JP2024503015A - 高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼ならびにその製造方法 - Google Patents

高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼ならびにその製造方法 Download PDF

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Abstract

質量パーセントで以下の化学元素を含む、高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼が開示される：C: 0.36-0.45%; Si: 0.20-0.70%; Mn: 1.25-1.85%; Cr: 0.15-0.55%; Ni: 0.10-0.25%; Mo: 0.10-0.25%; Al: 0.02-0.05%; Nb: 0.001-0.040%; V: 0.10-0.25%; S: 0.02-0.06%；および残部がＦｅおよび不可避的不純物である。S1: 製錬および鋳造; S2: 加熱; S3: 鍛造または圧延;およびS4: 最終加工の工程を含む、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の製造方法もまた開示される。上記高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、高強度、良好な衝撃靭性、伸び率および断面収縮率を有し、そして良好な切削性能および耐疲労性を有し、そして自動車および作業機械などの高強度鋼材料を必要とする状況において使用され得る。【選択図】図１

Description

技術分野
本発明は、鋼およびその製造方法、特に高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し鋼、ならびにその製造方法に関する。
背景
高強度鋼棒は、高い安全性の機械的および構造的部品、例えば：自動車部品または作業機械の重要な応力がかかる部品を製造するために一般的に使用される。従って、高強度鋼は、高強度を有するだけでなく、高強度、高靭性、易切削性能などを有するべきである。
先行技術において、高強度鋼は、焼入れ＋焼き戻し熱処理プロセスまたは制御圧延＋制御冷却プロセスの採用と組み合わせて適切な化学組成を選択することによって一般的に製造される。高強度鋼が焼入れ＋焼き戻しプロセスを採用することによって製造される場合、鋼の焼入れ性は合金化元素の含有量、特に炭素元素の含有量を最適化することによって改善され得、冷却プロセスの間に鋼がマルテンサイト構造を形成することが可能となる。このような主としてマルテンサイトからなる高強度鋼は、高い転位密度を有し、これは鋼の劣った衝撃靭性を生じ、そして微小クラックなどの小さな欠陥が引張プロセスにおいて現れる場合、鋼はすぐに砕けて機能しなくなり、鋼の低い破壊靭性をもたらす。
高強度鋼が制御圧延および制御冷却の方法で製造される場合、非焼入れおよび焼き戻し鋼は、圧延および冷却プロセスの間のプロセス制御の大きな困難さのせいで、焼入れ＋焼き戻し処理なしで得られ得るが、このような製造方法は、鋼の機械的性能の全体的な均一性に影響を与える。
1970年代の石油危機以後、エネルギー保存および環境保護の推進力の下、ドイツや日本などの国々は、マイクロ合金化技術に基づいて49MnVS3、46MnVS6、C70S6、38MnVS6および30MnVS6などのいくつかの非焼入れおよび焼き戻し鋼を連続して開発し、そしてこれらの鋼は広く使用されている。1990年代において、中国もまた鋼タイプF45MnVおよびF35MnVNを開発した。1995年において、国家規格GB/T 15712「非焼入れおよび焼き戻し機械的構造的鋼」が初めて発行され、そして2008年に改訂され、従って鋼タイプ10のグレードの一連の鋼タイプに増加した。
伝統的な非焼入れおよび焼き戻し鋼は、通常、低炭素鋼および中炭素鋼に基づいてバナジウムなどのマイクロ合金化元素を添加し、そして制御圧延(鍛造)および制御冷却によってフェライト＋パーライト中に微細な炭窒化物を分散および析出させ、それによって強化効果を生じさせることに言及し、その結果、圧延(鍛造)後に焼入れおよび焼き戻し処理をしない鋼は、焼入れおよび焼き戻し後の機械的性能と同等の機械的性能を得ることができる。新規のベイナイト-タイプおよびマルテンサイト-タイプの非焼入れおよび焼き戻し鋼は、伝統的な非焼入れおよび焼き戻し鋼よりも高い強度を有する。マルテンサイト-タイプの非焼入れおよび焼き戻し鋼の靭性は比較的低く、一方、ベイナイト-タイプの非焼入れおよび焼き戻し鋼は、焼入れおよび焼き戻し合金構造用鋼の強度および靭性に達し得、これは高強度および靭性の非焼入れおよび焼き戻し鋼の開発の方向性である。一般に、微粒子またはベイナイト構造は、化学組成調節、最適化プロセスなどを採用することによって得られる。
非焼入れおよび焼き戻し鋼は、良好な経済およびある一定の強度および靭性を有し、そして自動車および作業機械の分野で広く使用され得、これは将来の開発の必然的な傾向である。しかし、先行技術における非焼入れおよび焼き戻し鋼は、依然として、十分な強度および硬度を有するが靭性が不十分であるという問題を有する。
要約
本発明の目的の１つは、高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼を提供することであり、これは良好な衝撃靭性および塑性を有するだけでなく、良好な耐疲労性もまた有し、易切削であり、そして鋼の性能に対する自動車および作業機械などの用途シナリオの要求を満足し得る。
上述の目的を達成するため、本発明は、質量パーセントで以下の化学元素を含む、高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼を提供する：
C: 0.36-0.45%; Si: 0.20-0.70%; Mn: 1.25-1.85%; Cr: 0.15-0.55%; Ni: 0.10-0.25%; Mo: 0.10-0.25%; Al: 0.02-0.05%; Nb: 0.001-0.040%; V: 0.10-0.25%; S: 0.02-0.06%；および残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明の技術的解決法において、良好な衝撃靭性、塑性および耐疲労性を有しかつ易切削である非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、合理的な化学元素組成設計によって得られ得る。本発明において、バナジウム、ニオブおよびアルミニウムなどのマイクロ合金化元素が添加され、これは、元素配合のマイクロ合金化を利用し、それによって丸鋼の微細構造の粒子を微細化することによって、マイクロ合金化元素の析出強化効果を改善する。さらに、ある一定量の硫黄元素が鋼にさらに添加され、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の切削性能を改善する。
