JP2018035417A - 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 - Google Patents
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Abstract
Description
C:0.30%超〜0.60%未満、
Si:0.10%〜0.90%、
Mn:0.50%〜2.00%、
S:0.010%〜0.100%、
Cr:0.01%〜1.00%、
Ti:0.001%〜0.040%未満、
Al:0.005%超〜0.100%、
N:0.0030%〜0.0200%及び
Bi:0.0001%超〜0.0050%を含有し、
Sb:0.0001%〜0.0050%及びSn:0.0001%〜0.0050%のうちの1種または2種を含有し、
更に、P及びOがそれぞれ、
P:0.050%以下及び
O:0.0050%以下であり、
残部がFe及び不純物からなり、
下記式(1)を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が2μm未満のMnSの存在密度が300個/mm2以上である。
d+3σ<20μm ・・・(1)
式(1)中の、dは円相当径が1μm以上のMnSの平均円相当径であり、σは円相当径が1μm以上のMnSの、円相当径の標準偏差である。
また、本発明の熱間鍛造用鋼は、Feの一部に代えて、質量%で、V:0.30%以下を含有してもよい。
また、本発明の熱間鍛造用鋼は、Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0003%〜0.0040%、またはPb:0.400%以下からなる群から選択される1種以上を含有してもよい。
C:0.30%超〜0.60%未満、
Si:0.10%〜0.90%、
Mn:0.50%〜2.00%、
S:0.010%〜0.100%、
Cr:0.01%〜1.00%、
Ti:0.001%〜0.040%未満、
Al:0.005%超〜0.100%、
N:0.0030%〜0.0200%及び
Bi:0.0001%超〜0.0050%を含有し、
Sb:0.0001%〜0.0050%及びSn:0.0001%〜0.0050%のうちの1種または2種を含有し、
更に、P及びOがそれぞれ、
P:0.050%以下及び
O:0.0050%以下であり、
残部がFe及び不純物からなり、
下記式(2)を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が2μm未満のMnSの存在密度が300個/mm2以上である。
d+3σ<20μm ・・・(2)
式(2)中の、dは円相当径が1μm以上のMnSの平均円相当径であり、σは円相当径が1μm以上のMnSの、円相当径の標準偏差である。
また、本発明の熱間鍛造品は、Feの一部に代えて、質量%で、V:0.30%以下を含有してもよい。
また、本発明の熱間鍛造品は、Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0003%〜0.0040%、またはPb:0.400%以下からなる群から選択される1種以上を含有してもよい。
更に、本発明の熱間鍛造品は、先のいずれか1項に記載の熱間鍛造用鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後に高周波焼入れして製造されたものでもよい。
λ∝(D×σ×ΔT)0.25 …(A)
ここで、λ:デンドライトの1次アーム間隔(μm)、D:拡散係数(m2/s)、σ:固液界面エネルギー(J/m2)、ΔT:凝固温度範囲(℃)である。
炭素(C)は、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。一方、C含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、C含有量は0.30超〜0.60%未満である。好ましいC含有量は0.32%〜0.55%である。
シリコン(Si)は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Si含有量が多すぎれば、熱間鍛造品の表面にスケールが残りやすくなり、熱間鍛造品の外観を損ねる。したがって、Si含有量は、0.10%〜0.90%である。好ましいSi含有量は0.17%〜0.74%である。
マンガン(Mn)は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Mnは更に、鋼中の硫黄(S)と結合してMnSを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Mn含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.50%〜2.00%である。鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、好ましいMn含有量の下限は0.60%以上であり、更に好ましくは、0.75%以上である。鋼の冷間鍛造性を更に高める場合、好ましいMn含有量の上限は1.90%以下であり、更に好ましくは、1.70%以下である。
硫黄(S)は、鋼中のMnと結合してMnSを形成し、鋼の被削性を高める。一方、S含有量が多すぎれば、鋼の疲労強度を低下させる。更に高周波焼入れ後の熱間鍛造品に対して磁粉探傷試験を実施する場合、熱間鍛造品の表面に擬似模様が発生しやすくなる。したがって、S含有量は、0.010%〜0.100%である。鋼の被削性を高める場合、好ましいS含有量の下限は0.015%以上であり、更に好ましくは、0.020%以上である。好ましいS含有量の上限は、0.090%以下であり、更に好ましくは、0.080%以下である。
