CN108368581A - 锻造用钢和大型钢锻品 - Google Patents

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Abstract

本发明的锻造用钢，其特征在于，具有如下组成：各自规定量的C元素、Si元素、Mn元素、Cu元素、Ni元素、Cr元素、Mo元素、V元素、N元素、Al元素、S元素及O原子、以及余量是Fe和不可避免的杂质，金属组织是贝氏体组织，平均板条宽度在3.0μm以下，满足下式(1)和(2)。1.15≥C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≥0.89…(1)0.53≥C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10≥0.40…(2)。

Description

锻造用钢和大型钢锻品
技术领域
本发明涉及锻造用钢和使用了它的大型钢锻品。
背景技术
作为船舶用驱动源的传动构件所使用的曲轴、中间轴、推进轴、连杆、舵杆、挂舵臂等的大型钢锻品中使用有锻造用钢。为了实现发电用、船舶用内燃机的输出功率提高和小型化，用于这些大型钢锻品的锻造用钢，需要其有高强度、高韧性、耐久性以及提高生产率。
作为强度和韧性高的锻造用钢，提出有对其元素组成等进行了研究的锻造用钢(参照专利文献1～3)。
在这样的大型钢锻品中，为了提高强度和韧性，一般会进行退火或淬火，其后进行回火。在此热处理中，一般会由于内部与表面的冷却速度的差异而导致材质偏差发生。特别是在船舶用驱动源的传动构件的大型钢锻品中，例如，如果是大型曲拐，则要达到全长3500mm，腹板宽2000mm并需要相应厚壁的锻造用钢。在制造这样厚壁的锻造用钢时，冷却速度容易在锻造用钢的厚度方向和各锻造用钢间产生差异。
像这样在锻造用钢的强度高并且组织不均匀的情况下，有可能在锻造用钢内发生强度的差别，由于振动和变形而导致耐久性。因此，在现有的锻造用钢中，存在的问题是，难以使强度和韧性与材质偏差的减小并立。另外，现有的锻造用钢，因为轴颈开孔加工的气割过于费时，所以有生产率降低的问题。
本发明基于上述这样的情况而做，其目的在于，提供一种强度、韧性和耐久性优异，并且气割性优异的锻造用钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002－241892号公报
专利文献2：日本特开2004－211206号公报
专利文献3：日本特开2005－344149号公报
发明内容
即，本发明的一个方面的锻造用钢，其特征在于，具有如下组成，
C：0.20质量％以上且0.35质量％以下，
Si：0质量％以上且0.5质量％以下，
Mn：0.50质量％以上且2.70质量％以下，
Cu：0质量％以上且1质量％以下，
Ni：0质量％以上且2.00质量％以下，
Cr：1.00质量％以上且2.50质量％以下，
Mo：0.10质量％以上且0.55质量％以下，
V：0质量％以上且0.20质量％以下，
N：30质量ppm以上且100质量ppm以下，
Al：0质量％以上且0.050质量％以下，
S：0质量％以上且0.020质量％以下，
O：高于0质量ppm且50质量ppm以下，以及
余量：Fe和不可避免的杂质，
金属组织是贝氏体组织，并且，平均板条宽度为3.0μm以下，
满足下式(1)和(2)。
1.15≥C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≥0.89…(1)
0.53≥C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10≥0.40…(2)
本发明的锻造用钢和高强度锻钢，强度和韧性以及耐久性优异。
具体实施方式
本发明者进行锐意研究的结果得知，所制造的锻造用钢的组织中，有难以因冷却速度而发生不同的元素组成存在。即，发明者对于元素组成不同的许多锻造用钢进行分析时发现，在作为冷却速度依存性少的元素组成的基础上，通过使平均板条宽度成为预期的形态，则气割性提高，从而完成了本发明。
即，为了解决上述课题而做的本发明的锻造用钢，其特征在于，具有如下组成，
C：0.20质量％以上且0.35质量％以下，
Si：0质量％以上且0.5质量％以下，
Mn：0.50质量％以上且2.70质量％以下，
Cu：0质量％以上且1质量％以下，
Ni：0质量％以上且2.00质量％以下，
Cr：1.00质量％以上且2.50质量％以下，
Mo：0.10质量％以上且0.55质量％以下，
V：0质量％以上且0.20质量％以下，
N：30质量ppm以上且100质量ppm以下，
Al：0质量％以上且0.050质量％以下，
S：0质量％以上且0.020质量％以下，
O：高于0质量ppm且50质量ppm以下，以及
余量：Fe和不可避免的杂质，
金属组织是贝氏体组织，并且，平均板条宽度为3.0μm以下，
满足下式(1)和(2)。
1.15≥C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≥0.89…(1)
0.53≥C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10≥0.40…(2)
通过具有上述构成，因为本实施方式的锻造用钢有3.0μm以下的平均板条宽度，所以气割性提高。而且，本实施方式的锻造用钢，因其金属组织以贝氏体组织为主体，所以强度优异，此外韧性以及耐久性也优异。该锻造用钢的金属组织，制造时主要相变成贝氏体组织，在此相变时，满足上述式(1)和(2)，从而能够减少锻造用钢的材质偏差。目前，其机理尚不明确，但考虑是满足上式(1)能够抑制高冷却速度下的相变开始温度的低温化，满足上式(2)则能够抑制低冷却速度下的相变开始温度的高温化。由此，因冷却速度的差异造成的锻造用钢的材质偏差得到抑制，因材质偏差引起的锻造用钢内的强度差难以发生。因此，本实施方式的锻造用钢，气割性优异，并且强度、韧性及耐久性也优异。