本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、各化学元素の設計原理は以下の通りである：
C: C元素は鋼の焼入れ性を改善し得、そして焼入れおよび冷却プロセスの間により高い硬度の相変態構造を鋼に形成させる。鋼中のC元素の含有量が増加する場合、硬質相の割合が改善され、それによって鋼の硬度は増加するが、それと同時に鋼の靭性は減少する；一方、鋼中のC元素の含有量が低すぎる場合、鋼中のベイナイトなどの相変態構造の含有量は低すぎ、そしてそれゆえ鋼は十分な引張強度を得ることができない。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、C元素の質量パーセントは0.36-0.45%に制御される。
Si: Si元素は鋼の強度を改善するのに有益であり、そして適切な量のSiの添加は鋼の焼き戻しの間の粗い炭化物の形成を回避し得る。しかし、鋼中のSi元素の含有量は高すぎないべきであることに留意すべきである。鋼中のSi元素の含有量が高すぎる場合、鋼の衝撃靭性は減少する。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Si元素の質量パーセントは0.20-0.70%に制御され得る。
Mn: Mnは鋼の焼入れ性に影響する主要元素の１つである。Mnは主として鋼中に固溶体の形態で存在し、これは鋼の焼入れ性を効果的に改善し得、そして焼入れの間に高強度の低温相変態構造を形成し、鋼が良好な強度および靭性を有するようにする。しかし、鋼中のMn元素の含有量は高すぎないべきであることに留意すべきである。鋼中のMn元素の含有量が高すぎる場合、より多くの残留オーステナイトが形成され、そしてそれゆえ鋼の降伏強度は減少し、そして中心偏析が生じやすい。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Mn元素の質量パーセントは1.25-1.85%に制御される。
Cr: Cr元素は鋼の焼入れ性を顕著に改善し得る。鋼に添加された適切な量のCr元素は、硬質ベイナイト構造を効果的に形成し得、それによって鋼の強度を改善する。しかし、鋼中のCr元素の含有量は高すぎないべきである。鋼中のCr元素の含有量が高すぎる場合、粗い炭化物が形成され、これは鋼の衝撃特性を減少させる。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Cr元素の質量パーセントは0.15-0.55%に制御される。
Ni: Niは鋼中に固溶体の形態で存在し、そして適切な量のNi元素の鋼中への添加は、材料の低温衝撃特性を効果的に改善し得る。しかし、鋼中のNi元素の含有量は高すぎないべきである。Niの高すぎる含有量は、鋼中の残留オーステナイトの高い含有量を引き起こし、それによって鋼の強度を減少させる。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Ni元素の質量パーセントは0.10-0.25%に制御される。
Mo: Mo元素は鋼中に固溶体の形態で存在し、そして鋼の焼入れ性および強度を改善するのに有益である。しかし、高価な合金Moのコストを考慮して、合金のコストを効果的に制御するため、鋼中のMo元素の含有量は高すぎないべきである。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Mo元素の質量パーセントは0.10-0.25%に制御される。
Al: Al元素はNと微細な析出物を形成し得、それによって固定された粒界を達成しそしてオーステナイト粒子の成長を阻害する。しかし、鋼中のAl元素の含有量は高すぎないべきであることに留意すべきである。Alの高すぎる含有量はより大きな酸化物の形成を引き起こし、そして粗くて硬い介在物は鋼の衝撃靭性および疲労性能を低下させる。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Al元素の質量パーセントは0.02-0.05%に制御される。
Nb: Nbが鋼に添加される場合、微細な析出相が形成され得、それによって鋼の再結晶を阻害し、そして粒子を効果的に微細化する。粒子の微細化は、鋼の機械的特性、特に強度および靭性を改善するのに重要な役割を果たす。それと同時に、粒子の微細化はまた、鋼の水素脆化感受性を低下させるのに役立つ。しかし、鋼中のNb元素の含有量は高すぎないべきである。鋼中のNbの含有量が高すぎる場合、製錬の間に粗いNbC粒子が形成され、これは代わりに鋼の衝撃靭性を低下させる。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Nb元素の質量パーセントは0.001-0.040%に制御される。
V: Vは非焼入れおよび焼き戻し鋼を強化するために重要な合金化元素である。鋼中、V元素はCまたはN元素と析出物を形成し得、それによって析出強化を生じ、粒界を固定し、粒子を微細化し、そして鋼の強度を改善する。しかし、鋼中のV元素の含有量は高すぎないべきである。鋼中のV元素の含有量が高すぎる場合、粗いVC粒子が形成され、これは鋼の衝撃靭性を低下させる。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、V元素の質量パーセントは0.10-0.25%に制御される。
S: S元素はMn元素と硫化物介在物を形成し得、それによって鋼の切削性能を改善する。しかし、鋼中のS元素の含有量が高すぎる場合、S元素の高すぎる含有量は熱加工の助けにならないだけでなく、鋼の耐衝撃性を低下させることに留意すべきである。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、S元素の質量パーセントは0.02-0.06%に制御される。
好ましくは、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼はCuをさらに含み、そしてCuの含有量は0＜Cu≦0.25%である。
