專利名稱：熱鍛造用軋制棒鋼或線材的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及熱鍛造用軋制棒鋼或線材。詳細而言，涉及能夠進行焊接且強度和韌性(特別是在低溫下的韌性)優(yōu)異的熱鍛造用棒鋼或線材。
背景技術(shù)：
車軸等汽車的行走部分部件需要較高的強度和優(yōu)異的韌性。
上述部件的原材料通常使用JIS G 4051(2009)中規(guī)定的S48C、JISG4051 (2009) 中規(guī)定的SCM435H等中碳的“機械結(jié)構(gòu)用碳素鋼·合金鋼”。
通常，對于上述的鋼，在熱鍛造后實施淬火-回火的熱處理，之后，利用切削加工成規(guī)定形狀。進而，為了與其他部件接合，實施螺栓孔加工、花鍵(spline)形狀加工等加工，精加工成所需的部件。
但是，高強度部件的切削加工成本極大。因此，需要利用焊接與其他部件接合。
在減少C含量時，可以防止焊接裂紋，因此能夠進行焊接。
但是，在減少C含量時，難以使部件具備高強度。
進而，在焊接的情況下，由于在熱影響部(以下，稱為“HAZ”。)晶粒粗大化，因此尤其在低溫下難以確保良好的韌性。而且，設(shè)想到像車軸那樣施加強沖擊的汽車用行走部分部件，不僅需要抑制HAZ的韌性降低，而且還需要提高部件母材自身的韌性。
因此，作為上述部件的原材料，設(shè)想在寒冷地區(qū)使用的情況，要求HAZ和母材尤其在低溫下能夠確保優(yōu)異韌性的原材料。
為此，專利文獻I中公開了 “能夠以高強度且高韌性進行焊接的鋼以及使用其的部材的制造方法”。
現(xiàn)有技術(shù)文獻
專利文獻
專利文獻I日本特開2007-84909號公報發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題
在專利文獻I所公開的技術(shù)的情況下，對于HAZ及母材的韌性、以及焊接裂紋的考慮還并不充分。進而，為了提高母材的韌性，需要將熱鍛造時的加熱溫度降低到1100°c以下來進行控制鍛造。但是，若降低熱鍛造時的加熱溫度，則作為原材料的鋼材的變形阻力變高。因此，專利文獻I所公開的技術(shù)在制造部件的方面未必是優(yōu)選的。
作為要求焊接性的鋼，有厚鋼板。但是，與厚鋼板不同，用于像車軸那樣的部件的原材料的棒鋼及線材是將軋制材進一步加入到1200°C左右的高溫而以熱鍛造成形為部件形狀，然后實施淬火-回 火的熱處理而成的材料。因此，需要即使在軋制后再度將原材料整體加熱到1200 V左右的高溫也具有穩(wěn)定的母材韌性。
本發(fā)明鑒于上述現(xiàn)狀而做出，其目的在于，提供能夠進行焊接、而且母材的強度和韌性優(yōu)異，并且HAZ的韌性也優(yōu)異、適合作為車軸等汽車的行走部分部件的原材料的、熱鍛造用軋制棒鋼或線材。
用于解決上述問題的手段
本發(fā)明人首先對上述問題中的、防止焊接裂紋和確保母材優(yōu)異的強度反復(fù)進行了各種調(diào)查和研究。其結(jié)果得到下述的見解。
(a)有關(guān)焊接裂紋
(a-Ι)有無產(chǎn)生焊接裂紋依賴于HAZ的最高硬度(以下，稱為“Hmax”。)。若Hmax 以維氏硬度(以下，稱為“HV硬度”。)計超出400，則容易產(chǎn)生焊接裂紋。
(a-2)作為預(yù)測Hmax的指標(biāo)，常使用碳當(dāng)量(Ceq)。例如JIS 63106(2008)中記載了下式。
Ceq = C+ (Si/24) + (Mn/6) + (Ni/40) + (Cr/5) + (Mo/4) + (V/14)
上式中，C、S1、Mn、N1、Cr、Mo和V表示各個元素的以質(zhì)量％計的含量。
已提案有很多Ceq和Hmax的關(guān)系式，但是對于實施例所示的數(shù)據(jù)本發(fā)明人等使用下式為基準(zhǔn)對Hmax進行了預(yù)測。
Hmax = 583 X Ceq+65
(a-3)從上述的(a-Ι)和(a_2)來看，為了防止焊接裂紋，有效的是不僅要限制作為有意在母材中含有的元素的C、S1、Mn及Cr的含量，還要限制雜質(zhì)中的N1、Mo及V的含量。
(b)有關(guān)母材的強度
(b-Ι)對于與焊接裂紋有關(guān)的Hmax而言，換言之，對于Ceq而言，C含量影響最大。 因此，通過降低C含量而防止焊接裂紋、并通過含有提高淬火性的元素來代替C而確保強度較佳。
