TWI604071B - Steel plate and its manufacturing method - Google Patents

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TWI604071B
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Kazuo Hikida
Ken Takata
Motonori Hashimoto
Toshimasa Tomokiyo
Yasushi Tsukano
Takashi Aramaki
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

鋼板及其製造方法 技術領域
本發明有關於鋼板及其製造方法。
背景技術
含有以質量%計0.1~0.4%之碳的鋼板,正被作為自胚料施行壓製成形、擴孔成形、彎曲成形、沖壓成形、增厚及減厚成形、及組合該等之冷鍛後,成為汽車之齒輪、離合器等驅動系零件的素材使用。相較於以往之熱鍛等,冷鍛時素材所累積之應變量變高,有導致素材之龜裂或成形時產生翹曲,導致零件特性惡化的課題。
特別是,為得耐磨耗性而對成形素材施行浸碳淬火及回火後,因熱處理而產生殘留應力,故呈自前述龜裂部及翹曲部導致裂痕產生及發展的狀態。為作為驅動系零件使用,要求對啟動時齒輪之咬合等所造成的瞬間大之載重的負荷,可獲得不會脆性破壞之耐衝撃特性,故對前述鋼板要求優異之冷鍛性與確保浸碳淬火回火後之耐衝撃特性。
迄今,有許多人提出了針對改善鋼板之冷鍛性與 浸碳後之耐衝撃特性的技術(參照例如,專利文獻1~5)。
例如,專利文獻1中揭示了一種機械構造用鋼,係藉由抑制浸碳熱處理之結晶粒的粗大化來提升韌性的機械構造用鋼,以質量%計,含有:C:0.10~0.30%、Si:0.05~2.0%、Mn:0.10~0.50%、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:1.80~3.00%、Al:0.005~0.050%、Nb:0.02~0.10%、N:0.0300%以下,剩餘部分由Fe及不可避免的雜質所構成,冷加工前之組織係肥粒鐵.波來鐵組織,該肥粒鐵粒徑的平均值係15μm以上。
專利文獻2中揭示了一種鋼,作為冷加工性與浸碳淬火性優異之鋼,含有:C:0.15~0.40%、Si:1.00%以下、Mn:0.40%以下、sol.Al:0.02%以下、N:0.006%以下、B:0.005~0.050%,剩餘部分由Fe及不可避免的雜質所構成,且具有以肥粒鐵相與石墨相作為主體之組織。
專利文獻3中揭示了一種衝撃強度優異之浸碳斜齒輪用鋼材、高韌性浸碳斜齒輪、及其製造方法。
專利文獻4中揭示了一種對球化退火後進行冷鍛,並於浸碳淬火回火步驟中製造之零件,具有優異之加工性,且之後的浸碳中亦可抑制結晶粒之粗大化,具優異之耐衝撃特性、耐衝撃疲勞特性的浸碳零件用鋼。
專利文獻5中揭示了一種鋼,作為電漿浸碳用冷工具鋼,含有:C:0.40~0.80%、Si:0.05~1.50%、Mn:0.05~1.50%、及、V:1.8~6.0%,更含有Ni:0.10~2.50%、Cr:0.1~2.0%、及Mo:3.0%以下之1種或2種以上,剩餘部 分由Fe及不可避免的雜質所構成。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1:日本專利特開2013-040376號公報
專利文獻2:日本專利特開平06-116679號公報
專利文獻3:日本專利特開平09-201644號公報
專利文獻4:日本專利特開2006-213951號公報
專利文獻5:日本專利特開平10-158780號公報
發明概要
專利文獻1之機械構造用鋼組織係肥粒鐵+波來鐵之組織,該組織相較於肥粒鐵+雪明碳鐵組織,因具有較大之硬度,故未能抑制冷鍛中模具的損耗,未能稱作冷鍛性優異之機械構造用鋼。
專利文獻2之鋼中,雪明碳鐵之石墨化處理需高溫下的退火,未能抑制良率下降或製造成本增加。
專利文獻3之製造方法需於冷鍛及浸碳理後更加進行熱鍛,因需熱鍛故非可根本地低成本化的製造方法。
專利文獻4之浸碳零件用鋼於賦與大之應變的冷鍛中能否具有相同效果尚不明確,此外,具體之組織形態或組織之控制方法亦不明確,於近年來廣為通用之板鍛造等冷環境下賦與大之應變的鍛造成形中,仍未能稱作顯示優異之加工性的鋼。
專利文獻5中,並未揭示任何關於提升鋼之成形性、特別是冷鍛性之最佳成分及組織形態的觀察所得知識及技術。
本發明有鑑於前述以往技術之實際情況,以冷鍛性與浸碳淬火回火後之耐衝撃特性優異,特別是以提供適合藉由板成形得到高頻齒輪等零件的較佳鋼板與其製造方法作為課題。
為解決前述課題,為得到適合驅動系零件等素材之鋼板,可知於含有為提高淬火性所需之C的鋼板中,加大肥粒鐵之粒徑,並將碳化物(主要係雪明碳鐵)球化成適當之粒徑,減少波來鐵組織即可。這是因為以下理由。
肥粒鐵相之硬度低、延性高。因此,以肥粒鐵作為主體之組織藉由加大其粒徑,即可提高素材成形性。
藉於金屬組織中適當地分散碳化物,可一面保持素材成形性,一面賦與優異之耐磨耗性或轉動疲勞特性,故係驅動系零件中不可或缺的組織。又,鋼板中之碳化物係防止滑動之堅硬的粒子,藉於肥粒鐵晶界中存在碳化物,可防止滑動之傳播越過結晶晶界,可抑制剪切帶(shear zone)之形成,提升冷鍛性,同時亦提升鋼板之成形性。
但,雪明碳鐵係硬且脆之組織,於存在與肥粒鐵為層狀組織之波來鐵的狀態時,因鋼變硬且脆,故需以球狀存在。考量到冷鍛性、或鍛造時產生之裂縫,該粒徑需於適當之範圍。
然而,迄今尚未揭示可實現前述組織之製造方法。因此,本發明人等專心地研究可實現前述組織之製造方法。
結果,為使熱軋延後捲取後之鋼板的金屬組織,成為層狀間隔小的微細之波來鐵或細小之肥粒鐵中分散有雪明碳鐵的變韌鐵組織,而以較低溫捲取(400℃~550℃)。藉以較低溫捲取,分散於肥粒鐵中之雪明碳鐵亦變得容易球化。接著,第1階段退火中,以Ac1點下之溫度進行退火使雪明碳鐵部分球化。然後,第2階段退火中,以Ac1點與Ac3點間之溫度(即肥粒鐵與沃斯田鐵之二相域)進行退火,殘留一部分之肥粒鐵粒,並使一部分變態成沃斯田鐵。之後進行緩冷卻使殘留之肥粒鐵粒成長,並以其為核地使沃斯田鐵變態成肥粒鐵變態,藉此,可得大之肥粒鐵相並於晶界析出雪明碳鐵,發現可實現前述組織。
換言之,發現僅單一地研究熱軋條件或退火條件等將不易實現同時滿足淬火性與成形性之鋼板的製造方法,藉由以熱軋.退火步驟等所謂之一連串之步驟達成最佳化方可實現。
又,改善冷鍛時之沖壓成形性需降低塑性異向性,且發現調整熱軋條件對於該改善係重要。
本發明有鑑於該等觀察所得知識而構成,其要旨係如下述。