Cuは鋼の強度を改善し得、そして鋼の耐候性および耐腐食性を改善するのに有益である。鋼中のCu元素の含有量は高すぎないべきである。鋼中のCuの含有量が高すぎる場合、Cuは加熱プロセスの間に粒界で豊富であり、これは粒界の弱化およびそれゆえ亀裂を引き起こす。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Cuの質量パーセントは0＜Cu≦0.25%に制御され得る。
好ましくは、上述の不可避的不純物の中で、各化学元素の含有量は質量パーセントで：P≦0.015%; N≦0.015%; O≦0.002%; Ti≦0.003%; およびCa≦0.005%の少なくとも１つを満足する。
上述の技術的解決法において、P、N、O、TiおよびCaは全て、鋼中の不純物元素である。より良好な性能およびより良好な品質の鋼を得るため、鋼中の不純物元素の含有量は、技術的条件が許す場合にはできる限り低減されるべきである。
P: Pは鋼中の粒界で分離する傾向にあり、これは粒界結合エネルギーを低下させ、そして鋼の衝撃靭性を悪化させ、そしてそれゆえ、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼におけるPの質量パーセントはP≦0.015%に制御される。
N: Nは格子間元素であり、これは鋼中に窒化物または炭窒化物、すなわちMX-型の析出物を形成し得、これは析出および微細化を強化する役割を果たす。しかし、Nの高すぎる含有量は粗い粒子の形成を引き起こし、これは、格子間元素としてのNは粒界および欠陥で豊富であり、鋼の衝撃靭性の低下につながるので、粒子を微細化する役割を果たすことができない。鋼中のN元素の富化を避けるため、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Nの質量パーセントはN≦0.015%に制御され得る。
O: Oは鋼中でAl元素と酸化物および複合酸化物を形成し得る。鋼の構造均一性を確保し、そして鋼の低温衝撃エネルギーおよび疲労性能が要求を満足するようになるために、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Oの質量パーセントはO≦0.002%に制御され得る。
Ti: Tiは鋼中に微細な析出相を形成し得る。鋼中のTi元素の含有量が高すぎる場合、粗くて角ばったTiN粒子が製錬プロセスの間に形成され、これは鋼の衝撃靭性を低下させる。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Tiの質量パーセントはTi≦0.003%に制御され得る。
Ca: Caは鋼中の硫化物介在物の寸法および形態を改善し得るが、Ca元素は粗い介在物を形成し、そしてそれゆえ最終製品の疲労性能に影響を及ぼす傾向がある。従って、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼において、Caの質量パーセントはCa≦0.005%に制御され得る。
好ましくは、上述の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、焼入れ性についての理想臨界直径DIの値5.0-9.0を有し;ここで焼入れ性についての理想臨界直径DIは、下式に従って計算される。
ここで、式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す。
上述の技術的解決法において、DI値が5.0よりも低い場合、鋼の焼入れ性は不十分であり；一方DI値が9.0よりも高い場合、鋼を製造するのが困難であり、そしてコストが高い。
好ましくは、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、1.1-9.9のマイクロ合金化元素係数rM/Nを有し;ここでマイクロ合金化元素係数rM/Nは、下式に従って計算される。
ここで、式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す。
本発明において、マイクロ合金化元素係数rM/NはMX(XはCまたはNを参照する)析出相の微細分散の程度を記述するために使用され、そしてAl、NbおよびVはそれぞれMXマイクロ合金析出相を形成し得、これはベイナイト粒子を微細化し、そして粒径安定性を保持する役割を果たす。マイクロ合金化元素係数が大きすぎる場合、粗い析出相が丸鋼の調製プロセスにおいて容易に形成され、それによって鋼の衝撃靭性および疲労寿命を低下させる；およびマイクロ合金化元素係数が小さすぎる場合、適切な数の微細析出相が形成されず、そしてそれゆえそれらはベイナイト粒子を微細化する役割を果たすことができない。
好ましくは、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、0.60-1.0%の炭素当量Ceqを有し;ここで炭素当量Ceqは、下式に従って計算される。
ここで、式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す。
本発明において、Cの含有量が低すぎる場合、丸鋼の強度要求を満足することが困難であり、従って炭素当量Ceqの下限は0.60%に設定される必要がある。他方、炭素当量Ceqが高すぎる場合、鋼の靭性は低下し、そしてそれゆえ炭素当量Ceqの上限は1.0%に設定される。本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼における炭素当量は、0.60-1.0%の範囲にあるように制御され、そして具体的な値は実際の要求に従って調節され得、異なる状況において本発明の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の使用要求を満足する。
好ましくは、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、ベイナイトマトリクスを有する非焼入れおよび焼き戻し鋼である。すなわち、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼はベイナイトを含む微細構造を有し、そして非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の任意の断面において、ベイナイトの面積は断面の面積の85%以上を占める。
好ましくは、本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、515-565 ℃のベイナイト変態温度TBを有し;ここでベイナイト変態温度TB（℃）は、下式に従って計算される。