(b-2)為了在進行淬火-回火的熱處理后、尤其是在400 500°C下的回火后(特別是在475°C下的回火后)確保充分強度(以拉伸強度計為SOOMPa以上)，例如可以按照下式所示的理想臨界直徑(DI)為70以上的方式調(diào)整母材的化學(xué)組成。
DI = 25. 4X0. 311XC0 5X (1+0. 64XSi) X (1+4. 10XMn) X (1+2. 83XP) X (1-0. 6 2XS) X (1+2. 33XCr) X (1+0. 52XNi) X (1+3. 14XMo) X (1+0. 27XCu) X {1+1. 50X (O. 90 _C)}
上式中的C、S1、Mn、P、S、Cr、N1、Mo及Cu表示各個元素的以質(zhì)量％計的含量。
即便能夠如上述那樣防止焊接裂紋、并確保母材為高強度，HAZ和母材的韌性也未必優(yōu)異。
為此，下面，本發(fā)明人對上述問題中遺留的、確保HAZ和母材優(yōu)異的韌性反復(fù)進行了各種調(diào)查和研究。其結(jié)果得到下述見解。
(c)關(guān)于HAZ的韌性
(c-Ι)在焊接時HAZ被加熱到超出1200°C的高溫。作為在如此的高溫下抑制HAZ 的晶粒粗大化的“釘扎(pinning)粒子”，由于碳化物和/或碳氮化物會導(dǎo)致固溶，因此使用固溶溫度高的TiN較佳。
(c_2)TiN即使在用于熱鍛造的加熱時、用于淬火的加熱時也不會固溶于矩陣中。 因此，若在熱軋制后的棒鋼或線材的階段TiN處于以適度的尺寸析出的狀態(tài)，則在焊接時能夠抑制HAZ的晶粒粗大化。即，通過控制在熱軋制后的棒鋼或線材的階段析出的TiN的析出形態(tài)，可以提高HAZ的韌性。
(d)有關(guān)母材的韌性
(d-Ι)即使按照使上述的DI為70以上的方式調(diào)整母材的化學(xué)組成，若C、S1、Mn 及Cr的含量過多，則也會使母材的硬度變得過高而降低母材的韌性。
(d-2)不僅上述C、S1、Mn及Cr的含量會影響母材的韌性，而且雜質(zhì)中的P、S、Cu、 Ni及Mo的含量也會影響母材的韌性。
(d-3)為了使母材確保良好的韌性，按照使DI不超出170的方式調(diào)整母材的化學(xué)組成即可。
(d-4)為了提高母材的韌性，除了調(diào)整上述DI夕卜，還需要防止在用于淬火的加熱時產(chǎn)生的奧氏體晶粒的粗大化。
(d-5)上述的TiN作為用于淬火的加熱時的釘扎粒子尺寸較大，因此效果小。與此相對，TiC以及固溶有N的TiC即Ti (C、N)比TiN微細，因此為了向900°C前后的溫度淬火而進行加熱時，作為“釘扎粒子”起作用，具有抑制奧氏體晶粒粗大化的效果。
(d-6)在TiC及Ti (C、N)的尺寸太小的情況下，通過向1200°C前后的溫度進行熱鍛造時的加熱，會導(dǎo)致TiC及Ti (C、N)固溶于矩陣中。另一方面，在TiC及Ti (C、N)的尺寸粗大的情況下，數(shù)量變少。
(d-7)在上述用于淬火的加熱時，為了使TiC和Ti (C、N)作為“釘扎粒子”充分起作用，重要的是微細的TiC及Ti (C、N)大多以用于淬火的加熱前、即熱鍛造后的狀態(tài)進行分布。
(d-8)若在熱軋制后的棒鋼或線材的階段TiC及Ti (C、N)處于以適度的尺寸析出的狀態(tài)，則能夠滿足上述(d_7)的 條件，因此，能夠抑制用于淬火的加熱時的奧氏體晶粒的粗大化。即，通過控制在熱軋制后的棒鋼或線材的階段析出的TiC及Ti (C、N)的析出形態(tài)， 從而能夠提高母材的韌性。因此，可在低溫環(huán)境下使用部件。
(d-9)Ti比C優(yōu)先與N結(jié)合。因此，為了使用〔TiN〕和〔TiC&Ti(C、N)〕這兩者作為“釘扎粒子”，需要含有與N和C雙方結(jié)合的量的Ti。
本發(fā)明基于上述見解而完成，其主旨在于下述(I)所示的熱鍛造用軋制棒鋼或線材、以及(2)所示的熱鍛造用軋制棒鋼或線材的制造方法。
(I) 一種熱鍛造用軋制棒鋼或線材，其特征在于，具有以下化學(xué)組成以質(zhì)量％計含有
C :0. 10 O. 20%,
S1:0. 01 O. 30%,
Mn :1. 00 2. 30%,
S :0. 040% 以下、
Cr :0. 10 O. 80%,