[锻造用钢]
以下，对于本发明的锻造用钢的实施方式进行说明。
＜金属组织＞
本实施方式的锻造用钢，其金属组织是贝氏体组织。如此通过金属组织为贝氏体组织，该锻造用钢强度优异。
还有，所谓金属组织是贝氏体组织，是指贝氏体组织的面积分率相对于全部组织占90面积％以上。上述下限优选为99面积％。另外，作为贝氏体组织的面积分率的测量方法，能够通过如下方式进行，用光学显微镜对于实施过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的钢锻品用高强度钢的截面拍摄照片，目视该显微镜照片，从而分为贝氏体组织和其以外的金属组织，求得其面积比。
本实施方式的锻造用钢的平均板条宽度为3μm以下。该平均板条宽度的上限更优选为2.5μm。平均板条宽度的下限没有特别限定，例如能够为1μm。平均板条宽度，是使用从距锻造用钢的表层1/4厚的部位提取的试样，以倍率：1,000倍进行扫描型显微镜(SEM)观察，以3个视野的平均值作为平均板条宽度。还有，所谓距表层1/4厚的部位，意思是例如本实施方式的高强度锻造用钢是横截面方形的板状时，就是从表面到该锻造用钢的厚度的1/4的深度的部位。
本实施方式的锻造用钢的平均板条块宽度为50μm以下。该平均板条块宽度的上限优选为40μm，更优选为30μm。平均板条块宽度的下限没有特别限定，例如能够为1μm，优选为10μm。平均板条块宽度，是使用从距锻造用钢的表层1/4厚的部位提取的试样，由以下的步骤决定。首先，作为前处理，对试验片用砂纸实施湿法研磨以及用金刚石磨膏(粒子尺寸3μm)实施抛光后，用铬酸·冰醋酸实施电解研磨加工成镜面。其次，对于用进行过该前处理的试料和SEM所得到的电子背散射衍射花样(Electron BackScatter diffraction Pattern：EBSP)进行分析，由此决定贝氏体铁素体的结晶取向。试料的结晶取向的测量，使用具备TSL社制的OIM测量装置的日立制作所制S3100扫描电子显微镜或日本电子制JSM－6500F场发射操作电子显微镜，以加速电压15kV或25kV进行。作为测量用软件，使用TSL社制测量用软件“OIM Data Cllection 3.0”和“OIM Data Collection 3.5”。接着，由TSL社制分析用软件“OIM Analysis 3”进行分析，制成结晶取向映射。最后，在结晶取向映射上与板条截面的纵长方向垂直地画线，数出与具有15°以上的取向差的边界的交点的数量，将此平均切片长度作为平均板条块宽度。
＜组成＞
本实施方式的锻造用钢具有如下组成，
C(碳)：0.20质量％以上且0.35质量％以下，
Si(硅)：0质量％以上且0.5质量％以下，
Mn(锰)：0.50质量％以上且2.70质量％以下，
Cu(铜)：0质量％以上且1质量％以下，
Ni(镍)：0质量％以上且2.00质量％以下，
Cr(铬)：1.00质量％以上且2.50质量％以下，
Mo(钼)：0.10质量％以上且0.55质量％以下，
V(钒)：0质量％以上且0.20质量％以下，
N(氮)：30质量ppm以上且100质量ppm以下，
Al(铝)：0质量％以上且0.050质量％以下，
S(硫)：0质量％以上且0.020质量％以下，
O(氧)：高于0质量ppm且50质量ppm以下，以及
余量：Fe和不可避免的杂质。
(C元素的含量)
C元素是提高淬火性并且有助于强度提高的元素。在本实施方式的锻造用钢中，C元素的含量的下限为0.20质量％。作为该C元素的含量的下限，优选为0.25质量％。另外，C元素的含量的上限为0.35质量％，作为其上限优选为0.32质量％。C元素的含量低于上述下限时，有可能无法确保锻造用钢的充分的强度和淬火性。另一方面，C元素的含量高于上述上限时，锻造用钢的韧性有可能降低、或因为C的逆V形偏析被助长，所以锻造用钢的被切削性有可能降低。
(Si元素的含量)
Si元素作为脱氧元素是有助于氧量降低的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的Si元素的含量的下限为0质量％，也可以不包含Si。另外，Si元素的含量的上限为0.5质量％，作为其上限优选为0.3质量％，更优选为0.2质量％。Si元素的含量高于上述上限时，Si元素的逆V形偏析被助长，因此锻造用钢的韧性和抗氢裂纹性有可能降低。
(Mn元素的含量)
Mn元素是提高淬火性并有助于强度提高的元素。本实施方式的锻造用钢中的Mn元素的含量的下限为0.50质量％。另外，Mn元素的含有率的上限为2.70质量％，作为其上限优选为2.50质量％，更优选为1.50质量％。Mn元素的含量低于上述下限时，锻造用钢的充分的强度和淬火性有可能无法确保、有可能无法充分抑制结晶粒度的偏差。另一方面，Mn元素的含量高于上述上限时，Mn元素的逆V形偏析被助长，锻造用钢的韧性和抗氢裂纹性有可能降低。
(Cu元素的含量)
Cu元素是有助于韧性提高的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的Cu元素的含量的下限为0质量％，也可以不包含Cu元素。本实施方式的锻造用钢中的Cu元素的含量的上限为1质量％，作为其上限优选为0.5质量％。另一方面，Cu元素的含量高于上述上限时，制造成本有可能增大以及热裂纹有可能发生。
(Ni元素的含量)
Ni元素是有助于强度和韧性提高的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的Ni元素的含量的下限为0质量％，Ni元素也可以不必包含。另外，本实施方式的锻造用钢中的Ni元素的含量的上限为2.00质量％，作为其上限优选为1.00质量％，更优选为0.80质量％。Ni元素的含量高于上述上限时，Ni元素的逆V形偏析被助长，因此锻造用钢的韧性有可能降低。
(Cr元素的含量)