(1)一種鋼板,其成分組成以質量%計,包含:C:0.10~0.40%、Si:0.01~0.30%、Mn:0.30~1.00%、Al: 0.001~0.10%、Cr:0.50~2.00%、Mo:0.001~1.00%、P:0.020%以下、S:0.010%以下、N:0.020%以下、O:0.020%以下、Ti:0.010%以下、B:0.0005%以下、Sn:0.050%以下、Sb:0.050%以下、As:0.050%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Cu:0.10%以下、W:0.10%以下、Ta:0.10%以下、Ni:0.10%以下、Mg:0.050%以下、Ca:0.050%以下、Y:0.050%以下、Zr:0.050%以下、La:0.050%以下、及Ce:0.050%,剩餘部分係Fe及雜質之低碳鋼板;前述低碳鋼板之金屬組織滿足:碳化物粒徑係0.4~2.0μm,波來鐵面積率係6%以下,及肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率大於1;前述低碳鋼板之維克氏硬度係100HV以上且180HV以下。
(2)一種冷鍛性及鋼板之製造方法,係製造前述(1)之鋼板,該製造方法係對具有前述(1)之成分組成的鋼片施行熱軋延而製成熱軋鋼板,且該熱軋延係於650℃以上且950℃以下之溫度域中結束最終熱軋;以400℃以上且600℃以下捲取前述熱軋鋼板;對捲取後之熱軋鋼板施行酸洗,再以30℃/小時以上且150℃/小時以下之加熱速度將酸洗後之熱軋鋼板加熱至650℃以上且720℃以下的退火溫度後,施行保持3小時以上且60小時以下之第1階段退火;接著以1℃/小時以上且80℃/小時以下之加熱速度將熱軋鋼板加熱至725℃以上且790℃以下之退火溫度後,施行保持3小時以上且50小時以下之第2階段退火;以1℃/小時以上且100℃/小時以下之冷卻速度將退火後之熱軋鋼板冷卻至650℃。
依據本發明,可提供冷鍛性及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性優異,特別是可較佳地藉由板成形得到高頻齒輪等零件之鋼板及其製造方法。
1‧‧‧圓盤狀試驗材
2‧‧‧杯狀試驗材
3‧‧‧裂縫
4‧‧‧試樣
5‧‧‧落錘
L‧‧‧龜裂之最大長度
圖1係示意顯示冷鍛試驗之概要與於冷鍛時導入之龜裂之態樣的圖。圖1(a)顯示自熱軋鋼板切出之圓盤狀試驗材,圖1(b)顯示冷鍛後之試驗材的形狀,圖1(c)顯示冷鍛後之試驗材的截面態樣。
圖2係示意顯示用來評價經施行過浸碳淬火回火之試樣的耐衝撃特性之落重試驗之概要的圖。
圖3係顯示晶界碳化物之個數相對於粒內碳化物之個數的比率、與冷鍛試驗片之龜裂長度及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性之關係的圖。
圖4係顯示晶界碳化物之個數相對於粒內碳化物之個數的比率、與冷鍛試驗片之龜裂長度及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性之其他關係的圖。
用以實施發明之形態
以下,詳細地說明本發明。首先,說明本發明鋼板成分組成之限定理由。此處,成分組成之「%」係「質量%」之意。
[C:0.10~0.40%]
C係於鋼中形成碳化物,對鋼之強化及肥粒鐵粒之微細 化有效之元素。為抑制冷加工產生梨皮,確保冷鍛零件表面之美觀,需抑制肥粒鐵粒徑之粗大化,但小於0.10%時,碳化物之體積率不足,未能抑制退火中碳化物之粗大化,故將C設為0.10%以上。以0.11%以上為佳。
另一方面,大於0.40%時,碳化物之體積率增加,於瞬間負載載重時將大量生成成為破壞起點之裂痕,導致耐衝撃特性下降,故將C設為0.40%以下。以0.38%以下為佳。
[Si:0.01~0.30%]
Si係作為脫氧劑作用,又,對碳化物之形態造成影響的元素。為減少可得脫氧效果之肥粒鐵粒內碳化物的個數,並增加肥粒鐵晶界上之碳化物個數,藉由2階段型退火,於退火中生成沃斯田鐵相,暫時熔解碳化物後緩冷卻,需促進對肥粒鐵晶界之碳化物生成。
Si大於0.30%時,肥粒鐵之延性下降,冷鍛時容易產生裂痕,因冷鍛性與浸碳淬火回火後之耐衝撃特性下降,故將Si設為0.30%以下。以0.28%以下為佳。
Si以越少越佳,但為減少至0.01%時因將導致精煉成本大幅增加,故將Si設為0.01%以上。以0.02%以上為佳。
[Mn:0.30~1.00%]
Mn係於2階段型退火中控制碳化物形態的元素。小於0.30%時,因第2階段退火後的緩冷卻中不易於肥粒鐵晶界上生成碳化物,故將Mn設為0.30%以上。以0.33%以上為佳。
另一方面,大於1.00%時,因浸碳淬火回火後之韌性下降,故將Mn設為1.00%以下。以0.96%以下為佳。
[Al:0.001~0.10%]
Al係作為鋼之脫氧劑作用可穩定化肥粒鐵的元素。小於0.001%時,因未能充分地得到添加效果,故將Al設為0.001%以上。以0.004%以上為佳。
另一方面,大於0.10%時,將使晶界上之碳化物個數比例下降,導致冷鍛時之龜裂長度增加,故將Al設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Cr:0.50~2.00%]
Cr及Mo係可提升韌性之元素。Cr係有助於熱處理時碳化物之穩定化的元素。小於0.50%時,浸碳時將不易殘留碳化物,導致表層之沃斯田鐵粒徑粗大化,造成耐衝撃特性下降,故將Cr設為0.50%以上。以0.52%以上為佳。
另一方面,大於2.00%時,碳化物中之Cr濃化量增加,2階段型退火中生成的沃斯田鐵相中殘留有大量微細之碳化物,故緩冷卻後粒內亦存在碳化物,導致硬度增加與晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將Cr設為2.00%以下。以1.94%以下為佳。
[Mo:0.001~1.00%]
Mo係有助於控制碳化物之形態的元素。小於0.001%時因未能充分地得到添加效果,故將Mo設為0.001%以上。以0.017%以上為佳。
另一方面,大於1.00%時,因碳化物中之Mo濃 化,沃斯田鐵相中穩定之碳化物亦變多,故緩冷卻後於粒內亦存在碳化物,導致硬度增加與晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將Mo設為1.00%以下。以0.94%以下為佳。
以下元素係雜質,需控制在固定量以下。
[P:0.020%以下]
P係於肥粒鐵晶界偏析,抑制晶界碳化物生成之元素。以越少越佳。P含量亦可為0,但為於精煉步驟中小於0.0001%時需高純度化,精煉需要長時間,而導致製造成本大幅增加,故實質之下限係0.0001~0.0013%。
另一方面,大於0.020%時,晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將P設為0.020%以下。以0.018%以下為佳。
[S:0.010%以下]
S係形成MnS等非金屬夾雜物之雜質元素。非金屬夾雜物因於冷鍛時將成為產生裂痕之起點,故S以越少越佳。S含量亦可為0,但將S減少至小於0.0001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係0.0001~0.0012%。
另一方面,大於0.010%時,因導致冷鍛時之龜裂長度增加,故將S設為0.010%以下。以0.009%以下為佳。
[N:0.020%以下]
N朝肥粒鐵晶界偏析,係抑制晶界上之碳化物生成的元素。以越少越佳。N含量亦可為0,但減少至小於0.0001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係 0.0001~0.0006%。
