准SCr420H的标准的钢16进行了渗碳而得到的。然后，用相对于基准值之比(％)来表示各试验号的面疲劳强度。如果面疲劳强度为120％以上，则判断为获得了优异的面疲劳强度。
[耐磨损性评价]
在辊点蚀试验中，测定了重复次数为1.0×106次的小辊试验片的试验部的磨损量。具体而言，基于JIS B0601(2001)求出了最大高度粗糙度(Rz)。Rz值越小，表示耐磨损性越高。在磨损量的测定中使用了粗糙度测量仪。将磨损量示于表3。在表3中的磨损量中，将钢号16的磨损量作为基准值(100％)。然后，用相对于基准值之比(％)来表示各钢号的磨损量。如果磨损量为80％以下，则判断为获得了优异的耐磨损性。
[弯曲疲劳强度试验]
弯曲疲劳强度通过小野式旋转弯曲疲劳试验来求出。小野式旋转弯曲疲劳试验中的试验数设为每个钢号8个。试验时的转速设为3000rpm，其它按照通常方法进行了试验。在重复次数1.0×104次及1.0×107次为止未断裂的情况中，将最高的应力分别定义为中循环及高循环旋转弯曲疲劳强度。
将中循环及高循环的弯曲疲劳强度示于表3。在中循环及高循环的弯曲疲劳强度中，将作为通用钢种的通常的钢号16的中循环及高循环的弯曲疲劳强度作为基准值(100％)，所述钢号16是对满足JIS标准SCr420H的标准的钢16进行了渗碳而得到的。然后，用相对于基准值之比(％)来表示各钢号的中循环及高循环的弯曲疲劳强度。如果在中循环及高循环中弯曲疲劳强度均为115％以上，则判断为获得了优异的弯曲疲劳强度。
[切削试验]
实施切削试验，评价了切削性。通过以下方法得到了切削试验片。在1250℃的加热温度下，将各钢号的直径70mm的棒钢加热30分钟。在950℃以上的精轧温度下对加热后的棒钢进行热锻，得到了直径60mm的圆棒。通过机械加工，由该圆棒得到了直径55mm、长度450mm的切削试验片。使用切削试验片，在下述的条件下进行了切削试验。
切削试验(车削)
刀头：母材材质超硬P20种等级，无涂层
条件：圆周速度200m/分、进给量0.30mm/rev、进刀量1.5mm、使用水溶性切削油
测定项目：切削时间10分钟后刀具的后隙面的主切削刃磨损量
将得到的主切削刃磨损量示于表3。在表3中，将作为通用钢种的通常的满足JIS标准SCM420H的标准的钢号17的主切削刃磨损量作为基准值(100％)。然后，用相对于基准值之比(％)来表示各钢号的主切削刃磨损量。如果主切削刃磨损量为钢号16的主切削刃磨损量以下、即70％以下，则判断为获得了优异的切削性。
将平均冷却速度、F2值、有无发生铸造时的裂纹、微观组织、中循环弯曲疲劳强度、高循环弯曲疲劳强度、面疲劳强度、磨损量及主切削刃磨损量示于表3。
这里，表3中的下划线表示不满足本发明的式(2)的条件及目标。
表2
表3
中循环弯曲疲劳强度、高循环弯曲疲劳强度、面疲劳强度及磨损量是将钢号16的JIS-SCr420的值作为100而进行了标准化的值。
主切削刃磨损量是将JIS-SCM420的值作为100而进行了标准化的值。
_表示脱离了本发明所限定的条件的情况。
在中循环弯曲疲劳强度中，表示115以下(标准化)的情况。
在高循环弯曲疲劳强度中，表示115以下(标准化)的情况。
在面疲劳强度中，表示120以下(标准化)的情况。
在磨损量中，表示超过80(标准化)的情况。
在主切削刃磨损量中，表示70以上(标准化)的情况。
参照表1及表3，钢1～15的钢的化学组成为本实施方式的热锻用轧制棒钢或线材的化学组成的范围内，且满足式(1)及式(2)。其结果是，钢1～15具有优异的弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性及切削性。
如表3所示，钢16是JIS规定的SCR420，Si、Cr量、F1及F2值脱离了本发明的范围，钢17是JIS规定的SCM420，Si、Cr、Mo量及F2值脱离了本发明的范围，无法全部获得目标的弯曲疲劳强度、面疲劳强度及切削性。
钢18超过了本实施方式的热轧棒线材的Mn含量及Mo含量的上限。Mo含量多，弯曲疲劳强度及面疲劳强度为限定以上。但是，F1值超过了式(1)的上限，而且过量地含有Mn，因此大量生成硬质的贝氏体，切削性下降。
钢19超过了本实施方式的热轧棒线材的Mo含量的上限，且为Al含量的下限以下。Al含量少，奥氏体晶粒粗大化，但Mo含量过量，避免了弯曲疲劳强度的下降。然而，F1值超过了式(1)的上限，切削性降低。
钢20低于本实施方式的热轧棒线材的Cr含量，且超过了Mn含量及Mo含量的上限。钢20的Mo含量多，弯曲疲劳强度及面疲劳强度为限定以上。然而，F1值超过了式(1)的上限，而且过量地含有Mn，因此大量生成硬质的贝氏体，切削性降低。钢21超过了本实施方式的热轧棒线材的Cr含量的上限。因此，F1值超过了式(1)的上限，切削性降低。
钢22为本实施方式的热轧棒线材的化学成分范围内。然而，钢22的F1值低于式(1)的下限，疲劳强度降低。