Cr元素是提高淬火性并有助于韧性提高的元素。本实施方式的锻造用钢中的Cr元素的含量的下限为1.00质量％。另外，本实施方式的锻造用钢中的Cr含量的上限为2.50质量％，作为其上限，优选为2.00质量％，更优选为1.60质量％。本实施方式的锻造用钢中的Cr元素的含量低于上述下限时，锻造用钢的充分的韧性和淬火性有可能无法确保。另一方面，Cr元素的含量高于上述上限时，Cr元素的逆V形偏析被助长，因此锻造用钢的被切削性有可能降低。
(Mo元素的含量)
Mo元素是有助于淬火性、强度和韧性提高的元素。本实施方式的锻造用钢中的Mo元素的含量的下限为0.10质量％，作为其下限，优选为0.30质量％。另外，本实施方式的锻造用钢中的Mo元素的含量的上限为0.55质量％，作为其上限优选为0.5质量％。Mo元素的含量低于上述下限时，锻造用钢的充分的淬火性、强度和韧性有可能无法确保。另一方面，Mo元素的含量高于上述上限时，Mo元素的微观偏析和重量偏析被助长，因此锻造用钢的韧性有可能降低。
(V元素的含量)
V元素是提高淬火性并有助于强度提高的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的V含量的下限为0质量％，作为其下限优选为0.04质量％，更优选为0.08质量％。另外，本实施方式的锻造用钢中的V元素的含量的上限为0.20质量％，作为其上限优选为0.15质量％。V元素的含量高于上述上限时，由于V的平衡分配系数的低下而导致微观偏析被助长，因此锻造用钢的韧性有可能降低。
(N元素的含量)
N元素形成氮化物而使晶粒细粒化，是有助于韧性确保的元素。本实施方式的锻造用钢中的N元素的含量的下限为30质量ppm。另外，本实施方式的锻造用钢中的N元素的含量的上限为100质量ppm，作为其上限优选为80质量ppm，更优选为60质量ppm。N元素的含量低于上述下限时，有可能无法确保锻造用钢的韧性。另一方面，N元素的含量高于上述上限时，作为固溶N带来应变时效，有可能使锻造用钢的韧性降低。
(Al元素的含量)
Al元素作为脱氧元素是有助于氧量减少的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的Al元素的含量的下限为0质量％，Al元素也可以不必包含。本实施方式的锻造用钢中的Al元素的含量的下限，优选为0.010质量％，更优选为0.015质量％。另外，本实施方式的锻造用钢中的Al元素的含量的上限为0.050质量％。Al元素的含量为0.010质量％以上或0.015质量％以上，由此可以使锻造用钢的充足的氧量降低。反之，Al元素的含量高于上述上限时，则招致氧化物的粗大化，锻造用钢的韧性有可能降低。
(O原子的含量)
O原子在本实施方式的锻造用钢中作为氧化物存在，O原子的含量不能达到0质量％。因此，本实施方式的锻造用钢的O原子的含量的下限高于0质量％。另一方面，本实施方式的锻造用钢中的O原子的含量的上限为30质量ppm，作为其上限优选为15质量ppm，更优选为10质量ppm。O原子的含量高于上述上限时，招致氧化物的粗大化，锻造用钢的韧性有可能降低。
(S元素的含量)
本实施方式的锻造用钢中的S元素的含量的下限为0质量％，S元素也可以不必包含。但是，本实施方式的锻造用钢，优选上述Al元素的含量为0.010质量％以上，上述O原子的含量为15质量ppm以下，并且S元素的含量高于0质量％并在0.0030质量％以下。由此，锻造用钢的疲劳特性进一步提高。
(其他的成分)
本实施方式的锻造用钢除上述成分以外，余量中含有Fe(铁)和不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，例如可允许因原料、物资、制造设备等的状况而带入的P(磷)、S、Sn(锡)、As(砷)、Pb(铅)、Nb(铌)、Ti(钛)等的元素的混入。
作为上述不可避免的杂质的P元素的含量的上限，优选为0.1质量％，更优选为0.01质量％。本实施方式的锻造用钢的P元素的含量高于上述上限时，有可能助长因晶界偏析造成的晶界断裂。
作为上述不可避免的杂质的S元素的含量的上限，优选为0.020质量％，更优选为0.010质量％。本实施方式的锻造用钢的S元素的含量高于上述上时，硫化物系夹杂物增大而有可能使强度劣化。S元素的含量即使处于上述上限以下的范围，通过本实施方式的锻造用钢的精炼(脱硫)也会使S元素的含量进一步减少，优选其在使上述的疲劳特性提高的范围内。
＜各成分含量间的关系＞
本实施方式的锻造用钢满足下式(1)和(2)。
1.15≥C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≥0.89…(1)
0.53≥C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10≥0.40…(2)
本实施方式的锻造用钢的金属组织，制造时主要相变成贝氏体组织，这时，通过满足上述式(1)和(2)，能够减少锻造用钢的材质偏差。目前，其机理尚不明确，但考虑满足上式(1)能够抑制高冷却速度下的相变开始温度的低温化，而满足上式(2)则能够抑制低冷却速度下的相变开始温度的高温化。由此，因冷却速度的差异造成的锻造用钢的材质偏差得到抑制，由材质偏差导致的锻造用钢内的强度差难以发生。
若更详细地说明，则夹在式(1)和式(2)的不等号之间的下式(3)和式(4)所表示的函数F及函数G，是通过对于元素组成不同的许多锻造用钢进行回归分析而导出的算式。
F＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(3)
G＝C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10…(4)
由式(3)表示的函数F，主要与淬火处理后时的平均冷却速度为1℃/min的低冷却速度时的锻造用钢的强度有正相关。另外，式(4)的函数G与低冷却速度时的韧性有负相关。