另一方面,大於0.020%時,即使施行2相域退火及緩冷卻,肥粒鐵晶界上之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比仍小於1,冷鍛性下降,故將N設為0.020%以下。以0.017%以下為佳。
[O:0.0001~0.020%]
O係於鋼中形成氧化物之元素。存在於肥粒鐵粒內之氧化物因將成為碳化物之生成地點,故以越少越佳。O含量亦可為0,但將O減少至小於0.0001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係0.0001~0.0006%。
另一方面,大於0.020%時,肥粒鐵晶界上之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比將小於1,冷鍛性下降,故將O設為0.020%以下。以0.017%以下為佳。
[Ti:0.010%以下]
Ti係控制碳化物形態之重要元素,藉由大量地含有而為促進肥粒鐵粒內碳化物生成的元素,以越少越佳。Ti含量亦可為0,減少至小於0.0001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係0.0001~0.0006%。
另一方面,大於0.010%時,肥粒鐵晶界上之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比將小於1,冷鍛性下降,故將Ti設為0.010%以下。以0.007%以下為佳。
[B:0.0005%以下]
B係有效地控制冷鍛時差排之滑動的元素。藉由大量地含有,因滑動系統之活動受到限制,故B以越少越佳。B含 量亦可為0。檢測小於0.0001%之B需要小心地注意,且到達分析裝置之檢測下限以下。
另一方面,大於0.0005%時,因藉由冷鍛形成之剪切帶中差排之交差滑動受到抑制,應變局部地集中而產生裂痕,故將B設為0.0005%以下。以0.0005%以下為佳。
[Sn:0.050%以下]
Sn係自鋼原料(廢料)混入之元素,以越少越佳。Sn含量亦可為0,減少至小於0.001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係0.001~0.002%。
另一方面,大於0.050%時,因肥粒鐵脆化,冷鍛性下降,故將Sn設為0.050%以下。以0.048%以下為佳。
[Sb:0.050%以下]
Sb與Sn相同,係自鋼原料(廢料)混入之元素。Sb偏析於晶界,使晶界碳化物之個數比率下降,故以越少越佳。Sb含量亦可為0,減少至小於0.001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係0.001~0.002%。
另一方面,大於0.050%時,因冷鍛性下降,故將Sb設為0.050%以下。以0.048%以下為佳。
[As:0.050%以下]
As與Sn、Sb相同,係自鋼原料(廢料)混入之元素,As偏析於晶界,使晶界碳化物之個數比率下降,故以越少越佳。As含量亦可為0,減少至小於0.001%時,因精煉成本大幅地增加,故實質之下限係0.001~0.002%。
另一方面,大於0.050%時,因晶界碳化物之個數 比率下降,冷鍛性下降,故將As設為0.050%以下。以0.045%以下為佳。
本發明鋼板以前述元素作為基本元素,更以提升冷鍛性、或其他特性為目的,亦可含有以下元素。以下元素因非用以得到本發明效果所必需,故含量亦可為0。
[Nb:0.10%以下]
Nb係有效控制碳化物形態之元素,又,可微細化組織有助於提升韌性之元素。小於0.001%時,因未能充分地得到添加效果,故Nb以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.002%以上。
另一方面,大於0.10%時,將大量地析出微細之Nb碳化物,強度過度地上升,又,因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將Nb設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[V:0.10%以下]
V亦與Nb相同,係有效控制碳化物形態之元素,又,可微細化組織,有助於提升韌性之元素。小於0.001%時,因未能充分地得到添加效果,故以將V設為0.001%以上為佳。較佳者是0.004%以上。
另一方面,大於0.10%時,將大量地析出微細之V碳化物,強度過度地上升,又,因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將V設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Cu:0.10%以下]
Cu係形成微細之析出物,有助於提升強度的元素。小於0.001%時,未能充分地得到提升強度效果,故Cu以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.008%以上。
另一方面,大於0.10%時熱軋中將顯現赤熱脆性,因生產性下降,故將Cu設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[W:0.10%以下]
W亦與Nb、V相同,係有效控制碳化物形態之元素。小於0.001%時,未能充分地得到添加效果,故W以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。
另一方面,大於0.10%時將大量析出微細之W碳化物,強度過度地上升,又,因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將W設為0.10%以下。以0.08%以下為佳。
[Ta:0.10%以下]
Ta亦與Nb、V、W相同,係有效控制碳化物形態之元素。小於0.001%時,因未能充分地得到添加效果,故Ta以設為0.001%以上為佳。以0.007%以上為佳。
另一方面,大於0.10%時將大量地析出微細之W碳化物,強度過度地上升,又,因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將Ta設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Ni:0.10%以下]
Ni係有效提升零件之耐衝撃特性的元素。小於0.001% 時因未能充分地得到添加效果,故以將Ni設為0.001%以上為佳。較佳者是0.002%以上。
另一方面,大於0.10%時因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將Ni設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Mg:0.050%以下]
Mg係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.0001%時因未能充分地得到添加效果,故以將Mg設為0.0001%以上為佳。較佳者是0.0008%以上。