钢23为本实施方式的热轧棒线材的Cr含量的下限以下，且超过了Mn含量及Mo含量的上限。不管是否过量地含有Mo，Cr含量均为下限以下，F1值低于式(1)的下限。因此，其结果是弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低。
钢24为本实施方式的热轧棒线材的Si含量的下限以下，且Mn含量超过了上限。其结果是，钢24的面疲劳强度降低，切削性也降低。
钢25超过了本实施方式的热轧棒线材的Si含量及Mn含量的上限。其结果是钢25的切削性降低。
钢26超过了本实施方式的热轧棒线材的Si含量、Mo含量及Mn含量的上限，且为Al含量的下限以下。Al含量少，奥氏体晶粒粗大化，但Mo含量过量，避免了弯曲疲劳强度的下降。然而，F1值超过式(1)的上限，切削性降低。
钢27及钢28不含有Bi。除Bi含量以外为本实施方式的热轧棒线材的化学成分范围内，且满足式(1)。然而，超过了式(2)的上限。其结果是切削性降低。具体而言可以推测，由于不含有Bi，因此Mn的微观偏析大，生成硬质的贝氏体，切削性下降。
钢29为本实施方式的热轧棒线材的Mn含量的下限以下。其结果是，弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低。可以认为，由于Mn含量少，因此芯部强度不足，弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低。
钢30超过了本实施方式的热轧棒线材的Mn含量的上限。其结果是，弯曲疲劳强度、面疲劳强度、耐磨损性及切削性降低。可以认为，由于过量地含有Mn，因此渗碳异常层的深度增大，弯曲疲劳强度及面疲劳强度降低，而且由于过量地含有Mn，因此大量生成硬质的贝氏体，切削性降低。
钢31是Bi的含量高于本发明限定范围的例子。因此，热加工性降低，在铸造时产生了裂纹。
钢32为本实施方式的热轧棒线材的化学成分范围内。然而，由于F1值超过了式(1)的上限，因此切削性降低。
钢33为本实施方式的热轧棒线材的化学成分范围内。然而，平均冷却速度为希望的上限值以上，凝固组织变得不均匀，存在发生因不均匀组织而导致的裂纹的隐患。因此，热加工性下降，产生了裂纹。
钢34为本实施方式的热轧棒线材的化学成分范围内。然而，平均冷却速度低于下限，凝固过慢，因此树枝状晶体枝间扩大，Mn偏析，其结果是，F2值超过式(2)的上限，切削性降低。
钢35超过了本实施方式的热轧棒线材的Al含量的上限。其结果是，生成粗大的Al氧化物，弯曲疲劳强度降低。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但上述的实施方式仅是为了实施本发明的示例。因此，本发明并不限于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内，可将上述的实施方式适当变形来实施。

Claims (5)

1.一种热轧棒线材，其具有如下化学组成：
以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.30～0.60％、
Mn：0.40～1.0％、
S：0.008～低于0.040％、
Cr：1.60～2.00％、
Mo：0～0.1％以下、
Al：0.025～0.05％、
N：0.010～0.025％、
Ti：0～0.003％、
Bi：0.0001～0.0050％，且
余量由Fe及杂质构成，杂质中的P及O分别为
P：0.025％以下、及
O：0.002％以下，
所述热轧棒线材的组织由铁素体、珠光体构成，或者由铁素体、珠光体、贝氏体构成，且满足式(1)，
1.70≤Cr+2×Mo≤2.10…(1)
其中，式(1)中的元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的热轧棒线材，以质量％计，其含有Nb：0.08％以下来代替Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的热轧棒线材，其含有选自Cu：0.40％以下及Ni：0.80％以下中的一种以上来代替所述Fe的一部分。
4.一种部件，其是对权利要求1～3中任一项所述的热轧棒线材进行切削加工而得到的。
5.一种热轧棒线材的制造方法，该方法包括：通过连续铸造法或铸锭法来制造铸片，并对所述铸片进行热轧，所述铸片具有权利要求1～3中任一项所述的化学成分，且树枝状晶体的主臂的枝间Mn含有率Mnmax与钢中的Mn含有率之比(Mnmax/Mn)满足下式(2)，
Mnmax/Mn＜2.4…(2)
其中，式(2)中的Mn代入钢的Mn含量(质量％)，Mnmax表示铸片的树枝状晶体的主臂的枝间Mn含有率。
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