ここで、式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す。
丸鋼の製造プロセスにおいて、鋼はベイナイト変態温度TB以下に冷却され、その結果、ベイナイト構造が鋼中に形成される。
好ましくは、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の微細構造は、残留オーステナイト、およびフェライトまたはパーライトの少なくとも１つをさらに含む。
好ましくは、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、1000 MPa以上の引張強度Rm、12%以上の伸び率A、35%以上の断面収縮率Z、および27 J以上のシャルピー衝撃エネルギーAkuを有する。
別の局面において、本発明は、以下の工程を含む、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の製造方法をさらに提供する：
S1: 製錬および鋳造;
S2: 加熱;
S3: 鍛造または圧延;および
S4: 最終加工;
ここで上述の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、質量パーセントで以下の化学成分を含む：
C: 0.36-0.45%; Si: 0.20-0.70%; Mn: 1.25-1.85%; Cr: 0.15-0.55%; Ni: 0.10-0.25%; Mo: 0.10-0.25%; Al: 0.02-0.05%; Nb: 0.001-0.040%; V: 0.10-0.25%; S: 0.02-0.06%；および残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
上述の工程S1において、製錬は電気炉製錬または転炉製錬によって行われ得、そして精錬および真空処理が行われる。いくつかの他の実施態様において、製錬はまた、真空誘導炉を採用することによって行われ得る。鋳造は製錬の完了後に行われる。上述の工程S1において、鋳造はダイカストまたは連続鋳造によって行われ得る。
好ましくは、上述の工程S2において、加熱の温度は1050-1250 ℃で制御され、そして3-24 h保持され、本発明における非焼入れおよび焼き戻し鋼が加熱プロセスの間に完全にオーステナイト化されることを確保する。
好ましくは、上述の工程S3において、最終圧延温度または最終鍛造温度は800 ℃以上であるように制御され、そして冷却は圧延または鍛造後に行われる。さらに、工程S3において、鍛造について、鋼インゴット（鋼塊）は最終製品サイズに直接鍛造され得；そして圧延について、ビレット（鋼片）は最終製品サイズに直接圧延され得、またはビレットは最初に規定の中間ビレットサイズに圧延され、そして次いで中間加熱および圧延に供され最終製品サイズにされる。中間ビレットの中間加熱温度は1050-1250 ℃で制御され得、そして3-24 h保持される。圧延または鍛造後の冷却は、一般に1.5 ℃/s以下の冷却速度を用いた徐冷であり、そして冷却方法は空冷または風冷であり得る。
上述の工程S4において、最終加工工程は、丸鋼スキニングおよび熱処理、ならびに品質を確保するための非破壊試験などを含み得る。具体的には、必要に応じて行われるスキニング手順は、回転によるスキニングまたは砥石車を用いたスキニングなどであり得；必要に応じて行われる熱処理手順は、焼きなましまたは等温焼きなましなどであり得；そして必要に応じて行われる非破壊試験は、超音波探傷試験または磁粉探傷試験などであり得る。
先行技術と比較して、本発明の高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼およびその製造方法は、以下の有益な効果を有する：
1.本発明において、プロセス最適化と組み合わせて化学組成を合理的に設計することにより、高強度、高靭性および優れた切削性能を有する非焼入れおよび焼き戻し鋼が開発される。非焼入れおよび焼き戻し鋼は、主としてベイナイトからなる構造を有し、そしてベイナイトマトリクス中に分散した微細析出物があり、これにより、本発明における非焼入れおよび焼き戻し鋼は良好な塑性、靭性を有し、そして易切削である。
2.本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の製造プロセスは、よく設計されており、そして広いプロセスウインドウを有し、バッチ商業生産が棒生産ライン上で実現され得、そして鋼は、自動車のクランクシャフトおよびシャフト部品などの高強度棒を必要とする状況において使用され得る。
3.本発明における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、良好な衝撃靭性および塑性を有するだけでなく、良好な耐疲労性および易切削もまた有し、ここで鋼は、1000 MPa以上の引張強度Rm、12%以上の伸び率A、35%以上の断面収縮率Z、および27 J以上のシャルピー衝撃エネルギーAkuを有し、そして自動車および作業機械などの高強度および靭性鋼を必要とする状況の使用要求を満足し得る。
図1は、500-倍光学顕微鏡下、実施例2における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の断面の微細構造メタログラフである；および 図2は、500-倍光学顕微鏡下、実施例2における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼によって調製したクランクシャフトの断面の微細構造メタログラフである。
詳細な説明
本発明の実施態様は、特定の具体的な例によって以下に記載され、そして当業者はこの説明に開示された内容から本発明の他の利点および効果を容易に理解し得る。本発明の説明は好適な例と組み合わせて導入されるが、本発明の特徴はこれらの実施態様に限定されることを意味しない。それどころか、本発明を実施態様と組み合わせて導入する目的は、本発明の特許請求の範囲に基づいて拡張され得る他の選択肢または改変をカバーすることである。本発明の完全な理解を提供するため以下の説明は多くの具体的詳細を含む。本発明はまた、これらの詳細なしで実施され得る。さらに、本発明の焦点を混同させるまたは曖昧にさせるのを避けるため、いくつかの具体的詳細は説明において省略される。本発明における実施例および実施例における特徴は、矛盾がない場合には互いに組み合わされ得ることに留意すべきである。
実施例1-6および比較例1-4