另一方面,大於0.050%時,因肥粒鐵脆化,冷鍛性下降,故將Mg設為0.050%以下。以0.049%以下為佳。
[Ca:0.050%以下]
Ca與Mg相同,係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.001%時因未能充分地得到添加效果,故以將Ca設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。
另一方面,大於0.050%時將生成粗大之Ca氧化物,冷鍛時成為產生裂痕之起點,故將Ca設為0.050%以下。以0.04%以下為佳。
[Y:0.050%以下]
Y與Mg、Ca相同,係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.001%時因未能充分地得到添加效果,故以將Y設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。
另一方面,大於0.050%將生成粗大之Y氧化物,冷鍛時成為產生裂痕之起點,故將Y設為0.050%以下。以 0.031%以下為佳。
[Zr:0.050%以下]
Zr與Mg、Ca、Y相同,係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.001%時因未能充分地得到添加效果,故以將Zr設為0.001%以上為佳。較佳者是0.004%以上。
另一方面,大於0.050%時將生成粗大之Zr氧化物,冷鍛時成為產生裂痕之起點,故將Zr設為0.050%以下。 以0.045%以下為佳。
[La:0.050%以下]
La係添加微量即可有效控制硫化物形態之元素,又,係於晶界偏析,使晶界碳化物之個數比率下降的元素。小於0.001%時因未能充分地得到形態控制效果,故以將La設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。
另一方面,大於0.050%時因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將La設為0.050%以下。以0.047%以下為佳。
[Ce:0.050%以下]
Ce與La相同,係添加微量即可控制硫化物形態之元素,又,係於晶界偏析,使晶界碳化物之個數比率下降的元素。小於0.001%時因未能充分地得到形態控制效果,故以將Ce設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。
另一方面,大於0.050%時因晶界碳化物之個數比率下降,冷鍛性下降,故將Ce設為0.050%以下。以設為0.046%以下為佳。
再者,本發明鋼板成分組成之剩餘部分係Fe及不可避免的雜質。
接著,說明本發明之鋼板組織。
本發明鋼板之組織實質上係肥粒鐵與碳化物所構成的組織。碳化物除了鐵與碳之化合物的雪明碳鐵(Fe3C)以外,亦為經Mn、Cr等取代雪明碳鐵中之Fe原子的化合物、合金碳化物(M23C6、M6C、MC等,M係Fe及其他金屬元素)。
於將鋼板成形成預定之零件形狀時,於鋼板之巨觀組織中形成剪切帶,於剪切帶之附近集中產生滑動變形。滑動變形隨著差排之增殖,於剪切帶之附近形成差排密度高之區域。隨著賦與鋼板之應變量增加,促進滑動變形,差排密度增加。
冷鍛中施行等效應變大於1之強加工。因此,以往之鋼板中未能防止隨著差排密度增加所產生之孔隙及/或裂痕之產生,不易提升冷鍛性。
為解決該困難之課題,抑制成形時之剪切帶的形成係有效的。由微觀組織之觀點來看,可將剪切帶之形成理解成於某一顆粒產生之滑動超越結晶晶界連續地傳播至相鄰之粒的現象。藉此,為抑制剪切帶之形成,需防止越過結晶晶界之滑動的傳播。
鋼板中之碳化物係防止滑動之堅固粒子,藉使碳化物存在於肥粒鐵晶界,可抑制剪切帶之形成,提升冷鍛性。
為得如此之效果,需於金屬組織中分散有適當大小之碳化物。因此,將碳化物之平均粒徑設為0.4μm以上且2.0μm以下。碳化物之粒徑小於0.4μm時,鋼板之硬度將顯著地增加,冷鍛性下降。較佳者是0.6μm以上。
另一方面,碳化物之平均粒徑大於2.0μm時,於冷成形時碳化物將成為龜裂之起點。較佳者是1.95μm以下。
又,鐵之碳化物即雪明碳鐵係硬且脆之組織,於以與肥粒鐵之層狀組織的波來鐵之狀態存在時,鋼將變硬且脆。因此,需儘量減少波來鐵,本發明之鋼板中以面積率計設為6%以下。
波來鐵因具有特有之層狀組織,故可藉由SEM、光學顯微鏡觀察判別。藉由算出任意截面中之層狀組織區域,可求得波來鐵的面積率。
依據理論及原則,可知冷鍛性強烈受到肥粒鐵晶界碳化物之被覆率影響,雖可求得其高精度之測量,但碳化物對3維空間中肥粒鐵晶界之被覆率的測量需於掃描型電子顯微鏡內以FIB反覆進行試樣切削與觀察的連續切片SEM觀察、或3維EBSP觀察,需要龐大的測量時間與技術知識之累積。
本發明人等究明該情事,探索更簡易且精度高之評價指標的結果,本發明人等發現將肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率作為指標,即可評價冷鍛性,當肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的的比率大於1時,將顯著地提升冷 鍛性。
再者,因冷鍛時產生之鋼板的翹曲、夾入、折入均由剪切帶之形成所帶來的應變之局部化所導致,同樣地,藉於肥粒鐵晶界存在碳化物,緩和剪切帶之形成及應變之局部化,即可抑制翹曲、夾入、折入的產生。
碳化物之觀察係以掃描型電子顯微鏡進行。觀察之前,先利用剛砂紙之濕式研磨及藉以具1μm之平均粒子尺寸的鑽石研磨粒研磨組織觀察用之試樣,將觀察面作成鏡面後,於飽和苦味酸-醇溶液中蝕刻組織。
將觀察倍率設為3000倍,隨機地拍攝8張板厚1/4層中30μm×40μm之視野。藉由三谷商事股份有限公司製(Win ROOF)所代表之影像解析軟體,對所得之組織影像詳細地測量該區域中所含的各碳化物之面積。由各碳化物之面積求得圓等效直徑(=2×√(面積/3.14)),將其平均值作為碳化物粒徑。
再者,為抑制噴頭造成的測量誤差影響,將面積0.01μm2以下之碳化物排除在評價對象之外。
計算肥粒鐵晶界上存在之碳化物的個數,並自總碳化物數減去晶界上之碳化物數,求得肥粒鐵粒內的碳化物數。依據測量之個數,算出肥粒鐵晶界碳化物相對於粒內碳化物的個數比率。
藉由將肥粒鐵粒徑設為3.0μm以上且50.0μm以下作為退火後之組織,可改善冷鍛性。肥粒鐵粒徑小於3μm時硬度增加,因冷鍛時容易產生龜裂或裂痕,故肥粒 鐵粒徑以設為3.0μm以上為佳。較佳者是7.5μm以上。
另一方面,肥粒鐵粒徑大於50.0μm時,因抑制滑動傳播之結晶晶界上的碳化物個數減少,冷鍛性下降,故肥粒鐵粒徑以設為50.0μm以下為佳。較佳者是37.9μm以下。
以前述順序將組織觀察用之試樣的觀察面研磨成鏡面後,以光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察經3%硝酸-醇溶液蝕刻之觀察面的組織,並對拍攝下來之影像使用線分法測量肥粒鐵粒徑。