Al :0. 010 O. 080%,
B 0. 0002 O. 0050%,
T1:0. 010 O. 080%、以及
N 0. 0020 O. 0080%,
余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，
雜質(zhì)中的P、Cu、N1、Mo及V被限制為
P :0.040% 以下、
Cu:小于 O. 10%、
N1:小于 O. 10%、
Mo :小于 O. 05%、以及
V :0. 01% 以下，
并且下述的式⑴所示的fnl為O. 001以上、式⑵所示的Ceq為O. 57以下、式(3)所示的DI為70 170 ；
并且，在 100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 07 Ι.Ομπι的Ti析出物和10個以上的當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05 μ m的Ti析出物。
fnl = T1-3. 4N... (I)
Ceq = C+ (Si/24) + (Mn/6) + (Ni/40) + (Cr/5) + (Mo/4) + (V/14)…(2)
DI = 25. 4X0. 311XC0 5X (1+0. 64XSi) X (1+4. 10XMn) X (1+2. 83XP) X (1-0. 6 2XS) X (1+2. 33XCr) X (1+0. 52XNi) X (1+3. 14XMo) X (1+0. 27XCu) X {1+1. 50X (0. 90 -C)}…(3)
上述各式中的T1、N、C、S1、Mn、N1、Cr、Mo、V、P、S及Cu表示各個元素的以質(zhì)量％計的含量。
上述的Ti析出物是指TiN、TiC以及Ti (C、N)。另外，以下，固溶有N的TiC即 Ti (C、N)有時也稱為TiCo
此外，作為余量的“Fe和雜質(zhì)”中的“雜質(zhì)”是指在工業(yè)上制造鐵鋼材料時從作為原料的礦石、廢料(scrap)、或制造環(huán)境等混入的物質(zhì)。
(2) 一種熱鍛造用軋制棒鋼或線材的制造方法，其特征在于，在冷卻速度為 2. (TC /min以上的條件下對具有上述(I)中記載的化學(xué)組成的熔鋼進行連續(xù)鑄造，
將該鑄片加熱到1100°C以上的溫度范圍并保持30min以上，并且在滿足下述的式 ⑷的條件下進行初軋、以及棒鋼軋制或線材軋制，而且在棒鋼軋制或線材軋制后以5 IOO0C /min的冷卻速度冷卻到800 600°C的溫度范圍。
Y = (Ti+273) X log彡 7· 5 X IO3…(4)
上述的式⑷中的T表示以“。C ”為單位的加熱溫度，t表示在加熱溫度T時的以 “s”為單位的保持時間，下標(biāo)I表示初軋工序，下標(biāo)2表示棒鋼軋制工序或線材軋制工序， T (2) = (^+273)/(^+273)
即，T1為初軋工序中的加熱溫度(°C )，T2為棒鋼軋制或線材軋制工序的加熱溫度 (V )，為初軋工序中在IVC下的保持時間(S)，t2為棒鋼軋制或線材軋制工序中在T2°c 下的保持時間(S)。
上述的各處理中的溫度及冷卻速度均是指以表面為基準(zhǔn)的溫度和冷卻速度。
發(fā)明效果
本發(fā)明的熱鍛造用軋制棒鋼或線材能夠進行焊接、而且母材的強度及韌性優(yōu)異， 并且HAZ的韌性也優(yōu)異，因此能夠適合作為車軸等汽車的行走部分部件的原材料使用。


圖1是對實施例中使用的寬25mm的搭接接頭焊接用的試驗片與采取其的直徑 36mm的圓棒中的R/2部(“R”表示半徑。)的位置關(guān)系進行說明的圖。在該圖中，將試驗片的尺寸長的一方稱作試驗片的“寬度方向”。
圖2是表示實施例中使用的搭接接頭焊接用的試驗片的尺寸形狀的圖。圖中的尺寸單位為“mm”。
圖3是對實施例中使用2片搭接接頭焊接用的試驗片進行搭接接頭焊接的狀況進行示意性說明的圖。
圖4是對實施例中使用將進行搭接接頭焊接的試驗材料在寬度方向中心位置縱切2等分、并在縱截面以使焊接金屬成為長度方向的中央部的方式切成30_的試驗 片測定 HAZ的結(jié)晶粒度的位置進行說明的圖。圖中的尺寸單位為
圖5是對實施例中使用將進行搭接接頭焊接的試驗材料在寬度方向中心位置縱切2等分、并在縱截面以使焊接金屬成為長度方向的中央部的方式切成30_的試驗片測定 HV硬度的狀況進行說明的圖。圖中的尺寸單位為具體實施方式