还有，“强度”的意思是，使用JIS－Z2201(2011)的14号试验片(φ6×G.30)基于JIS－Z2241(2011)测量抗拉强度(TS)的值，“韧性”的意思是，使用JIS－Z2202(2005)的试验片(2mmV切口)基于JIS－Z2242(2005)，通过摆锤冲击试验，在室温下测量吸收能(vE)的值。强度和韧性均是数值越大，意味着越优异。
在此，若由式(4)表示的函数G的值增加，则低冷却速度时的锻造用钢的强度提高，但若函数G的值高于0.53，则锻造用钢的韧性变得低于150J，作为锻造用钢有可能韧性不足。反之，若函数G的值减少，则锻造用钢的韧性提高，但若函数G的值低于0.40，则低冷却速度时的锻造用钢的强度低于650MPa，作为锻造用钢有可能强度不足。因此，为了得到强度和韧性优异的锻造用钢，需要满足式(2)。
同样由式(3)表示的函数F，主要与淬火处理后时的平均冷却速度为10℃/min的高冷却速度时的锻造用钢的强度有正相关。若函数F的值低于0.90，则高冷却速度时的锻造用钢的强度低于650MPa，作为锻造用钢有可能强度不足。因此，为了得到强度优异的锻造用钢，需要使函数F的值为0.90以上。
另外，函数F的值变大时，高冷却速度时的锻造用钢的强度的增加，比低冷却速度时的锻造用钢的强度的增加大。因此，若函数F的值大，则高冷却速度时的锻造用钢的强度与低冷却速度时的锻造用钢的强度的差异容易变大。即，由于冷却速度的不同容易导致锻造用钢的强度差发生，耐久性有可能降低。在此，函数G在上述的0.53附近时，低冷却速度时的锻造用钢的强度为700MPa左右。相对于此，若函数F的值高于1.15，则高冷却速度时的锻造用钢的强度高于800MPa，因此与低冷却速度时的锻造用钢的强度的强度差超过100J，锻造用钢有可能耐久性不足。因此，为了得到耐久性优异的锻造用钢，需要使函数F的值为1.15以下。由此可导出式(1)。
目前，其机理尚不明确，但推测是因为满足上述，而作为金属疲劳的发生起点的粗大夹杂物减少，所以疲劳特性大幅改善。
＜机械性质＞
作为本实施方式的锻造用钢的抗拉强度(TS)的下限，优选为650MPa，更优选为700MPa。另外，作为本实施方式的锻造用钢的抗拉强度的上限，优选为850MPa，更优选为800MPa。锻造用钢的抗拉强度低于上述下限时，锻造用钢的强度有可能不足。另一方面，锻造用钢的抗拉强度高于上述上限时，锻造用钢的强度的冷却温度依存性容易发生，锻造用钢的耐久性有可能不足。
作为使淬火处理时的平均冷却速度为10℃/min而制造的锻造用钢，与除了淬火处理时的平均冷却速度为1℃/min以外，均以同样的条件制造的锻造用钢的抗拉强度(TS)的差分的上限，优选为100MPa，更优选为75MPa，进一步优选为50MPa。上述差分高于上述上限时，锻造用钢的强度的冷却温度依存性容易发生，锻造用钢的耐久性有可能不足。
作为通过摆锤冲击试验在室温下测量的本实施方式的锻造用钢的吸收能的下限，优选为150J，更优选为180J。另外，作为上述吸收能的上限，优选为260J。上述吸收能低于上述下限时，锻造用钢的韧性有可能不足。另一方面，上述吸收能高于上述上限时，锻造用钢的强度有可能降低。
＜大型钢锻品＞
本实施方式的大型钢锻品，使用本实施方式的锻造用钢制造。因此，本实施方式的大型钢锻品其强度和韧性以及耐久性也优异。因此，本实施方式的大型钢锻品，能够适用为用于实现船舶用、发电用内燃机的输出功率提高和小型化的零件。
＜制造方法＞
本实施方式的锻造用钢，例如经过熔炼工序、铸造工序、加热工序、原材锻造工序制造，使用了该锻造用钢的大型钢锻品，通过具备零件锻造工序、淬火前处理工序、淬火处理工序及机械加工工序的制造方法制造。
(铸造工序)
在铸造工序中，使用经由熔炼工序进行了成分调整的钢铸造钢锭(铸块)。锻造用钢的情况下，主要采用铸锭，但也可以采用连续铸造法。
(加热工序)
在加热工序中，以规定的温度、规定时间加热钢锭。若为低温，则材料的变形阻力增大，因此，为了在材料的变形能力良好的范围内进行加工，加热温度例如为1150℃以上且1350℃以下。另外，为了使钢锭的表面与内部的温度达到均匀而需要规定加热时间，加热时间例如为3小时以上。加热时间，一般认为与被加工物的直径的平方成正比，越是大型材，加热保持时间越长。
(原材锻造工序)
在原材锻造工序中，锻造由加热工序加热的钢锭。为了压合缩孔和微孔等的铸造缺陷，在锻炼成形中，为了提高气割性而需要以下的条件。如此能够得到本实施方式的锻造用钢。
[使1,100℃～1,000℃的累积压下率为20％～30％]
该温度是通过再结晶而使原始奥氏体变得微细的最佳温度。通过使在此温度范围的累积压下率为20％以上，优选为25％以上，能够得到恰当尺寸的板条组织。若脱离该温度范围，则成为粗大的组织，不能确保气割性。另外，在此温度范围，S＝A0/A≥3.0，优选为S≥3.5即可。在此，A0表示锻造前的截面积，A表示锻造后的截面积。
(零件锻造工序)
在零件锻造工序中，将经由原材锻造工序锻造的钢锭(锻造用钢)加工成曲轴等的大型钢锻品。例如作为加工成曲轴的加工方法，可例示如下：将曲柄臂和曲柄销锻造为一体的板条块，通过气割和机械加工加工成曲轴形状的自由锻造法；使钢锭的轴心为曲轴的轴心部这样进行锻造加工，并使由于中心偏析而容易发生特性劣化的部分完成成为曲轴的轴心部而进行一体锻造加工的RR锻造法和TR锻造法。其中，RR锻造法和TR锻造法，能够使曲轴的表层侧由洁净度高的部分占据，容易得到强度和耐久性优异的曲轴，因此优选。
(淬火处理工序)
在淬火处理工序中，进行淬火处理之后，进行回火处理。在淬火处理之前，实施冷却锻造品的淬火前处理工序。淬火处理是将经由淬火前处理工序被冷却的锻造品，升温至规定温度并保持规定时间后，再冷却至规定温度的处理。作为淬火温度，优选为800℃以上且950℃以下，作为上述保持时间，优选为1小时以上。另外作为冷却温度，优选为450℃以上且530℃以下。另外，作为升温速度，优选为30℃/hr以上且70℃/hr以下，作为冷却速度，优选为15℃/min以下。