クロム(Cr)は、鋼の引張強度を高める。また、Crは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Cr含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。したがって、Cr含有量は、0.01%〜1.00%である。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいCr含有量の下限は、0.03%以上であり、更に好ましくは、0.10%以上である。疲労強度を更に高める場合、好ましいCr含有量の上限は0.70%以下であり、更に好ましくは、0.50%以下である。
チタン(Ti)は鋼中で窒化物や炭窒化物を形成する。窒化物や炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の疲労強度を高める。一方、Ti含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ti含有量は0.001%〜0.040%未満である。より好ましいTi含有量の上限は0.020%以下であり、より好ましい下限は、0.005%以上である。
アルミニウム(Al)は脱酸作用を有すると同時に、Nと結合してAlNを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Al含有量が0.005%以下では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、オーステナイト粒が粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Al含有量が0.100%を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Alの含有量を0.005%超〜0.100%とした。Al含有量の好ましい下限は0.030%以上であり、好ましい上限は0.060%以下である。
窒素(N)をTiやNbとともに含有させると、窒化物や炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の疲労強度を高める。一方、N含有量が多すぎれば、鋼中の窒化物が粗大化し、鋼の被削性が低下する。したがって、N含有量は、0.0030%〜0.0200%である。N含有量の好ましい下限は0.0050%以上であり、好ましい上限は0.0180%以下である。
ビスマス(Bi)は、本発明において重要な元素である。微量のBiを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化し、MnSが微細分散する。MnSの微細化効果を得るには、Bi含有量を0.0001%超とする必要がある。しかし、Bi含有量が0.0050%を超えると、デンドライト組織の微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Bi含有量は0.0001%超〜0.0050%である。更に、被削性向上及びMnS微細分散化効果を得るには、Bi含有量の下限を0.0010%以上とすることが好ましい。
Sn:0.0001%〜0.0050%
本発明は上記の成分に加えて、アンチモン(Sb)または錫(Sn)のうち、1種または2種をそれぞれ、0.0001%〜0.0050%の範囲内で添加することが特徴である。これら2つの元素は、結晶粒界もしくは、母相と介在物との界面に偏析し、界面の結合力を低下させ、微量の添加でも被削性を向上させる。本発明ではBiの添加により、被削性を向上させることができるが、SbまたはSnのうち、1種または2種の添加により、さらに被削性向上効果を発揮させることが可能となる。Sb及びSnともに下限を0.0001%以上としたが、効果を十分に発揮させるためのより好ましい下限としては0.0015%以上とする。また、上限については、Sb及びSnを過度に添加すると、鋼の熱間加工性が劣化し、鋳造が困難となることから、上限をそれぞれ0.0050%以下とする。より好ましい上限はそれぞれ0.0030%以下である。熱間加工性を向上させるために更に好ましくは、Bi、Sb及びSnの濃度の合計が0.0001%〜0.0050%であるとよい。
燐(P)は鋼の疲労強度や熱間加工性を低下させることから、P含有量は少ない方が好ましい。したがって、P含有量の上限は0.050%以下である。好ましいP含有量の上限は0.035%以下であり、更に好ましくは、0.020%以下である。なお、P含有量は少ない方が好ましいが、P含有量を極度に低減させるには製造コストが高くなるため、経済性の観点からP含有量の下限は、0.003%以上とすることが好ましい。
酸素(O)は、Alと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させる。特に、O含有量が0.0050%を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、O含有量の上限を0.0050%以下とした。なお、不純物元素としてのO含有量は0.0010%以下にすることがより好ましく、製造コストの上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることが更に好ましい。
本実施形態による熱間鍛造用鋼は更に、Feの一部に代えて、Vを含有してもよい。
バナジウム(V)は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。V炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部(表層以外の部分)の強度を高める。Vを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、V含有量が多すぎれば、鋼の被削性及び疲労強度が低下する。したがって、V含有量の上限は0.30%以下である。V含有量が0.03%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいV含有量は0.04%〜0.20%であり、更に好ましくは0.05%〜0.10%である。