以下，對本發(fā)明的各要件進行詳細說明。另外，各元素的含量的是指“質(zhì)量％ ”。
⑷棒鋼或線材的化學(xué)組成
C :0.10 O. 20%
C具有提高鋼的淬火后的馬氏體硬度的效果，并且，通過與Ti 一起形成TiC而具有抑制用于淬火的加熱時的晶粒粗大化的作用。為充分確保該效果，需要含有0.10%以上的 C。另一方面，C使HAZ的硬度增加，其結(jié)果會導(dǎo)致產(chǎn)生焊接裂紋。因此，設(shè)定上限，將C的含量設(shè)定為O. 10 O. 20%。C的含量優(yōu)選為O. 12%以上且O. 18%以下。
S1:0. 01 O. 30%
Si是對鋼的脫酸有效的元素，還有助于提高淬火性。為了確保這些效果，需要含有O. 01%以上的Si。另一方面，若Si的含量超出O. 30%，則不僅上述效果飽和，而且會招致熱延展性的低下。因此，將Si的含量設(shè)定為O. 01 O. 30%。Si的含量優(yōu)選為O. 25%以下。
Mn :1. 00 2. 30%
Mn具有通過提高淬火性而提高拉伸強度的作用。為了得到該效果，需要使Mn的含量為1. 00%以上。另一方面，若Mn的含量過量，則使HAZ的硬度增加，其結(jié)果會導(dǎo)致產(chǎn)生焊接裂紋。因此，設(shè)定上限，將Mn的含量設(shè)定為1. 00 2. 30%。Mn的含量優(yōu)選為1. 50%以上且2. 00%以下。
S :0.040% 以下
S是鋼中作為雜質(zhì)含有的元素。此外，若積極地含有S。則與Mn結(jié)合而形成MnS， 具有提高切削性的效果。但是，在S的含量變多、特別是超出O. 040%時，晶界偏析而使母材的韌性降低。因此，將S的含量設(shè)定為O. 040%以下。在重視母材的韌性的情況下，S的含量期望為O. 020%以下，并且越低越理想。另一方面，在重視切削性的情況下，期望積極地含有超出O. 020%的量的S。
Cr :0. 10 O. 80%
Cr是對提高淬火性有效的元素。為了得到該效果，需要含有O. 10%以上的Cr。另一方面，在Cr的含量過量時，使HAZ的硬度增加，其結(jié)果會導(dǎo)致產(chǎn)生焊接裂紋。因此，設(shè)定上限，將Cr的含量設(shè)定為O. 10 O. 80%。Cr的含量優(yōu)選為O. 20%以上且O. 60%以下。
Al :0. 010 O. 080%
Al作為脫酸劑被添加。為了得到該效果，需要含有O. 010%以上的Al。但是，即使含有超出O. 080%的Al，其效果也會飽和，還會增高合金成本。因此，將Al的含量設(shè)定為 O. 010 O. 080%。
B :0· 0002 O. 0050%
B是對提高淬火性非常重要的元素。為了得到該效果，需要含有O. 0002%以上的 B。另一方面，在B的含量超出O. 0050%時，不僅會使淬火性提高效果飽和，而且還會使成本變高。因此，設(shè)定上限，將B的含量設(shè)定為O. 0002 O. 0050%。B的含量優(yōu)選為O. 0030% 以下。
T1:0. 010 O. 080%
Ti是本發(fā)明中的重要元素。即，Ti優(yōu)先與游離N結(jié)合而形成TiN，由此可以防止對淬火性有效的B與N結(jié)合。此外，上述的TiN作為釘扎粒子起作用，具有抑制焊接時的HAZ 的晶粒粗大化、提高韌性的效果。進而，Ti與C結(jié)合而形成TiC。上述的TiC也作為釘扎粒子起作用，在用于向900°C前后的溫度進行淬火的加熱時，具有抑制母材的奧氏體晶粒的粗大化、提高韌性的效果。為了得到這些效果，需要含有O. 010%以上的Ti。但是，在Ti的含量過多而超出O. 080%時，形成粗大的TiN，使母材的韌性降低。因此，將Ti的含量設(shè)定為 O. 010 O. 080%。Ti的含量優(yōu)選為O. 020%以 上且O. 060%以下。
N :0· 0020 O. 0080%
N是本發(fā)明中的重要元素。即，如上所述，N與Ti結(jié)合而形成的TiN作為釘扎粒子起作用，抑制焊接時的HAZ的晶粒粗大化，提高韌性。為了得到該效果，需要含有O. 0020% 以上的N含量。另一方面，在N的含量變多時，形成BN而使B的淬火性提高效果降低。進而， 過量的N形成粗大的TiN，使母材的韌性降低。因此，設(shè)定上限，將N的含量設(shè)定為O. 0020 O. 0080%。