另外，在淬火处理的冷却中，也可以实施零下处理来代替上述冷却。所谓零下处理，也称为深冷处理，就是将锻造品从淬火温度直接冷却至0℃以下的冷却温度的处理。作为零下处理，也可以采用将甲醇或乙醇和干冰作为致冷剂使用，而将锻造品冷却至大约－80℃的处理。另外，作为致冷剂，可以采用使用二氧化碳将锻造品冷却至大约－130℃的处理，也可以采用使用液氮而冷却锻造品的处理。作为零下处理的冷却温度，优选为－190℃以上且－80℃以下。冶金学上的机理虽然尚不明确，但通过实施零下处理，能够使板条块宽度达到50μm以下。
回火处理是将进行过淬火处理的锻造品缓慢加热至规定的温度，并保持一定时间保持后，再冷却至室温的处理。作为回火温度，优选为550℃以上、650℃以下，作为上述保持时间，优选为5小时以上且20小时以下。另外，作为升温速度，优选为30℃/hr以上且70℃/hr以下，作为冷却速度，优选为15℃/min以下。通过进行回火，可调整强度、延展性和韧性的平衡，并且除去因相变而产生的内部应力(残余应力)。
(机械加工工序)
由淬火处理工序后的锻造品，能够在气割后实施包括切削、磨削的最终机械加工，由此能够得到本实施方式的大型锻造用零件。
＜优点＞
关于本实施方式的锻造用钢，因其金属组织是贝氏体组织，所以强度优异。该金属组织，在本实施方式的锻造用钢的制造时主要相变为贝氏体组织，在此相变时，通过满足上式(1)，能够抑制高冷却速度下的相变开始温度的低温化，通过满足上式(2)，能够抑制低冷却速度下的相变开始温度的高温化。如此能够抑制冷却速度带来的相变开始温度的差异，能够抑制锻造用钢的材质偏差。此外，通过使本实施方式的锻造用钢的各元素组成在上述范围内，能够确保强度和韧性。因此，该锻造用钢，其强度和韧性以及耐久性优异。另外，因为平均板条宽度在规定范围内，所以气割性优异，能够实现生产率的提高。因此，使用本实施方式的锻造用钢的大型钢锻品，能够适用为用于实现船舶用内燃机和发电用内燃机等的输出功率提高和小型化的零件。
[变形实施方式]
上述的锻造用钢中，也可以还含有0质量％以上且0.07质量％以下的Nb，或0质量％以上且0.03质量％以下的B中的至少一者。即，本实施方式的锻造用钢，也可以具有如下组成，
C：0.20质量％以上且0.35质量％以下，
Si：0质量％以上且0.5质量％以下，
Mn：0.50质量％以上且2.70质量％以下，
Cu：0质量％以上且1质量％以下，
Ni：0质量％以上且2.00质量％以下，
Cr：1.00质量％以上且2.50质量％以下，
Mo：0.10质量％以上且0.55质量％以下，
V：0质量％以上且0.20质量％以下，
N：30质量ppm以上且100质量ppm以下，
Al：0质量％以上且0.050质量％以下，
S：0质量％以上且0.020质量％以下，
O：高于0质量ppm且50质量ppm以下，
Nb(铌)：0质量％以上且0.07质量％以下，
B(硼)：0质量％以上且0.03质量％以下，以及
余量：Fe和不可避免的杂质。由此，能够使本实施方式的锻造用钢的淬火性和强度提高。
(Nb元素的含量)
Nb元素是提高淬火性并且有助于强度提高的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的Nb含量的下限为0质量％，作为其下限优选为0.01质量％，更优选为0.02质量％。另外，本实施方式的锻造用钢中的Nb元素的含量的上限为0.07质量％，作为其上限优选为0.05质量％。Nb元素的含量高于上述上限时，由于Nb的平衡分配系数的低下导致微观偏析被助长，因此锻造用钢的韧性有可能降低。
(B元素的含量)
B元素是提高淬火性并有助于强度提高的元素，根据需要添加。即，本实施方式的锻造用钢中的B含量的下限为0质量％，作为其下限优选为0.01质量％。另外，本实施方式的锻造用钢中的B元素的含量的上限为0.03质量％，作为其上限优选为0.02质量％。B元素的含量高于上述上限时，由于B的平衡分配系数的低下而导致微观偏析被助长，因此锻造用钢的韧性有可能降低。
本说明书如上述公开各种方式的技术，但其中主要的技术归结为以下。
即，本发明的一个方面的锻造用钢，其特征在于，具有如下组成，
C：0.20质量％以上且0.35质量％以下，
Si：0质量％以上且0.5质量％以下，
Mn：0.50质量％以上且2.70质量％以下，
Cu：0质量％以上且1质量％以下，
Ni：0质量％以上且2.00质量％以下，
Cr：1.00质量％以上且2.50质量％以下，
Mo：0.10质量％以上且0.55质量％以下，
V：0质量％以上且0.20质量％以下，
N：30质量ppm以上且100质量ppm以下，
Al：0质量％以上且0.050质量％以下，
S：0质量％以上且0.020质量％以下，
O：高于0质量ppm且50质量ppm以下，以及
余量：Fe和不可避免的杂质，
金属组织是贝氏体组织，并且，平均板条宽度在3.0μm以下，
满足下式(1)及(2)。
1.15≥C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≥0.89…(1)
0.53≥C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10≥0.40…(2)
通过具有这样的构成，本实施方式的锻造用钢，因为有3.0μm以下的平均板条宽度，所以气割性提高。而且，该锻造用钢，因为其金属组织是贝氏体组织，所以强度优异，此外韧性且耐久性优异。
另外，上述锻造用钢，优选平均板条块宽度为50μm以下，由此韧性进一步提高。
另外，上述锻造用钢，优选还含有
Nb：0质量％以上且0.07质量％以下，或
B：0质量％以上且0.03质量％以下中的至少一者。由此淬火性和强度进一步提高。
此外上述锻造用钢，优选上述Al的含量为0.010质量％以上，上述S的含量高于0质量％并在0.0030质量％以下，上述O的含量为15质量ppm以下。由此，疲劳特性进一步提高。
本发明的另一方面的大型钢锻品，使用上述高强度锻钢制造。因此，本实施方式的大型钢锻品，强度和韧性及耐久性都优异。