カルシウム(Ca)は、MnSに固溶してMnS系介在物を球状化する。これにより、MnSが微細化する。微細なMnS系介在物は、磁粉探傷試験における擬似模様の発生を抑制する。一方、Ca含有量が多すぎると、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は、鋼の被削性を低下させる。したがって、Ca含有量は、0.0003%〜0.0040%である。更に好ましいCa含有量の上限は、0.0035%以下である。
鉛(Pb)は、鋼の被削性を高める。Pbを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Pbが過剰に含有されれば、鋼の靭性及び熱間延性が低下する。したがって、Pb含有量の上限は0.400%以下である。更に好ましいPb含有量の上限は、0.250%以下である。
連続鋳造後の鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。鋼材中のMnSは、凝固前(溶鋼中)、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト1次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト1次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出するMnSは小さくなる。本実施形態の熱間鍛造用鋼は、鋳片の段階において、表層から15mm深さにおけるデンドライト1次アーム間隔が600μm未満であることが望ましい。
MnSは、被削性の向上に有用であるため、その存在密度を確保することが必要である。S含有量が増加すると被削性は向上するが、粗大なMnSが増加する。粗大なMnSは、磁粉探傷試験時に擬似模様として検出されるため、サイズを制御することが必要である。円相当径で2μm未満のMnSが300個/mm2以上の存在密度で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。なお、介在物がMnSであることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型X線解析装置によって確認すればよい。また、MnSの円相当径はMnSの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、MnSの存在密度は、画像解析によって求められる。
上述の通り、デンドライト1次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出した微細なMnSの割合を増やし、最大円相当径で20μm以上のMnSを無くせば、擬似模様発生を抑制できる。観察視野9mm2当りに検出されるMnSの円相当径のばらつきを標準偏差σとして算出し、この標準偏差の3σに平均円相当径dを加えた値を式(1)とし、F1を次のとおり定義した。
次に、本実施形態による熱間鍛造用鋼の製造方法を説明する。
上記化学組成及び式(1)を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット(鋼塊)にしてもよい。鋳造条件は例えば、220×220mm角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを10〜50℃とし、鋳込み速度を1.0〜1.5m/minとする条件を例示できる。更に、上述したデンドライト一次アーム間隔を600μm未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から15mmの深さにおける、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を100℃/min以上500℃/min以下とすることが望ましい。平均冷却速度が100℃/min未満では、鋳片表面から15mmの深さにおけるデンドライト一次アーム間隔を600μm未満とすることが困難となり、MnSを微細分散できないおそれがある。一方、500℃/min超では、デンドライト樹間から晶出するMnSが微細になり過ぎ、被削性が低下してしまう恐れがある。
次いで、鋳片又はインゴットを、分塊圧延等の熱間加工を施し、ビレット(鋼片)を製造する。更に、ビレットを熱間圧延することにより、本実施形態の熱間鍛造用鋼である棒鋼や線材とする。熱間加工における圧下比、加熱温度及び加熱時間に特に制限はない。
以上の工程により、本実施形態の熱間鍛造用鋼が得られる。
以上の工程により本実施形態の熱間鍛造品が製造される。本実施形態の熱間鍛造品は、熱間鍛造用鋼と同じ化学成分を有し、円相当径が2μm未満のMnSの存在密度が300個/mm2以上であり、d+3σ<20μmを満足するものとなる。また、表面硬化層を有するものとなる。
なお、鋼Y〜AAについては、連続鋳造時または熱間圧延工程において、割れが多く発生したため、熱間鍛造性に優れないとし、組織観察、旋削試験及び、擬似模様評価試験を実施しなかった。
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から15mm深さの位置を、鋳込み方向に5mmピッチでデンドライト1次アーム間隔を100点測定し、平均値を求めた。表2に、デンドライト1次アーム間隔の平均値を示す。
各鋼番号の丸棒(熱間鍛造用鋼)のミクロ組織を観察した。丸棒の軸方向長さをLとした時のL/4位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物を判別した。被検面は、連続鋳造時の圧延方向と平行な断面である。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型X線分光分析装置(EDS)とを用いて析出物を同定した。前記試験片の長手方向を含む断面から、縦10mm×横10mmの研磨試験片を10個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて100倍で写真撮影して、0.9mm2の検査基準面積(領域)の画像を10視野分準備した。その観察視野(画像)中のMnSの中から大きい順に10個選定する。選定した各MnSの面積と同等の面積となる円の直径を円相当径とし、各MnSの円相当径を算出した。検出したMnSの粒径分布から、円相当径が2μm未満であるMnSの存在密度、円相当径が1μm以上であるMnSの平均円相当径及び標準偏差を算出した。