本發(fā)明的熱鍛造用軋制棒鋼或線材中具有以下化學(xué)組成除上述元素以外，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成,雜質(zhì)中的P、Cu、N1、Mo及V的含量如下所述地進行控制,上述的式(I)所示的fnl為O. 001以上、式⑵所示的Ceq為O. 57以下、式(3)所示的DI為70 170。
P :0. 040% 以下
P是鋼中作為雜質(zhì)含有的元素，在其含量變多、特別是超出O. 040%時，晶界偏析而使母材的韌性降低。因此，將雜質(zhì)中的P的含量設(shè)定為O. 040%以下。雜質(zhì)中的P的含量優(yōu)選為O. 030%以下。
Cu:小于 O. 10%
Cu有時以微量以雜質(zhì)的形式包含在鋼中，與C、S1、Mn及Cr同樣地影響淬火性，提高淬火性。在淬火性過剩時，母材的韌性降低，因此需要使Cu的含量盡可能地少。因此，將雜質(zhì)中的Cu的含量設(shè)定為小于O. 10%。
N1:小于 O. 10%
Ni有時以微量以雜質(zhì)的形式包含在鋼中，與C、S1、Mn及Cr同樣地影響淬火性，提高HAZ的硬度及淬火性。在HAZ的硬度變高時，產(chǎn)生焊接裂紋的危險性變大，在淬火性過剩時，母材的韌性降低。因此，需要使雜質(zhì)中的Ni的含量盡可能地少，設(shè)定為小于O. 10%。
Mo:小于 O. 05%
Mo有時以微量以雜質(zhì)的形式包含在鋼中，與C、S1、Mn及Cr同樣地影響HAZ的硬度及淬火性，提高HAZ的硬度及淬火性。在HAZ的硬度變高時，產(chǎn)生焊接裂紋的危險性變大， 在淬火性過剩時，母材的韌性降低。因此，需要使雜質(zhì)中的Mo的含量盡可能地少，設(shè)定為小于 O. 05%。
V :0. 01% 以下
V有時以微量以雜質(zhì)的形式包含在鋼中，與C、S1、Mn及Cr同樣地影響HAZ的硬度， 提高HAZ的硬度。在HAZ的硬度變高時，產(chǎn)生焊接裂紋的危險性變高。因此，需要使雜質(zhì)中的V的含量盡可能地少，設(shè)定為O. 01%以下。
fnl :0.001 以上
Ti比C優(yōu)先與N結(jié)合。因此，在使用TiN和TiC這兩者作為釘扎粒子的本發(fā)明中， 需要含有與N和C雙方結(jié)合的量的Ti。
fnl、即、
fnl = T1-3. 4N... (I)
在上式所示的值小于O. 001的情況下，無法確保與C結(jié)合的充分量的Ti，因此TiC 的釘扎效果變得不充分 。因此，將上述的式(I)所示的fnl設(shè)定為O. 001以上。在Ti的含量為本發(fā)明規(guī)定的上限O. 080%,N的含量在該下限的O. 0020%的情況下，fnl可以為O. 073。
Ceq :0. 57 以下
有無產(chǎn)生焊接裂紋依賴于Hmax (HAZ的最高硬度)，在Hmax以HV硬度計超出400 時，容易產(chǎn)生焊接裂紋。而且，Hmax與下述的式(2)所示的Ceq具有相關(guān)性。
Hmax = 583 X Ceq+65
Ceq = C+ (Si/24) + (Mn/6) + (Ni/40) + (Cr/5) + (Mo/4) + (V/14)…⑵。
因此，為了抑制焊接裂紋的產(chǎn)生，只要使Hmax = 583 X Ceq+65 ( 400即可。
因此，根據(jù)Ceq彡335/583 = O. 57，將上述的式(2)所示的Ceq設(shè)定為O. 57以下。 在各元素的含量為本發(fā)明中規(guī)定的下限值的情況下，Ceq可以是O. 29。
D1:70 170
在進行淬火-回火的熱處理后、尤其是在400 500°C下的回火后(特別是在 475°C下的回火后)，D1、即
DI = 25. 4X0. 311XC0 5X (1+0. 64XSi) X (1+4. 10XMn) X (1+2. 83XP) X (1-0. 6 2XS) X (1+2. 33XCr) X (1+0. 52XNi) X (1+3. 14XMo) X (1+0. 27XCu) X {1+1. 50X (O. 90 -C)}…(3)