实施例
以下，基于实施例详述本发明，但并非基于此实施例的记述而限定性地解释本发明。
[评价方法]
对于具有表1和表3所示的组成，并具有规定的平均板条宽度(表1和表3所示的平均板条宽度)的No.1～No.42及No.51～No.67的450mm厚的板状的锻钢，进行后述的评价。平均板条宽度是使用从锻钢的t/4位置(t：板厚)提取的试样，以倍率：1,000倍进行扫描型显微镜(SEM)观察，将3个视野的平均值作为该钢种的平均板条宽度。另外，对于No.51～No.58的锻钢，以表4所示的冷却温度实施零下处理，确定平均板条块宽度。平均板条块宽度是使用从锻钢的t/4位置(t：板厚)提取的试样，以倍率：400倍进行EBSD测量，在所得到的结晶取向映射上与板条截面的纵长方向垂直地画线，数出与具有15°以上的取向差的边界的交点的数量，将该平均切片长度作为平均板条块宽度。还有，表3的平均板条块宽度中所示的×，表示锻钢发生裂纹而不能确定平均板条块宽度。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
＜强度评价＞
作为强度评价，其是对于表1和表3所示的各成分组成的锻造用钢的来自上述t/4位置的试验片实施拉伸试验。拉伸试验，使用JIS－Z2201(2011)的14号试验片(φ6×G.30)基于JIS－Z2241(2011)测量抗拉强度(TS)。该抗拉强度(TS)的数值越大，意味着锻造用钢其强度越优异。拉伸试验中，对于使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的上述抗拉强度，和使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的上述抗拉强度进行测量，各自的测量结果记述在表2和表4的强度1和强度2中。使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的上述抗拉强度和使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的上述抗拉强度的双方为650MPa以上时，判断为“良好”，低于650MPa判断为“不良”。另外，使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的上述抗拉强度与使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的上述抗拉强度的差(表2和表4中的强度差)在100MPa以下时，锻造用钢耐久性优异，判断为“良好”，高于100MPa时判断为“不良”。该差作为表2和表4的强度差记述。
＜韧性评价＞
作为韧性评价，对于表1和表3所示的各成分组成的锻造用钢(t/4位置)实施摆锤冲击试验。摆锤冲击试验其进行是使用JIS－Z2202(2005)的试验片(2mmV切口)基于JIS－Z2242(2005)在室温下测量吸收能(vE)。吸收能的数值越大，意味着锻造用钢其韧性越优异。还有，摆锤冲击试验，对于使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢实施。如上述该吸收能的数值在150J以上时，锻造用钢其韧性优异，判断为“良好”，低于150J时判断为“不良”。该吸收能记述在表2和表4的韧性中。还有，表4的韧性中显示为×，表示锻钢发生裂纹而不能判断韧性。
＜气割性评价＞
气割性是以切断速度170mm/min，氧压5.5kg/cm2，丙烷气压0.55kg/cm2切断锻钢，气割表面粗糙度在5.5μm以下的判断为“良好”，高于5.5μm时判断为“不良”。还有，气割表面粗糙度依据JIS－B0601(2013)测量。该气割表面粗糙度记述在表2和表4的气割性中。
如表2所示，No.1～No.15的实施例的锻造用钢，确认到使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的抗拉强度，使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的抗拉强度、耐久性、韧性及气割性均良好。
另一方面，No.16～No.42的比较例的锻造用钢，确认到使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的抗拉强度，使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的抗拉强度、耐久性、韧性和气割性中的至少一个不良。以下，对于各比较例进行讨论。
关于No.16～No.34的锻造用钢，是组成不满足本发明所规定范围的比较例。该No.16～No.34的锻造用钢，使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的抗拉强度，和使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的抗拉强度以及韧性分别有至少一个不良。
关于No.35～No.39的锻造用钢，是不满足上式(1)和式(2)的至少一者的比较例。该No.35～No.39的锻造用钢使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的抗拉强度，和使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的抗拉强度的差大，耐久性不良。
关于No.40～No.42的锻造用钢，是不满足本发明规定的平均板条宽度的比较例。该No.40～No.42的锻造用钢，因为不具有本发明所规定的平均板条宽度，所以气割性不良。
另外，如表4所示，No.43～No.53的实施例的锻造用钢，可确认到使平均冷却速度为1℃/min的锻造用钢的抗拉强度，使平均冷却速度为10℃/min的锻造用钢的抗拉强度、耐久性、韧性和气割性均良好。特别是No.43～No.46的实施例的锻造用钢，确认到平均板条块宽度为20μm～27μm，显示出优异的抗拉强度、耐久性、韧性和气割性。