藉將鋼板之維克氏硬度設為100HV以上且180HV以下,可改善冷鍛性及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性。維克氏硬度小於100HV時,容易於冷鍛中產生翹曲,產生翹曲部之夾入及折入,耐衝撃特性下降,故將維克氏硬度設為100HV以上。以110HV以上為佳。
另一方面,維克氏硬度大於180HV時延性下降,冷鍛時容易產生內部裂痕,耐衝撃特性惡化,故將維克氏硬度設為180HV以下。以170HV以下為佳。
接著,說明冷鍛性之評價方法。
圖1示意顯示冷鍛試驗之概要與因冷鍛導入之龜裂的態樣。圖1(a)顯示自熱軋鋼板切出之圓盤狀試驗材,圖1(b)顯示冷鍛後之試驗材形狀,圖1(c)顯示冷鍛後之試驗材之截面態樣。
如圖1所示,自板厚5.2mm之熱軋鋼板切出直徑70mm之圓盤狀試驗材1(參照圖1(a)),以深衝製作底面直 徑為30mm的杯狀試驗材(未圖示)。接著,使用森鐵工製之單發成形壓製機,以增厚比1.54(=8mm/5.2mm)增厚成形(冷鍛)杯狀試驗材之縱壁部,製作直徑30mm、高度30mm、縱壁厚8mm之杯狀試驗材2(參照圖1(b))。
將經施行增厚成形之杯狀試驗材2以FANUC製之線切割放電加工機切斷,使直徑部之截面露出(參照圖1(c))。鏡面研磨切截面確認切截面存在龜裂3,測量縱壁部中存在之龜裂的最大長度L相對於增厚後之縱壁部厚度的之比例(=龜裂之最大長度L/增厚後之縱壁部的厚度8mm)。藉由該測量值評價冷鍛性。
再者,初期板厚為5.2mm以外時,仍藉由調整切出之圓盤狀試驗材之直徑,使增厚後之縱壁高度為30mm,再以相同之1.54增厚比成形的話,不需受初期板厚影響即可再現評價結果,故以本發明作為對象之熱軋鋼板並未限定為板厚5.2mm的熱軋鋼板。本發明於一般板厚(2~15mm)之熱軋鋼板中仍可提升冷鍛性與浸碳淬火回火後之耐衝撃特性。
接著,說明本發明製造方法。本發明製造方法之技術思想係於由前述成分組成之鋼片製造鋼板時,利用一貫地管理熱軋條件與退火條件,提升冷鍛性與浸碳淬火回火後之耐衝撃特性。
說明本發明製造方法之特徵。
[熱軋之特徴]
連續鑄造具所需成分組成之熔鋼作成扁鋼胚,將該扁 鋼胚依照通常之方法直接用於熱軋延、或暫時冷卻後加熱,再用於熱軋延,以650℃以上且950℃以下之溫度域結束最終熱軋。於ROT上冷卻最終軋延後之熱軋鋼板,再以捲取溫度400℃以上且600℃以下捲取。
[退火之特徵]
對熱軋鋼板於酸洗後施行於2個溫度域中保持之2階段型退火,此時,第1階段退火中,以30℃/小時以上且150℃/小時以下之加熱速度加熱熱軋鋼板至退火溫度,並於650℃以上且720℃以下之溫度域施行保持3小時以上且60小時以下的退火。
於之後之第2階段退火中,以1℃/小時以上且80℃/小時以下之加熱速度加熱熱軋鋼板至退火溫度,並於725℃以上且790℃以下之溫度域施行保持3小時以上且50小時以下的退火。
接著,以冷卻速度1℃/小時以上且100℃/小時以下冷卻退火後之熱軋鋼板至650℃後,冷卻至室溫。
藉由並用該熱軋條件與退火條件,可得冷鍛性及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性優異之低碳鋼板。
以下,具體地說明本發明製造方法的步驟條件。
[熱軋延]
最終熱軋溫度:650℃以上且950℃以下
捲取溫度:400℃以上且600℃以下
連續鑄造具所需成分組成之熔鋼,直接進行熱 軋延、或暫時冷卻後加熱後再進行熱軋延,於650℃以上且950℃以下之溫度域結束最終熱軋,並以400℃以上且600℃以下捲取熱軋鋼板。
扁鋼胚加熱溫度以1300℃以下為佳,保持扁鋼胚表層溫度為1000℃以上之加熱時間以7小時以下為佳。
加熱溫度大於1300℃、或加熱時間大於7小時時,扁鋼胚表層之脫碳變得顯著,淬火前之加熱時表層之沃斯田鐵粒將異常地成長,耐衝撃特性下降,故加熱溫度以1300℃以下為佳,加熱時間以7小時以下為佳。較佳者是,加熱溫度為1280℃以下,加熱時間為6小時以下。
以650℃以上且950℃以下之溫度結束最終熱軋。最終熱軋溫度小於650℃時,因鋼材之變形阻力增加,軋延負荷將顯著地提高,甚至是軋輥磨耗量增加,生產性下降,故將最終熱軋溫度設為650℃以上。以680℃以上為佳。
另一方面,最終熱軋溫度大於950℃時,通過ROT(Run Out Table:輸送台)時將產生厚之鏽皮,因該鏽皮於鋼板表面產生瑕疵,於冷鍛時、及/或浸碳淬火回火後施加衝撃載重時,將以瑕疵為起點產生龜裂,耐衝撃特性下降,故將最終熱軋溫度設為950℃以下。以920℃以下為佳。
於ROT上冷卻熱軋鋼板時之冷卻速度以10℃/秒以上且100℃/秒以下為佳。冷卻速度小於10℃/秒時,將於冷卻途中生成厚之鏽皮,未能抑制因該鏽皮於鋼板表面產 生之瑕疵,耐衝撃特性下降,故冷卻速度以10℃/秒以上為佳。較佳者是20℃/秒以上。
另一方面,於鋼板表層至內部以大於100℃/秒之冷卻速度冷卻熱軋鋼板時,最表層部將過剩地冷卻,而於最表層部產生變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織。
捲取後於取出100℃~室溫之熱軋鋼板時,於前述低溫變態組織產生微小裂痕,於之後之酸洗步驟及冷軋步驟中不易去除裂痕,於冷鍛時及/或浸碳淬火回火後施加衝撃載重時,因以裂痕作為起點之龜裂加劇,導致耐衝撃特性下降,故冷卻速度以100℃/秒以下為佳。較佳者是80℃/秒以下。
再者,前述冷卻速度係指於最終熱軋後之熱軋鋼板通過無注水區間後,自於注水區間接受水冷卻時至捲取之目標溫度於ROT上冷卻時,自各注水區間之冷卻設備接受的冷卻能,並非指自開始注水點至藉由捲取機捲取之溫度的平均冷卻速度。
將捲取溫度設為400℃以上且600℃以下。此係較一般之捲取溫度低的溫度。藉於該溫度範圍捲取以上述條件製造之熱軋鋼板,可將鋼板組織作為於微細之肥粒鐵中分散有碳化物的變韌鐵組織。
捲取溫度小於400℃時,捲取前係未變態之沃斯田鐵將變態成硬之麻田散鐵,於取出捲取後之熱軋鋼板時因表層產生裂痕,耐衝撃特性下降,故將捲取溫度設為400℃以上。以430℃以上為佳。
另一方面,捲取溫度大於600℃時,將生成層狀間隔大之波來鐵,形成熱穩定性高之厚的針狀碳化物,於2階段型退火後仍殘留針狀碳化物。冷鍛時,產生以該針狀之碳化物作為起點的龜裂,並加劇,故將捲取溫度設為600℃以下。以570℃以下為佳。
對以前述條件製造之熱軋鋼板,於酸洗後,施行於2個溫度域中保持的2階段型退火。藉由對熱軋鋼板施行2階段型退火,可控制碳化物之穩定性,促進肥粒鐵晶界之碳化物形成。
首先,說明2階段型退火的技術思想。
藉於Ac1點以下之溫度域實施第1階段退火,使碳化物粗大化,並使添加合金元素濃化,提高碳化物之熱穩定性。之後,升溫至Ac1點以上之溫度域,使組織中生成沃斯田鐵,使微細之肥粒鐵粒內的碳化物熔解於沃斯田鐵中,於沃斯田鐵中殘留粗大之碳化物。
藉由之後的緩冷卻,使沃斯田鐵變態成肥粒鐵,提高沃斯田鐵中之碳濃度。藉由進行緩冷卻,碳原子吸附於沃斯田鐵中殘留之碳化物,碳化物與沃斯田鐵將包覆肥粒鐵之晶界,最終可形成肥粒鐵晶界大量存在有碳化物的組織。藉此,可知本發明規定之組織未能僅以單純之退火形成。
以下,說明具體之退火條件。
[第1階段退火]
至退火溫度之加熱速度:30℃/小時以上且150℃/小時