実施例1-6における高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は全て、以下の工程によって調製する：
S1:以下の表1-1および1-2に示す化学組成に従って製錬および鋳造を行う:ここで製錬は、50kgまたは150 kg真空誘導炉中で行い得、または製錬は、電気炉製錬＋炉外での精錬＋真空脱気の方法で行い得る;
S2: 加熱:加熱の温度は1050-1250 ℃で制御し、そして3-24 h保持する;
S3: 鍛造または圧延:最終圧延温度または最終鍛造温度を800 ℃以上であるように制御する;および圧延または鍛造後に冷却を行う、ここで冷却速度は1.5 ℃/s以下であるように制御し、そして冷却方法は空冷または風冷であり得る;および
S4: 最終加工、例えばスキニング。
工程S3において、鍛造を行う場合、鋼インゴットは最終製品サイズに直接鍛造し;一方、圧延を行う場合、ビレットを最終製品サイズに直接圧延し得、またはビレットを最初に規定の中間ビレットサイズに圧延し、そして次いで中間加熱および圧延に供して最終製品サイズにすることに留意すべきである。
実施例1-6における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼および比較例1-4における比較鋼の具体的な製造プロセスは以下の通りである。
実施例1: 製錬を、以下の表1-1および1-2に示す化学組成に従って50 kg真空誘導炉で行う。溶融した鋼を鋼インゴットに鋳造し、そして鋼インゴットを加熱し、そしてビレットに鍛造し、ここで加熱温度は1050 ℃であり、そして次いで温度を3 h保持後に鍛造を行い、そして60 mmの直径Φを有する棒を最終的に形成し、ここで最終鍛造温度は910 ℃であり、そして次いで鍛造後に空冷を行う。
実施例2: 製錬を、以下の表1-1および1-2に示す化学組成に従って150 kg真空誘導炉で行う。溶融した鋼を鋼インゴットに鋳造し、そして鋼インゴットを加熱し、そしてビレットに鍛造し、ここで加熱温度は1100 ℃であり、そして次いで温度を4 h保持後に鍛造を行い、そして直径Φ=92 mmを有する棒を最終的に形成し、ここで最終鍛造温度は1000 ℃であり、そして次いで風冷を行い、そして回転によってΦ=90 mmまでスキニングする。
実施例3:表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、LF精錬およびVD真空処理し、次いで320 mm×425 mmの連続鋳造ビレットに鋳造する。連続鋳造ビレットを、最初に予熱セクションにおいて600 ℃に加熱し、そして第１加熱セクションにおいて980 ℃に持続的に加熱し、そしてこの温度で保持し、次いで第２加熱セクションにおいて1200 ℃に持続的に加熱し、そしてこの温度で8 h保持し、そして1220 ℃の温度で浸漬セクションに入り、そしてこの温度で4 h保持し、そして次いで続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを圧延し、そして最後にΦ=100 mmの棒に丸め、ここで最終圧延温度は1000 ℃である。棒を圧延後に空冷に供し、そして超音波探傷試験および磁粉探傷試験などによって試験する。
実施例4: 表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、LF精錬およびVD真空処理し、次いで280 mm×280 mmの連続鋳造ビレットに鋳造する。連続鋳造ビレットを、最初に予熱セクションにおいて620 ℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950 ℃に持続的に加熱し、そしてこの温度で保持し、そして第２加熱セクションにおいて1150 ℃に持続的に加熱し、そしてこの温度で6 h保持し、そして次いで1200 ℃の温度で浸漬セクションに入り、この温度で2 h保持し、そして続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを圧延し、そして最後にΦ=80 mmの棒に丸め、ここで最終圧延温度は970 ℃である。棒を圧延後に空冷に供し、そして次いで砥石車でのスキニング処理に供し、そして超音波探傷試験および磁粉探傷試験などによって試験する。
実施例5: 表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、LF精錬およびVD真空処理し、次いで320 mm×425 mmの連続鋳造ビレットに鋳造する。連続鋳造ビレットを、最初に予熱セクションにおいて600 ℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950 ℃に持続的に加熱し、この温度で保持し、そして第２加熱セクションにおいて1200 ℃に持続的に加熱し、この温度で8 h保持し、そして次いで1230 ℃の温度で浸漬セクションに入り、そしてこの温度で保持し、そして続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを中間ビレットに丸め、ここで第１最終圧延温度は1050 ℃であり、そして中間ビレットのサイズは220 mm×220 mmである。圧延後、ビレットを空冷に供する。次いで中間ビレットを予熱セクションにおいて680 ℃に加熱し、第１加熱セクションにおいて1050 ℃に加熱し、第２加熱セクションにおいて1200 ℃に加熱し、そしてこの温度で6 h保持し、次いで1220 ℃の浸漬温度で浸漬セクションに入る。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを圧延し、ここで第２最終圧延温度は950 ℃であり、そして完成した棒の仕様はΦ=60 mmである。棒を圧延後に空冷に供し、そして次いで超音波探傷試験および磁粉探傷試験などによって試験する。