另一方面，No.54～No.59的比较例的锻造用钢，确认到韧性不良。以下，对于各比较例进行讨论。
No.54～No.57的锻造用钢，是以脱离了作为优选的冷却温度的－190℃以上、－80℃以下的范围的冷却温度实施零下处理的比较例。No.54～No.55的锻造用钢，是以低于作为优选的冷却温度的下限的温度实施零下处理的比较例，锻造用钢发生裂纹，韧性不良。另外，No.56～No.57的锻造用钢，是以高于优选的冷却温度的上限的温度实施零下处理的比较例，平均板条块宽度高于作为优选的范围的上限的50μm，且韧性不良。
No.58～No.59的锻造用钢，是在组成中Nb元素的含量或B元素的含量中的至少一者脱离优选的范围的比较例。No.58的锻造用钢，是Nb元素的含量高于作为优选的范围的上限的0.07质量％的比较例，No.59的锻造用钢，是B元素的含量高于作为优选的范围的上限的0.03质量％的比较例，韧性均不良。
本申请以2016年1月18日申请的日本国专利申请2016－007349和2016年11月10日申请的日本国专利申请2016－219905为基础，其内容包含在本申请中。
为了表现本发明，前述一边参照具体的例示等，一边通过实施方式恰当且充分地说明了本发明，但应该认识到，如果是本领域技术人员便能够容易地对前述的实施方式进行变更和/或改良。因此，本领域技术人员实施的变更方式或改良方式，只要是没有脱离技术方案的范围所述的技术方案的权利范围的水平，则该变更方式或该改良方式被解释为包括在该技术方案的权利范围内。
产业上的可利用性
如以上，本发明的锻造用钢及大型钢锻品，能够适合采用于例如船舶用内燃机和发电用内燃机等。

Claims (6)

1.一种锻造用钢，其特征在于，具有如下组成，
C：0.20质量％以上且0.35质量％以下，
Si：0质量％以上且0.5质量％以下，
Mn：0.50质量％以上且2.70质量％以下，
Cu：0质量％以上且1质量％以下，
Ni：0质量％以上且2.00质量％以下，
Cr：1.00质量％以上且2.50质量％以下，
Mo：0.10质量％以上且0.55质量％以下，
V：0质量％以上且0.20质量％以下，
N：30质量ppm以上且100质量ppm以下，
Al：0质量％以上且0.050质量％以下，
S：0质量％以上且0.020质量％以下，
O：高于0质量ppm且50质量ppm以下，以及
余量：Fe和不可避免的杂质，
金属组织是贝氏体组织，并且，平均板条宽度为3.0μm以下，
满足下式(1)和(2)，
1.15≥C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≥0.89…(1)
0.53≥C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10≥0.40…(2)。
2.根据权利要求1所述的锻造用钢，其中，平均板条块宽度为50μm以下。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的锻造用钢，其中，还含有
Nb：0质量％以上且0.07质量％以下、或
B：0质量％以上且0.03质量％以下中的至少一者。
4.根据权利要求1或权利要求2所述的锻造用钢，其中，
上述Al的含量为0.010质量％以上，
上述S的含量高于0质量％并在0.0030质量％以下，
上述O的含量在15质量ppm以下。
5.根据权利要求3所述的锻造用钢，其中，
上述Al的含量在0.010质量％以上，
上述S的含量高于0质量％并在0.0030质量％以下，
上述O的含量在15质量ppm以下。
6.一种大型钢锻品，其使用了权利要求1所述的锻造用钢而成。
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109468532B (zh) * 2018-11-06 2020-09-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种变速器齿轮用钢及其生产方法
JP7315823B2 (ja) * 2019-05-17 2023-07-27 日本製鉄株式会社 鋼材
JP7252450B2 (ja) * 2019-05-17 2023-04-05 日本製鉄株式会社 鋼材の製造方法
CN113652605B (zh) * 2021-07-12 2022-07-26 北京机电研究所有限公司 一种高强韧汽车车轮用钢、薄壁汽车车轮及其制备方法
CN116043114B (zh) * 2023-01-30 2024-04-12 马鞍山钢铁股份有限公司 一种时速400公里高铁制动盘用高韧性合金锻钢及其热处理方法和生产方法

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06316723A (ja) * 1993-03-12 1994-11-15 Kobe Steel Ltd ガス切断性及び溶接性の優れた建築構造用耐候性耐火鋼材の製造方法
JPH08277437A (ja) * 1995-04-07 1996-10-22 Kobe Steel Ltd 高強度・高靭性熱間鍛造用非調質鋼とその鍛造品の製造方法
JP2001316755A (ja) * 2000-04-28 2001-11-16 Kobe Steel Ltd 鋼板、鋼板製造方法及び鋼板製造装置
JP2004205889A (ja) * 2002-12-26 2004-07-22 Daiichikosho Co Ltd 選曲方式に特徴を有するカラオケリモコン装置、カラオケ演奏装置
CN101492789A (zh) * 2008-01-22 2009-07-29 株式会社神户制钢所 锻造用钢和用其得到的锻造品