退火溫度:650℃以上且720℃以下
退火溫度之保持時間:3小時以上且60小時以下
將至第1階段退火溫度的加熱速度設為30℃/小時以上且150℃/小時以下。加熱速度小於30℃/小時時,因需升溫時間生產性下降,故將加熱速度設為30℃/小時以上。以40℃/小時以上為佳。
另一方面,加熱速度大於150℃/小時時,因線圈之外周部與內部的溫度差增加,因熱膨脹差產生摩擦或燒附,於鋼板表面生成凹凸。冷鍛時,產生以該凹凸作為起點的龜裂,導致冷鍛性下降及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性下降,故將加熱速度設為150℃/小時以下。以120℃/小時以下為佳。
將第1階段退火的退火溫度(第1階段退火溫度)設為650℃以上且720℃以下。第1階段退火溫度小於650℃時,碳化物之穩定度不足,第2階段退火中將不易於沃斯田鐵中殘留碳化物,故將第1階段退火溫度設為650℃以上。以670℃以上為佳。
另一方面,退火溫度大於720℃時,於碳化物之穩定度上升前生成沃斯田鐵,而未能控制前述之組織變化,故將退火溫度設為720℃以下。以700℃以下為佳。
將第1階段退火的保持時間(第1階段之保持時間)設為3小時以上且60小時以下。第1階段之保持時間小於3小時時,碳化物之穩定化並不充分,第2階段退火中不易殘留碳化物,故將第1階段之保持時間設為3小時以上。以 10小時以上為佳。
另一方面,第1階段之保持時間大於60小時時,未能更加提升碳化物之穩定度,此外將導致生產性下降,故將第1階段之保持時間設為60小時以下。以50小時以下為佳。
[第2階段退火]
至退火溫度之加熱速度:1℃/小時以上且80℃/小時
退火溫度:725℃以上且790℃以下
退火溫度之保持時間:3小時以上且50小時以下
第1階段退火的保持結束後,以加熱速度1℃/小時以上且80℃/小時以下加熱熱軋鋼板至退火溫度。未進行該第2階段退火而冷卻時,肥粒鐵粒徑未變大,未能得到理想之組織。
第2階段退火中自肥粒鐵晶界生成並成長沃斯田鐵。藉由減緩加熱速度,可抑制沃斯田鐵之核生成,緩冷卻後所得之組織中,將可提高碳化物之晶界被覆率。因此,第2階段退火的加熱速度以小為佳。
加熱速度小於1℃/小時時,因需升溫時間生產性下降,故將加熱速度設為1℃/小時以上。以10℃/小時以上為佳。
另一方面,加熱速度大於80℃/小時時,因線圈之外周部與內部的溫度差增加,因變態導致大之熱膨脹差,產生摩擦或燒附,於鋼板表面生成凹凸。冷鍛時,產生以該凹凸為起點的龜裂,導致冷鍛性下降及浸碳淬火回 火後之耐衝撃特性下降,故將加熱速度設為80℃/小時以下。
將第2階段退火的退火溫度(第2階段退火溫度)設為725℃以上且790℃以下。第2階段退火溫度小於725℃時,沃斯田鐵之生成量變少,第2階段退火後的冷卻後,肥粒鐵晶界上之碳化物個數比率下降,又,肥粒鐵粒徑變小。因此,將第2階段退火溫度設為725℃以上。以735℃以上為佳。
另一方面,第2階段退火溫度大於790℃時,不易於沃斯田鐵中殘留碳化物,不易控制前述之組織變化,故將第2階段退火溫度設為790℃以下。以780℃以下為佳。
將第2階段退火的保持時間(第2階段之保持時間)設為1小時以上且50小時以下。第2階段之保持時間小於1小時時,沃斯田鐵量的生成量少,且未充分地熔解肥粒鐵粒內之碳化物,不易增加肥粒鐵晶界上之碳化物的個數比率,又,因肥粒鐵粒徑變小,故將第2階段之保持時間設為1小時以上。以5小時以上為佳。
另一方面,第2階段之保持時間大於50小時時,不易於沃斯田鐵中殘留碳化物,故將第2階段之保持時間設為50小時以下。以45小時以下為佳。
[退火後之冷卻]
冷卻停止溫度:650℃
冷卻速度:1℃/小時以上且100℃/小時以下
第2階段退火中結束保持後,以1℃/小時以上且 100℃/小時以下之冷卻速度緩冷卻退火後的熱軋鋼板至650℃。緩冷卻之停止溫度大於650℃時,之後至室溫藉由大於100℃/小時之冷卻速度,未變態之沃斯田鐵將變態成波來鐵或變韌鐵,硬度增加冷鍛性下降,故將冷卻停止溫度設為650℃。
冷卻第2階段退火中生成的沃斯田鐵,為使其變態成肥粒鐵,並使碳吸附於沃斯田鐵中殘留之碳化物,冷卻速度以慢為佳。冷卻速度小於1℃/小時時,因冷卻所需之時間增加,生產性下降,故將冷卻速度設為1℃/小時以上。以10℃/小時以上為佳。
另一方面,冷卻速度大於100℃/小時時,因沃斯田鐵變態成波來鐵,鋼板之硬度增加,導致冷鍛性下降及浸碳淬火回火後的耐衝撃特性下降,故將冷卻速度設為100℃/小時以下。以90℃/小時為佳。
此處,冷卻停止溫度係以前述冷卻速度可控制的溫度,只要以冷卻速度1℃/小時以上且100℃/小時以下進行至650℃之冷卻的話,則並未特別限制650℃以下的冷卻。
再者,退火之氣體環境並未限定為特定之氣體環境。可為例如:95%以上之氮氣環境、95%以上之氫氣環境及大氣氣體環境。
如以上說明,藉由一貫地管理本發明之熱軋條件與退火條件,進行鋼板之組織控制的製造方法,可製造於組合有沖壓、增厚成形之冷鍛中將發揮優異之冷鍛性, 並於浸碳淬火回火後之耐衝撃特性亦優異的低碳鋼板。
實施例
接著,說明實施例,實施例之水準係用以確認本發明之可實施性及效果所使用的實行條件之一例,本發明並未受該一條件例所限定。只要不脫離本發明之要旨,可達成本發明目的的話,即可使用各種來達成本發明。
以1240℃加熱具表1所示之成分組成的連續鑄造鑄片(鋼塊)1.8小時後,進行熱軋延。以890℃結束最終熱軋,於ROT上以45℃/秒之冷卻速度冷卻至520℃,以510℃捲取,製造板厚5.2mm的熱軋線圈。
酸洗熱軋線圈,將線圈裝入箱型退火爐內,控制氣體環境為95%氫-5%氮後,以100℃/小時之加熱速度自室溫加熱至705℃,於705℃保持36小時後,均一化線圈內之溫度分布。之後,以5℃/小時之加熱速度加熱至760℃,更以760℃保持10小時後,以10℃/小時之冷卻速度冷卻至650℃,之後爐內冷卻至室溫製作評價特性用的試樣。
以前述方法觀察試樣之組織,並以前述方法測量存在於冷鍛後之試樣中的龜裂長度。
增厚成型後之試樣的浸碳係以氣體滲碳實施。為使碳自爐內氣體環境中通過試樣表層後擴散至鋼內部,於將碳勢控制在0.5質量%C之爐內,進行以940℃保持120分鐘的處理後,爐內冷卻至室溫。
接著,自室溫加熱至840℃後,進行20分鐘之保持,並於60℃之油中淬火。以170℃保持淬火試樣60分鐘後施行空氣冷卻之回火處理,製作浸碳淬火回火試樣。
藉由落重試驗評價浸碳淬火回火試樣之耐衝撃性。圖2示意顯示評價施行浸碳淬火回火後試樣之耐衝撃特性之落重試驗的概要。以夾具固定經施行浸碳淬火回火之杯狀試樣4之杯底,於杯之側面自距離4m之上部自由落下重量2kg的落錘(上邊寬度:50mm、下邊寬度:10mm、高度:80mm、長度:110mm),對試樣4之縱壁部賦與約80J的衝撃,觀察有無試樣裂痕評價耐衝撃特性。
自由落下之結果,對未發現裂痕或破壞之試樣 標上耐衝撃特性優異之“OK”的評分,對發現有裂痕或破壞之試樣標上耐衝撃性差之“NG”的評分。
於表2顯示製造之試樣的碳化物直徑、波來鐵面積率、肥粒鐵粒徑、維克氏硬度、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率、最大龜裂長度相對於縱壁部之板厚之比例、及耐衝撃性之測量結果與評價結果。