実施例6: 表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、精錬および真空処理し、次いで280 mm×280 mmの連続鋳造ビレットに鋳造する。連続鋳造ビレットを、最初に予熱セクションにおいて最初に680 ℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて900 ℃に持続的に加熱し、この温度で保持し、そして第２加熱セクションにおいて1180 ℃に持続的に加熱し、そしてこの温度で6 h保持し、そして次いで1200 ℃の温度で浸漬セクションに入り、この温度で保持し、そして続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを中間ビレットに圧延し、ここで第１最終圧延温度は1000 ℃であり、そして中間ビレットのサイズは140 mm×140 mmである。次いで中間ビレットを700 ℃に予熱し、第１加熱セクションにおいて1100 ℃に加熱し、第２加熱セクションにおいて1220 ℃に加熱し、この温度で5 h保持し、そして次いで1220 ℃の浸漬温度で浸漬セクションに入る。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを圧延し、ここで第２最終圧延温度は920 ℃であり、そして完成した棒の仕様はΦ=30 mmである。棒を圧延後に空冷に供し、次いで回転によってスキニング処理に供し、そして超音波探傷試験および磁粉探傷試験によって試験する。
比較例1:その実施方法は実施例1と同じであり、以下の工程を含む：表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、精錬および真空処理し、そして次いで280 mm×280 mmの四角ビレットに連続鋳造する。連続鋳造ビレットを、最初に予熱セクションにおいて600 ℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて980 ℃に加熱し、この温度で保持し、そして第２加熱セクションにおいて1200 ℃に持続的に加熱し、そしてこの温度で保持し、そして次いで1220 ℃の温度で浸漬セクションに入り、この温度で保持し、そして続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットをΦ=90 mmの棒に連続圧延し、ここで最終圧延温度は1000 ℃である。棒を圧延後に空冷に供し、650 ℃で焼きなまし処理し、そして超音波探傷試験および磁粉探傷試験によって試験する。
比較例2:その実施方法は実施例2と同じであり、以下の工程を含む：製錬を、以下の表1-1および1-2に示す化学組成に従って150 kg真空誘導炉で行う。溶融した鋼を鋼インゴットに鋳造し、そして鋼インゴットを加熱し、そしてビレットに鍛造し、ここで加熱温度は1100 ℃である。温度を4 h保持後に鍛造を行い、ここで最終鍛造温度は1000 ℃であり、そして最後に直径Φ=92 mmを有する棒を形成し、次いで徐冷に供し、そして回転によってΦ=90 mmまでスキニングする。
比較例3:その実施方法は実施例4と同じであり、以下の工程を含む：表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、精錬および真空処理し、280 mm×280 mmの四角ビレットに連続鋳造する。連続鋳造ビレットを、最初に予熱セクションにおいて680 ℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて900 ℃に持続的に加熱し、この温度で保持し、そして第２加熱セクションにおいて1180 ℃に持続的に加熱し、この温度で保持し、そして次いで1200 ℃の温度で浸漬セクションに入り、この温度で保持し、そして続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットをΦ=90 mmの棒に連続圧延し、ここで最終圧延温度は960 ℃である。棒を圧延後に空冷に供し、650 ℃で焼きなまし処理し、そして超音波探傷試験および磁粉探傷試験によって試験する。
比較例4:その実施方法は実施例5と同じであり、以下の工程を含む：表1-1および1-2に示す化学組成に従って電気炉製錬を行い、精錬および真空処理し、そして次いで320 mm×425 mmの連続鋳造ビレットに鋳造する。連続鋳造ビレットを予熱セクションにおいて600 ℃に加熱し、次いで第１加熱セクションにおいて950 ℃に持続的に加熱し、この温度で保持し、そして第２加熱セクションにおいて1200 ℃に持続的に加熱し、この温度で保持し、そして次いで1230 ℃の温度で浸漬セクションに入り、この温度で保持し、そして続く圧延に供する。加熱炉から出てそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを中間ビレットに圧延し、ここで第１最終圧延温度は1050 ℃であり、そして中間ビレットのサイズは220 mm×220 mmである。次いで中間ビレットを予熱セクションにおいて680 ℃に加熱し、第１加熱セクションにおいて1050 ℃に加熱し、第２加熱セクションにおいて1200 ℃に加熱し、この温度で保持し、そして次いで1220 ℃の浸漬温度で浸漬セクションに入る。炉から離れそして高圧水によって脱スケールした後、ビレットを圧延し、ここで第２最終圧延温度は950 ℃であり、そして完成した棒の仕様はΦ=60 mmである。棒を圧延後に空冷に供し、そして超音波探傷試験および磁粉探傷試験によって試験する。
表1-1は、実施例1-6における高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼および比較例1-4における比較鋼の化学元素の質量パーセントを列挙する。
表1-2は、実施例1-6における高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼および比較例1-4における比較鋼における化学元素の質量パーセントから計算した、焼入れ性についての理想臨界直径DI、炭素当量Ceq、マイクロ合金化係数rM/Nおよびベイナイト変態温度TBを列挙する。
上記表において、DI、マイクロ合金化元素係数rM/N、炭素当量Ceqおよびベイナイト変態温度TBは、それぞれ上記で列挙した関連する式に従って計算される。
表2は、実施例1-6における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼および比較例1-4における比較鋼の製造方法において採用した具体的なプロセスパラメーターを列挙する。
表2において、実施例5、実施例6および比較例4の３つの実施態様において、圧延プロセスにおいて、鋼ビレットを最初にそれらのそれぞれの指定された中間ビレットに圧延し、そして次いで加熱し、そして最終製品サイズに再度圧延する。
実施例1-6で得られた非焼入れおよび焼き戻し丸鋼および比較例1-4における比較鋼は、それぞれサンプルをとり、そして試験標本をGB/T 2975を参照して調製する。引張試験および衝撃試験は、それぞれGB/T 228.1およびGB/T 229に従って行い、実施例および比較例における鋼板の機械的特性を得る。