CN101542005A (zh) * 2007-04-11 2009-09-23 新日本制铁株式会社 锻造用钢
CN101849026A (zh) * 2009-01-15 2010-09-29 新日本制铁株式会社 高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢及其制造方法
JP2011179106A (ja) * 2010-02-05 2011-09-15 Kobe Steel Ltd 落重特性に優れた高強度厚鋼板
CN103201401A (zh) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
CN103210108A (zh) * 2011-05-26 2013-07-17 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
CN104204263A (zh) * 2012-04-05 2014-12-10 新日铁住金株式会社 冷锻性优异的钢线材或棒钢
JP2015089948A (ja) * 2013-11-05 2015-05-11 新日鐵住金株式会社 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板
CN104611623A (zh) * 2007-04-11 2015-05-13 新日铁住金株式会社 锻造用钢
CN105814224A (zh) * 2013-12-19 2016-07-27 株式会社神户制钢所 钢锻件用高强度钢以及钢锻件
CN105861940A (zh) * 2015-02-06 2016-08-17 株式会社神户制钢所 大型锻造用钢及大型锻造部件

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09170047A (ja) * 1995-12-16 1997-06-30 Daido Steel Co Ltd 高強度−高靱性ベイナイト型非調質鋼及びその製造方法
JP3896365B2 (ja) 2000-11-22 2007-03-22 株式会社神戸製鋼所 高強度鍛造用鋼およびこれを用いた大型クランク軸
JP3663170B2 (ja) 2000-11-22 2005-06-22 株式会社神戸製鋼所 高強度鍛造用鋼およびこれを用いた船舶用大型クランク軸
KR100401571B1 (ko) * 2001-02-20 2003-10-17 한국기계연구원 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 그제조방법
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
JP5867444B2 (ja) * 2013-04-15 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06316723A (ja) * 1993-03-12 1994-11-15 Kobe Steel Ltd ガス切断性及び溶接性の優れた建築構造用耐候性耐火鋼材の製造方法
JPH08277437A (ja) * 1995-04-07 1996-10-22 Kobe Steel Ltd 高強度・高靭性熱間鍛造用非調質鋼とその鍛造品の製造方法
JP2001316755A (ja) * 2000-04-28 2001-11-16 Kobe Steel Ltd 鋼板、鋼板製造方法及び鋼板製造装置
JP2004205889A (ja) * 2002-12-26 2004-07-22 Daiichikosho Co Ltd 選曲方式に特徴を有するカラオケリモコン装置、カラオケ演奏装置
CN104611623A (zh) * 2007-04-11 2015-05-13 新日铁住金株式会社 锻造用钢
CN101542005A (zh) * 2007-04-11 2009-09-23 新日本制铁株式会社 锻造用钢
CN101492789A (zh) * 2008-01-22 2009-07-29 株式会社神户制钢所 锻造用钢和用其得到的锻造品
CN101849026A (zh) * 2009-01-15 2010-09-29 新日本制铁株式会社 高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢及其制造方法
JP2011179106A (ja) * 2010-02-05 2011-09-15 Kobe Steel Ltd 落重特性に優れた高強度厚鋼板
CN103201401A (zh) * 2011-05-26 2013-07-10 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
CN103210108A (zh) * 2011-05-26 2013-07-17 新日铁住金株式会社 机械结构用钢部件及其制造方法
CN104204263A (zh) * 2012-04-05 2014-12-10 新日铁住金株式会社 冷锻性优异的钢线材或棒钢
JP2015089948A (ja) * 2013-11-05 2015-05-11 新日鐵住金株式会社 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板
CN105814224A (zh) * 2013-12-19 2016-07-27 株式会社神户制钢所 钢锻件用高强度钢以及钢锻件
CN105861940A (zh) * 2015-02-06 2016-08-17 株式会社神户制钢所 大型锻造用钢及大型锻造部件

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