如表2所示,發明鋼A-1、B-1、C-1、D-1、 E-1、F-1、G-1、H-1、I-1、J-1、及K-1中,肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率大於1,維克氏硬度為100HV以上且180HV以下,冷鍛性與浸碳淬火回火後之耐衝撃特性優異。
相對於此,比較鋼L-1中因C量低,冷鍛前之硬度小於100HV,故冷鍛性低。比較鋼M-1、P-1、及Z-1過剩地含有P、Al、N,第2階段退火時因對γ/α界面之偏析量大,故抑制晶界中碳化物的形成。
比較鋼S-1因過剩地含有Si,肥粒鐵之延性低,故冷鍛性低。比較鋼N-1及T-1因分別過剩地含有Mo、Cr,故碳化物微細地分散於肥粒鐵粒內,且硬度大於180HV。比較鋼Q-1因過剩地含有Mn,浸碳淬火回火後之耐衝撃特性顯著地低。
比較鋼O-1因Cr量少,浸碳時表層之沃斯田鐵粒將異常地粗大化,故耐衝撃性低。比較鋼R-1因過剩地含有S,故於鋼中生成粗大之MnS,冷鍛性低。比較鋼U-1因過剩地含有C,故於鋼之增厚內部生成粗大之碳化物,浸碳淬火後亦殘留粗大之碳化物,故耐衝撃特性低。
比較鋼V-1因Mn量少,不易提高碳化物之穩定度,故冷鍛性及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性低。比較鋼W-1及X-1因過剩地含有O、Ti,故肥粒鐵粒內存在之氧化物、TiC於2相域退火後之緩冷卻中成為碳化物的生成 ,抑制晶界之碳化物生成,冷鍛性低。比較鋼Y-1因過剩地含有B,故冷鍛性低。
接著,為調查製造條件之影響,將具表1所示之A、B、C、D、E、F、G、H、I、J、及K成分之組成的扁鋼胚,以如表3所示之熱軋條件及退火條件,製作成板厚5.2mm的熱軋板退火試樣。
於表4顯示製作之試樣的碳化物直徑、波來鐵面積率、肥粒鐵粒徑、維克氏硬度、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率、最大龜裂長度相對於縱壁部之板厚之比例、及耐衝撃性之測量結果與評價結果。
比較鋼E-3之最終熱軋溫度低,軋延載重增加,生產性低。比較鋼D-2因最終熱軋溫度高,於鋼板表面生成鏽皮瑕疵,故於淬火回火後使用於耐摩耗試驗時,將以鏽皮瑕疵作為起點產生龜裂及剝離,耐摩耗特性下降。比較鋼F-2中ROT(Run Out Table)之冷卻速度慢,將導致生產性下降與鏽皮瑕疵之產生。
比較鋼C-4中藉由以ROT之冷卻速度為100℃/秒過剩地冷卻鋼板的最表層部,於最表層部生成微細之裂痕。比較鋼C-2之捲取溫度低,大量地生成變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織後脆化,於展開熱軋線圈時將頻繁產生裂痕,生產性下降。此外,自裂痕片擷取之試樣的耐摩耗特性低。
比較鋼G-2之捲取溫度高,於熱軋組織中將生成層狀間隔厚度厚的波來鐵,且針狀之粗大碳化物的熱穩定性高,於2階段型退火後前述碳化物仍殘留在鋼板中,故被切削性低。比較鋼H-4因2階段型退火的第1階段退火的加熱速度慢,故生產性低。
比較鋼E-3中,因第1階段退火的加熱速度快,故線圈內部與內外周部之溫度差變大,產生因熱膨脹差造成之摩擦瑕疵及燒附,淬火回火後於用於耐摩耗特性之評價試驗時,將自瑕疵部產生龜裂及剝離,耐摩耗特性下降。
比較鋼G-4之第1階段退火的保持溫度(退火溫度)低,Ac1點以下之碳化物的粗大化處理不充分,碳化物之熱穩定度不充分,藉此第2階段退火中殘留的碳化物減少,緩冷卻後之組織中未能抑制波來鐵變態,故被切削性低。
比較鋼D-4之第1階段退火的保持溫度(退火溫度)高,退火中生成沃斯田鐵未能提高碳化物之穩定度,故退火後生成波來鐵,維克氏硬度大於180HV,被切削性低。 比較鋼J-4之第1階段退火的保持時間短,未能提高碳化物之穩定度,被切削性低。
比較鋼F-2之第1階段退火的保持時間長,生產性低且產生燒附瑕疵,耐摩耗特性低。比較鋼B-4之2階段型退火的第2階段退火的加熱速度慢,故生產性低。比較鋼A-3之第2階段退火的加熱速度快,故線圈內部與外周部之溫度差變大,產生因變態造成之大熱膨脹差的摩擦瑕疵及燒附,淬火回火後之耐摩耗特性低。
比較鋼K-2之第2階段退火的保持溫度(退火溫度)低,沃斯田鐵之生成量少,未能增加肥粒鐵晶界之碳化物的個數比例,故被切削性低。比較鋼C-4之第2階段退火的保持溫度(退火溫度)高,退火中促進碳化物之溶解,故緩冷卻後不易形成晶界碳化物,此外,生成波來鐵,維克氏硬度大於180HV,被切削性低。
比較鋼J-3之第2階段退火的保持時間長,促進碳化物之溶解,故被切削性低。比較鋼D-3自第2階段退火至650℃之冷卻速度慢,生產性低,且於緩冷卻後之組織生成粗大之碳化物,冷鍛時將產生以粗大之碳化物作為起點的龜裂,冷鍛性下降。比較鋼I-3自第2階段退火至650℃之冷卻速度快,冷卻時產生波來鐵變態硬度增加,故冷鍛性低。
接著,為調查其他元素之容許含量,以1240℃加熱具表5及表6(接續表5)所示之成分組成的連續鑄造鑄片(鋼塊)1.8小時後,進行熱軋延。以890℃結束最終熱軋, 再於ROT上以45℃/秒之冷卻速度冷卻至520℃,以510℃捲取,製造板厚5.2mm之熱軋線圈。
酸洗熱軋線圈,將熱軋線圈裝入箱型退火爐內,控制氣體環境為95%氫-5%氮後,以100℃/小時之加熱速度自室溫加熱至705℃,於705℃保持36小時後,均一化線圈內之溫度分布,之後,以5℃/小時之加熱速度加熱至 760℃,更以760℃保持10小時後,以10℃/小時之冷卻速度冷卻至650℃,之後爐內冷卻至室溫製作評價特性用的試樣。
再者,以前述方法觀察試樣之組織,並以前述方法測量存在於冷鍛後之試樣中的龜裂長度。
於表7顯示製造之試樣的碳化物直徑、波來鐵面積率、肥粒鐵粒徑、維克氏硬度、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率、最大龜裂長度相對於縱壁部之板厚之比例、及耐衝撃性之測量結果與評價結果。
如表7所示,發明鋼AA-1、AB-1、AC-1、AD-1、AE-1、AF-1、AG-1、AH-1、AI-1、AJ-1、AK-1、AL-1、AM-1、AN-1、AO-1、AP-1、及AQ-1中,肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率 大於1,維克氏硬度為100HV以上且180HV以下,冷鍛性與浸碳淬火回火後之耐衝撃特性優異。
相對於此,比較鋼AR-1、AS-1、AW-1、AZ-1、BB-1、及BF-1因分別過剩地含有La、As、Cu、Ni、Sb、Ce,第2階段退火時因對γ/α界面之偏析量變多,故抑制晶界中碳化物的生成。比較鋼BG-1因過剩地含有Si,肥粒鐵之延性低,故冷鍛性低。
比較鋼AT-1、AV-1、BA-1、BC-1、BH-1、及BJ-1因分別過剩地含有Mo、Nb、Cr、Ta、W、V,故碳化物微細地分散於肥粒鐵粒內,且硬度大於180HV。比較鋼BF-1因過剩地含有Mn,故浸碳淬火回火後之耐衝撃特性顯著地低。