非焼入れおよび焼き戻し丸鋼を、通常の旋盤による切削に供し、そして削りくずを集めて鋼の切削性能を評価する：簡単に砕ける粒状削りくずを「良好」と評価し、一方、簡単に砕けない連続らせん状削りくずを「劣等」と評価し、そして前述の２つの間の「C」型で存在する削りくずを「中間」と評価する。実施例および比較例の機械的特性および切削性能の得られた試験結果を表3に列挙する。
表3は、実施例1-6における高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼および比較例1-2における比較鋼の試験結果を列挙する。
表3から分かるように、本発明の実施例1-6における高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の総合的な特性は、比較例1-4における比較鋼の特性よりも明らかに優れている。本発明において、実施例1-6における高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、1000 MPa以上の引張強度Rm、12%以上の伸び率A、35%以上の断面収縮率Z、および27 J以上のシャルピー衝撃エネルギーAkuを有し、これは良好な衝撃靭性および塑性を有するだけでなく、良好な耐疲労性もまた有し、そして容易に切削することができ、そしてそれゆえ自動車および作業機械などの高強度および靭性鋼を必要とする状況の使用要求を満足し得る。
表1-1、1-2、2および3を継続的に参照して、比較例1の化学元素組成およびいくつかの関連するプロセスは全て本発明の設計要求を満足するが、実施例1-6と比較して、比較例1における焼入れ性についての理想臨界直径DIは9.1であり、これは5.0-9.0の好ましい範囲にはなく、その結果、比較例1における衝撃エネルギーは実施例1-6における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の衝撃エネルギーよりも低いことが分かる。
さらに、比較例2-4において、全ての３つの比較例は、化学元素組成の設計プロセスにおいて本発明の設計仕様の要求を満足しないパラメーターを有する。従って、実施例1-6における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼と比較して、比較例2および3における比較鋼はより低い強度を有し、一方、比較例4における比較鋼はより低い靭性を有し、比較例3および4は劣った使用効果を有し、比較例3から調製したクランクシャフトは23 J程度の低い衝撃エネルギーを有し、そして比較例4から調製したクランクシャフトは切削の間に削りくずが容易に砕けず、低い加工効率をもたらし、従って使用の要求を満足することができない。
図1は、500-倍光学顕微鏡下、実施例2における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の微細構造メタログラフである。
図1から、実施例2における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の微細構造は主としてベイナイトであり、そして丸鋼の断面におけるベイナイトの面積パーセントは85%以上であることが分かる。さらに、実施例2において、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の微細構造はまた、残留オーステナイトおよび少量のフェライト＋パーライトを含む。
図2は、500-倍光学顕微鏡下、実施例2における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼で作製したクランクシャフトの断面の微細構造メタログラフである。
図2から分かるように、実施例2における非焼入れおよび焼き戻し丸鋼で作製したクランクシャフトの微細構造はベイナイトである。
本願における各技術的特徴の組み合わせ方法は、本願の特許請求の範囲に記録された組み合わせ方法または特定の実施例に記録された組み合わせ方法に限定されない。本願に記録された全ての技術的特徴は、それらの中で矛盾がない限り、自由に組み合わせられ得、またはいかなる方法によっても結合され得る。
また、上記で列挙した実施例は単に本発明の特定の例であることに留意すべきである。明らかに、本発明は上述の実施例に限定されず、そしてそれに沿ってなされた類似の変化または変形は、本発明の開示から当業者によって直接導き出され得るかまたは容易に連想され得、そしてそれらは全て本発明の特許請求した範囲に属する。

Claims (12)

  1. 質量パーセントで以下の化学元素を含む、高強度、高靭性および易切削の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼：
    C: 0.36-0.45%; Si: 0.20-0.70%; Mn: 1.25-1.85%; Cr: 0.15-0.55%; Ni: 0.10-0.25%; Mo: 0.10-0.25%; Al: 0.02-0.05%; Nb: 0.001-0.040%; V: 0.10-0.25%; S: 0.02-0.06%；および残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
  2. 鋼がCuをさらに含み、Cuの含有量が質量パーセントで0＜Cu≦0.25%である、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  3. 不可避的不純物の中で、各化学元素の含有量が質量パーセントで：P≦0.015%; N≦0.015%; O≦0.002%; Ti≦0.003%; およびCa≦0.005%の少なくとも１つを満足する、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  4. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼が、焼入れ性についての理想臨界直径DIの値5.0-9.0を有し;ここで焼入れ性についての理想臨界直径DIが、下式

    式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す、
    に従って計算される、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  5. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼が、1.1-9.9のマイクロ合金化元素係数rM/Nを有し;ここでマイクロ合金化元素係数rM/Nが、下式