上式所示的值小于70時，無法確保充分的強度(拉伸強度為SOOMPa以上)。另一方面，在上述的DI變大而超出170時，母材的硬度變得過高，母材的韌性降低。因此，上述的式⑶所示的DI設(shè)定為70 170。
⑶Ti析出物的尺寸和析出密度
本發(fā)明中的Ti析出物為TiN、TiC及Ti (C、N)。TiN是在高溫析出的析出物，另一方面，TiC及Ti (C、N)是在低溫析出的析出物。在高溫析出TiN時，通過具有與在低溫析出的TiC及Ti (C、N)相同的晶體結(jié)構(gòu)等，難以求出各自的析出密度。但是，已知這些Ti析出物中的TiN采取六面體的形態(tài)。因此，本發(fā)明人通過透射型電子顯微鏡觀察對熱軋制后的棒鋼調(diào)查了 Ti析出物的形態(tài)和尺寸。其結(jié)果為在當(dāng)量圓直徑為O. 07 μ m以上的情況下， 大部分的Ti析出物具有棱角，在當(dāng)量圓直徑為O. 05 μ m以下的情況下，幾乎未觀察到Ti析出物有棱角。因此，考慮在高溫析出當(dāng)量圓直徑為O. 07 μ m以上的Ti析出物的TiN、在低溫析出當(dāng)量圓直徑為O. 05 μ m以下的Ti析出物的TiC或Ti (C、N)，對兩者的析出密度進行了規(guī)定。
(B-1)當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. Oym的Ti析出物的尺寸和析出密度
TiN即使在用于熱鍛造的加熱時、用于淬火的加熱時也不會固溶于矩陣中。因此， 在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，調(diào)整TiN的尺寸和析出密度，在焊接時，利用TiN的釘扎作用來抑制HAZ的晶粒粗大化。
在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，若在100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. O μ m的Ti析出物，則HAZ的晶粒粗大化得到抑制，容易使HAZ確保良好的韌性。
即，在焊接時，HAZ被加熱到超出1200°C的高溫。但是，即使在如此的高溫下，當(dāng)量圓直徑為O. 07 μ m以上的Ti析出物也不會固溶于矩陣中，因此，作為釘扎粒子起作用。另一方面，在當(dāng)量圓直徑超出1. Oym的情況下，過大而不具有釘扎作用。
但是，在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，即使Ti析出物的尺寸以當(dāng)量圓直徑計為 O. 07 1. O μ m，若100 μ m2的面積中不析出10個以上，則在焊接時也不可避免地使HAZ中晶粒粗大化。
因此，本發(fā)明的熱鍛造用軋制棒鋼或線材設(shè)定為在100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. O μ m的Ti析出物。即使當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. O μ m的Ti析出物的析出密度過高，釘扎效果也會飽和，因此為1000個以下較佳。
(B-2)當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05μπι的Ti析出物的尺寸和析出密度
TiC在用于向900°C前后的溫度進行淬火的加熱時作為釘扎粒子起作用，抑制奧氏體晶粒的粗大化。因此，有助于提聞母材的朝性。
為了充分發(fā)揮上述的效果，重要的是使微細的TiC大多以用于淬火的加熱時之前、即熱鍛造后的狀態(tài)進行分布。
S卩，只要使微細的TiC大多在淬火的前工序即熱鍛造后析出即可。而且，為此，在熱鍛造前的原材料、即熱軋制后的棒鋼或線材的階段，在100 μ HI2的面積中必需析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05 μ m的Ti析出物。