試験例1〜24の棒鋼(直径90mm)を直径が85mmになるまでピーリングして旋削試験片とした。
を250m/min、送り速度を0.30mm/rev、切り込みを1.5mmとし、潤滑油を使用せずに旋削加工を実施した。旋削加工を開始してから10分経過後、超硬工具の逃げ面の摩耗量(mm)を測定した。表2に、測定した超硬工具の逃げ面の摩耗量(mm)を示す。ここで、表2中の*印は、本発明の超硬工具の逃げ面の摩耗量(mm)の条件を満足しないことを意味する。
試験例1〜24の丸棒の中心部から、直径50mm、長さ100mmの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、各丸棒の軸方向と同じであった。丸棒試験片の円周面に対して、周波数40kHz、電圧6kV、加熱時間3.0秒の条件で高周波焼入れを実施した。高周波焼入れ後、丸棒試験片に対して焼戻しを実施した。具体的には、丸棒試験片を150℃で1時間加熱し、その後、大気中で放冷した。焼戻し後、丸棒試験片の円周面を仕上げ研磨し、表面粗さを調整した。具体的には、仕上げ研磨により、円周面の中心線平均粗さ(Ra)を3.0μm以内とし、最大高さ(Rmax)を9.0μm以内にした。仕上げ研磨された複数の丸棒試験片に対して、JIS Z2343−1(2001)に準拠した浸透探傷試験を実施し、疵のない丸棒試験片を各試験例につき50本選択した。
選択された50本の丸棒試験片に対して、下記に示す条件で磁粉探傷試験を実施した。
磁粉:黒色磁粉
磁粉濃度:1.8ml(磁粉の沈殿容積)/100ml(単位容積)
検出媒体の種類:湿式
磁粉の適用時期:連続法
磁化方法:軸通電法
磁化時間:5秒以上
磁化電流:AC
電流値:2500A
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.30%超〜0.60%未満、
Si:0.10%〜0.90%、
Mn:0.50%〜2.00%、
S:0.010%〜0.100%、
Cr:0.01%〜1.00%、
Ti:0.001%〜0.040%未満、
Al:0.005%超〜0.100%、
N:0.0030%〜0.0200%及び
Bi:0.0001%超〜0.0050%を含有し、
Sb:0.0001%〜0.0050%及びSn:0.0001%〜0.0050%のうちの1種または2種を含有し、
更に、P及びOがそれぞれ、
P:0.050%以下及び
O:0.0050%以下であり、
残部がFe及び不純物からなり、
下記式(1)を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が2μm未満のMnSの存在密度が300個/mm2以上である熱間鍛造用鋼。
d+3σ<20μm ・・・(1)
式(1)中の、dは円相当径が1μm以上のMnSの平均円相当径であり、σは円相当径が1μm以上のMnSの、円相当径の標準偏差である。 - Feの一部に代えて、質量%で、V:0.30%以下を含有する、請求項1に記載の熱間鍛造用鋼。
- Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0003%〜0.0040%、またはPb:0.400%以下からなる群から選択される1種以上を含有する、請求項1または請求項2に記載の熱間鍛造用鋼。
- 質量%で、
C:0.30%超〜0.60%未満、
Si:0.10%〜0.90%、
Mn:0.50%〜2.00%、
S:0.010%〜0.100%、
Cr:0.01%〜1.00%、
Ti:0.001%〜0.040%未満、
Al:0.005%超〜0.100%、
N:0.0030%〜0.0200%及び
Bi:0.0001%超〜0.0050%を含有し、
Sb:0.0001%〜0.0050%及びSn:0.0001%〜0.0050%のうちの1種または2種を含有し、
更に、P及びOがそれぞれ、
P:0.050%以下及び
O:0.0050%以下であり、
残部がFe及び不純物からなり、
下記式(2)を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が2μm未満のMnSの存在密度が300個/mm2以上である熱間鍛造品。
d+3σ<20μm ・・・(2)
式(2)中の、dは円相当径が1μm以上のMnSの平均円相当径であり、σは円相当径が1μm以上のMnSの、円相当径の標準偏差である。 - Feの一部に代えて、質量%で、V:0.30%以下を含有する、請求項4に記載の熱間鍛造品。
- Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0003%〜0.0040%、またはPb:0.400%以下からなる群から選択される1種以上を含有する、請求項4または請求項5に記載の熱間鍛造品。
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CN109234627A (zh) * | 2018-10-17 | 2019-01-18 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高强高韧性非调质圆钢及制备方法 |
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WO2024143075A1 (ja) * | 2022-12-26 | 2024-07-04 | Jfeスチール株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼並びに熱間鍛造材及びその製造方法 |
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