    式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す、
    に従って計算される、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  6. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼が、0.60-1.0%の炭素当量Ceqを有し;ここで炭素当量Ceqが、下式：

    式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す、
    に従って計算される、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  7. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼がベイナイトを含む微細構造を有し、そして非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の任意の断面において、ベイナイトの面積が断面の面積の85%以上を占める、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  8. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼が、515-565 ℃のベイナイト変態温度TBを有し;ここでベイナイト変態温度TBが、下式：

    式中の各化学元素は、対応する化学元素の質量パーセントのパーセントの記号の前の数値を表す、
    に従って計算される、請求項７に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  9. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の微細構造が、残留オーステナイト、およびフェライトまたはパーライトの少なくとも１つをさらに含む、請求項７に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  10. 非焼入れおよび焼き戻し丸鋼が、1000 MPa以上の引張強度Rm、12%以上の伸び率A、35%以上の断面収縮率Z、および27 J以上のシャルピー衝撃エネルギーAkuを有する、請求項１に記載の非焼入れおよび焼き戻し丸鋼。
  11. 以下の工程を含む、非焼入れおよび焼き戻し丸鋼の製造方法：
    S1: 製錬および鋳造;
    S2: 加熱;
    S3: 鍛造または圧延;および
    S4: 最終加工;
    ここで非焼入れおよび焼き戻し丸鋼は、質量パーセントで以下の化学元素を含む：
    C: 0.36-0.45%; Si: 0.20-0.70%; Mn: 1.25-1.85%; Cr: 0.15-0.55%; Ni: 0.10-0.25%; Mo: 0.10-0.25%; Al: 0.02-0.05%; Nb: 0.001-0.040%; V: 0.10-0.25%; S: 0.02-0.06%；および残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
  12. 以下の製造プロセス条件の少なくとも１つ：
    工程S2において、加熱の温度は1050-1250 ℃で制御され、そして3-24 h保持される;
    工程S3において、最終圧延温度または最終鍛造温度は800 ℃以上であるように制御され、そして冷却は圧延または鍛造後に行う、
    を満足する、請求項１１に記載の製造方法。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115404415B (zh) * 2022-08-01 2024-04-30 山东钢铁股份有限公司 一种支承轴锻件用圆钢及其轧制方法
CN115418590B (zh) * 2022-08-31 2023-08-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有良好耐蚀性的高强韧性风电螺栓用非调质钢及其生产方法
CN115369324B (zh) * 2022-09-05 2023-12-08 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种汽车用38MnVS5稀土易切削热轧圆钢及其制备方法
CN115537663B (zh) * 2022-10-13 2023-06-02 宝武杰富意特殊钢有限公司 高硅高氮非调质钢及其制备方法
CN116536584A (zh) * 2023-05-05 2023-08-04 本钢板材股份有限公司 一种载重轴用ggp300热轧圆钢及其制备方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2287956B (en) * 1994-03-31 1998-02-04 Daewoo Heavy Ind Co Ltd Thermal refiningless hot-rolled steel and method of making same
JP3525666B2 (ja) * 1997-01-24 2004-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 非調質高強度継目無鋼管
CN102286698B (zh) * 2010-06-17 2013-06-26 宝山钢铁股份有限公司 一种塑料模具钢及其制造方法
CN102899589A (zh) * 2012-09-25 2013-01-30 长城汽车股份有限公司 一种高强度非调质贝氏体钢及制备方法
JP2016027204A (ja) * 2014-07-07 2016-02-18 大同特殊鋼株式会社 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
CN104451417A (zh) * 2014-12-31 2015-03-25 广东韶钢松山股份有限公司 一种高洁净非调质塑料模具钢厚板生产工艺
CN111304517B (zh) * 2020-03-05 2021-04-30 中天钢铁集团有限公司 一种汽车发动机涨断连杆用高强度高屈强比非调质钢及生产方法

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