在熱軋制后的棒鋼或線材的階段的Ti析出物，若其尺寸太小而當(dāng)量圓直徑小于 O. Olym,則通過向1200°C前后的溫度進行熱鍛造時的加熱，會使該Ti析出物固溶于矩陣中。因此，無法在用于淬火的加熱時確保釘扎作用。另一方面，在上述階段，若Ti析出物的尺寸以當(dāng)量圓直徑計超出O. 05 μ m，則在用于淬火的加熱時殘留粗大的Ti析出物，微細的Ti析出物的數(shù)量減少，因此釘扎效果不足。因此，為了使Ti析出物在用于淬火的加熱時作為釘扎粒子發(fā)揮效果，在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，該尺寸以當(dāng)量圓直徑計必需為O. 01 O. 05 μ m。
但是，在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，即使Ti析出物的尺寸以當(dāng)量圓直徑計為 O. 01 O. 05 μ m，若在100 μ m2的面積中不析出10個以上，則無法在用于淬火的加熱時抑制奧氏體晶粒的粗大化。
因此，本發(fā)明的熱鍛造用軋制棒鋼或線材設(shè)定為在100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05 μ m的Ti析出物。即使當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05 μ m的Ti 析出物的析出密度過高，釘扎效果也會飽和，因此為1000個以下較佳。
(C)熱鍛造用軋制棒鋼或線材的制造方法
上述(I)所示的本發(fā)明的熱鍛造用軋制棒鋼或線材例如可以通過上述(2)所示的熱鍛造用軋制棒鋼或線材的制造方法來制造。
具體而言，在冷卻速度為2. (TC /min以上的條件下對具有上述(A)項所述的化學(xué)組成的熔鋼進行連續(xù)鑄造，
將該鑄片加熱到1100°C以上的溫度范圍并保持30min以上，并且在滿足下述的式 ⑷的條件下進行初軋、以及棒鋼軋制或線材軋制，而且在棒鋼軋制或線材軋制后以5 IOO0C /min的冷卻速度冷卻到800 600°C的溫度范圍，由此可以制造熱鍛造用軋制棒鋼或線材。
Y = (Ti+273) X log U^t2Te))彡 7· 5 X IO3…⑷。
上述的式(4)中的T表示以“。C ”為單位的加熱溫度，t表示在加熱溫度T時的以 “s”為單位的保持時間，下標(biāo)I表示初軋工序，下標(biāo)2表示棒鋼軋制工序或線材軋制工序， T (2) = (^+273)/(^+273)
如上所述，上述的各處理中的溫度及冷卻速度均是指以表面為基準(zhǔn)的溫度及冷卻速度。
(C-1)關(guān)于熔鋼的連續(xù)鑄造時的冷卻速度
TiN在連續(xù)鑄造的冷卻時析出。而且，在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，為了設(shè)定成具有上述(B-1)項所述的釘扎作用的當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. 0μ π!的Ti析出物的析出密度，優(yōu)選在冷卻速度為2. (TC /min以上的條件下對熔鋼進行連續(xù)鑄造。由于在增大冷卻速度時具有限度，因此優(yōu)選的范圍為50°C /min以下。
若冷卻速度較慢，則在連續(xù)鑄造的冷卻時析出的TiN在其冷卻過程中生長，難以在100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. O μ m的Ti析出物。
連續(xù)鑄造時的冷卻速度是指在TiN析出的溫度范圍、即鋼凝固后至1000°C的冷卻速度。
(C-2)關(guān)于初軋、熱棒鋼軋制、線材軋制
為了減輕鑄片的偏析，通常期望提高在軋制鑄片時的加熱溫度、并延長該加熱溫度下的保持時間。
但是，在延長上述保持時間的情況下，TiN凝集粗大化，難以在100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. O μ m的Ti析出物。因此，在焊接時導(dǎo)致利用TiN的釘扎作用來抑制HAZ的晶粒粗大化的效果消失。
將鑄片的加熱溫度設(shè)定為1100°C以上，并且為了直至中心部均勻受熱而將在該加熱溫度下的保持時間設(shè)定為30min以上，若在此基礎(chǔ)上在上述式(4)的條件下進行初軋、以及棒鋼軋制或線材軋制，則能夠抑制TiN的凝集粗大化，由此能夠容易地抑制焊接時的HAZ 的晶粒粗大化。
以下，對式(4)進行說明。