比較鋼AU-1、AX-1、AY-1、及BE-1分別過剩地含有Zr、Ca、Mg、Y,於鋼中生成粗大之氧化物或非金屬夾雜物,冷鍛時將產生以粗大氧化物或粗大非金屬夾雜物作為起點的龜裂,冷鍛性下降。比較鋼BD-1過剩地含有Sn,肥粒鐵脆化,冷鍛性低。比較鋼BK-1因過剩地含有C,於鋼之增厚內部生成粗大之碳化物,浸碳淬火後仍殘留粗大之碳化物,耐衝撃特性下降。
接著,為調查製造條件之影響,將具表5所示之AA、AB、AC、AD、AE、AF、AG、AH、AI、AJ、AK、AL、AM、AN、AO、AP、及、AQ成分之組成的扁鋼胚,以表8所示之熱軋條件及退火條件,製作成板厚5.2mm的熱軋板退火試樣。
於表9顯示製作之試樣的碳化物直徑、波來鐵面積率、肥粒鐵粒徑、維克氏硬度、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率、最大龜裂長度相對於縱壁部之板厚之比例、及耐衝撃性之測量結果與評 價結果。
比較鋼AC-2之最終熱軋溫度低,生產性低。比較鋼AN-4之最終熱軋溫度高,於鋼板表面生成鏽皮瑕疵, 冷鍛及浸碳淬火回火後賦與衝撃載重時,將自瑕疵部產生龜裂,耐衝撃特性下降。
發明鋼AB-3因於ROT之冷卻速度慢,導致生產性下降與鏽皮瑕疵之產生。發明鋼AJ-3與AD-4於ROT之冷卻速度為100℃/秒,鋼板之最表層部過剩地冷卻,於最表層部生成微細之裂痕。
比較鋼AN-3之捲取溫度低,大量地生成變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織後脆化,於展開熱軋線圈時將頻繁產生裂痕,生產性下降。此外,自裂痕片擷取之試樣的冷鍛及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性差。
比較鋼AH-3之捲取溫度高,於熱軋組織中將生成層狀間隔厚度厚的波來鐵,且針狀之粗大碳化物的熱穩定性高,於2階段型退火後前述碳化物仍殘留在鋼板中,故冷鍛性低。
比較鋼AF-4因2階段型退火的第1階段退火中加熱速度慢,故生產性低。比較鋼AG-2因第1階段退火之加熱速度快,故線圈內部與外周部之溫度差變大,產生因熱膨脹差造成之摩擦瑕疵及燒附,冷鍛及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性下降。
比較鋼AA-2之第1階段退火的保持溫度(退火溫度)低,Ac1點以下之碳化物的粗大化處理不充分,碳化物之熱穩定度不充分,第2階段退火時殘留的碳化物減少,緩冷卻後之組織中未能抑制波來鐵變態,冷鍛性下降。
比較鋼AM-3之第1階段的保持溫度(退火溫度) 高,退火中生成沃斯田鐵,未能提高碳化物之穩定度,冷鍛性及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性下降。比較鋼AF-2之第1階段退火的保持時間短,未能提高碳化物之穩定度,冷鍛性低。比較鋼AO-4之第1階段退火的保持時間長,生產性低。
比較鋼AP-4之2階段型退火的第2階段退火之加熱速度慢,故生產性低。比較鋼AI-3之第2階段退火的加熱速度快,故線圈內部與外周部之溫度差變大,產生因變態造成的大熱膨脹差之摩擦瑕疵及燒附,浸碳淬火回火後賦與衝撃載重時,將自該疵部產生龜裂,耐衝撃特性下降。
比較鋼AL-3之第2階段退火的保持溫度(退火溫度)低,沃斯田鐵之生成量少,未能增加肥粒鐵晶界之碳化物的個數比例,冷鍛性下降。比較鋼AD-2之第2階段退火的保持溫度(退火溫度)高,退火中促進碳化物之熔解,故緩冷卻後不易生成晶界碳化物,冷鍛性及浸碳淬火回火後的耐衝撃特性下降。
比較鋼AJ-4之第2階段退火的保持時間長,促進碳化物之熔解,故冷鍛性低。比較鋼AQ-3自第2階段退火至650℃之冷卻速度慢,生產性低,且於緩冷卻後之組織生成粗大之碳化物,冷鍛時將產生以粗大之碳化物作為起點的龜裂,冷鍛性下降。比較鋼AP-2自第2階段退火至650℃之冷卻速度快,冷卻時將產生波來鐵變態,硬度增加,故冷鍛性下降。
此處,於圖3顯示晶界碳化物之個數相對於粒內碳化物之個數的比率,與冷鍛試驗片之龜裂長度及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性的關係。
由圖3可知,個數比率(=晶界碳化物之個數/粒內碳化物之個數)大於1時,可抑制冷鍛時導入之龜裂長度的比例,浸碳淬火回火後可得優異之耐衝撃性。
又,於圖4顯示晶界碳化物之個數相對於粒內碳化物之個數的比率,與冷鍛試驗片之龜裂長度及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性的其他關係。圖4係顯示即使於添加有添加元素之鋼板中仍可抑制龜裂長度的圖。
由圖4可知,即使於鋼板添加有適當範圍之元素時,個數比率(=晶界碳化物之個數/粒內碳化物之個數)大於1時,仍可抑制冷鍛時導入之龜裂長度的比例,浸碳淬火回火後可得優異之耐衝撃性。
產業上之可利用性
如前述,依據本發明,可提供冷鍛性及浸碳淬火回火後之耐衝撃特性優異的低碳鋼板及其製造方法。本發明之鋼板因適合作為例如,板成形等冷鍛中成形後得到高頻齒輪等零件時的素材,故本發明之產業上之可利用性高。

Claims (2)

  1. 一種鋼板,其成分組成以質量%計,包含:C:0.10~0.40%、Si:0.01~0.30%、Mn:0.30~1.00%、Al:0.001~0.10%、Cr:0.50~2.00%、Mo:0.001~1.00%、P:0.020%以下、S:0.010%以下、N:0.020%以下、O:0.020%以下、Ti:0.010%以下、B:0.0005%以下、Sn:0.050%以下、Sb:0.050%以下、As:0.050%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Cu:0.10%以下、W:0.10%以下、Ta:0.10%以下、Ni:0.10%以下、 Mg:0.050%以下、Ca:0.050%以下、Y:0.050%以下、Zr:0.050%以下、La:0.050%以下、及Ce:0.050%以下,剩餘部分係Fe及雜質;前述低碳鋼板之特徵在於其金屬組織滿足:碳化物粒徑係0.4~2.0μm,波來鐵面積率係6%以下,及肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率大於1;前述低碳鋼板之維克氏硬度係100HV以上且180HV以下。
  2. 一種鋼板之製造方法,係製造如請求項1之鋼板該方法之特徵在於:對具有如請求項1之成分組成的鋼片施行熱軋延而製成熱軋鋼板,且該熱軋延係於650℃以上且950℃以下之溫度域中結束最終熱軋;以400℃以上且600℃以下捲取前述熱軋鋼板;對捲取後之熱軋鋼板施行酸洗,再以30℃/小時以上且150℃/小時以下之加熱速度將酸洗後之熱軋鋼板加熱至650℃以上且720℃以下的退火溫度後,施行保持3小時以上且60小時以下之第1階段退火; 接著,以1℃/小時以上且80℃/小時以下之加熱速度將熱軋鋼板加熱至725℃以上且790℃以下之退火溫度後,施行保持3小時以上且50小時以下之第2階段退火;並以1℃/小時以上且100℃/小時以下之冷卻速度將退火後之熱軋鋼板冷卻至650℃。
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