TiN的奧斯特瓦爾德熟化(Ostwald ripening)的程度會影響加熱溫度T (°C )和加熱時間t(s)。為此，考慮將TiN的奧斯特瓦爾德熟化程度以回火參數(shù)“(T+273) Xlog(t) ” 進行整理。
棒鋼或線材通常以初軋、以及棒鋼軋制或線材軋制這兩個階段的軋制工序制造鑄片。
以下，以棒鋼的制造為例進行詳細說明。
在將初軋工序及棒鋼軋制工序中的加熱溫度分別設(shè)為T1CC )及T2CC )、將在上述加熱溫度下的保持時間分別設(shè)定St1 (S)及〖2 (S)時，在各自的軋制工序中的回火參數(shù)為 “ (Ti+273) X Iogt1”及“ (T2+273) Xlogt2”。
嘗試求出在初軋工序的加熱溫度T1CC )下發(fā)生與棒鋼軋制工序的加熱時發(fā)生的 TiN的奧斯特瓦爾德熟化相等的TiN的奧斯特瓦爾德熟化時所需的時間X(S)。
棒鋼軋制工序中的TiN的奧斯特瓦爾德熟化的回火參數(shù)(T2+273) X Iogt2可以使用初軋工序的加熱溫度T1 Ce )如式(a)那樣地表示。
(T2+273) Iogt2 = ( \+273) Iogx…(a)。
若T⑵=(1^+273)/(1^+273),則在初軋工序的加熱溫度T1CC )下發(fā)生與棒鋼軋制工序的加熱時發(fā)生的TiN的奧斯特瓦爾德熟化相等的TiN的奧斯特瓦爾德熟化時所需的時間x(s)可以如式(b)那樣地表示。
x = t2T (b)。
通過以在初軋工序的加熱溫度T1CC )和溫度T1CC)下的保持時間X(S)來表示在加熱溫度T2Cc )、加熱保持時間t2(s)的棒鋼軋制工序中發(fā)生的TiN的奧斯特瓦爾德熟化程度，從而初軋工序和棒鋼軋制工序的這兩次軋制工序的TiN的奧斯特瓦爾德熟化程度 Y可以由I次初軋工序的參數(shù)以式(c)所示那樣表示，并將式(b)代入式(c)中，由此可以得到式⑷。
Y= ( \+273) X log (h+x)…(C)、
Y = (Ti+273) X log (tjt/ )…(d)。
對如此求得的式(d)的參數(shù)Y、TiN的尺寸及析出個數(shù)的關(guān)系進行了詳細調(diào)查，結(jié)果為若Y的值為7.5X103以下，則可以得到上述(I)所示的本發(fā)明涉及的熱鍛造用軋制棒鋼。
綜上所述，規(guī)定了式(4)作為表示TiN的奧斯特瓦爾德熟化程度的參數(shù)。
Y = (Ti+273) X log (ti+t/ )彡 7· 5 X IO3…⑷。
即使Y的值為規(guī)定范圍內(nèi)，從節(jié)能的觀點出發(fā)，初軋工序及棒鋼軋制工序的加熱溫度也優(yōu)選設(shè)定為1300°C以下，更 優(yōu)選設(shè)定為1270°C以下。此外，即使Y的值為規(guī)定范圍內(nèi)，從節(jié)能的觀點出發(fā)，在初軋工序及棒鋼軋制工序的上述加熱溫度下的保持時間也優(yōu)選設(shè)定為18000s (300min)以下，更優(yōu)選設(shè)定為14400s (240min)以下。從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)， Y的值優(yōu)選為4. OXlO3以上。
上述的式(d)所示的表示TiN的奧斯特瓦爾德熟化程度的參數(shù)Y是以初軋和棒鋼軋制兩個階段的軋制工序制造棒鋼的一般的情況。
表示以i個階段進行軋制工序的次數(shù)時的TiN的奧斯特瓦爾德熟化程度的參數(shù)Y’ 可以如式(e)那樣表示，此時，若Y’的值為7.5X103以下，則可以得到上述(I)所示的本發(fā)明涉及的熱鍛造用軋制棒鋼。
Y，= ( \+273) Xlog{ Σ (\τ( ))}…(e)。
在此，T⑴=(^+273)/(^+273)
在以初軋和線材軋制兩個階段的軋制工序制造鑄片的情況下，以i個階段進行軋制工序的次數(shù)的情況與上述相同。
(C-3)關(guān)于棒鋼軋制或線材軋制后的冷卻
在熱軋制后的棒鋼或線材的階段，為了設(shè)定為上述(B-2)項所述的具有釘扎作用的當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05μπι的Ti析出物的析出密度，優(yōu)選在棒鋼軋制或線材軋制后以5 100°C /min的 冷卻速度冷卻到800 600°C的溫度范圍。
在冷卻速度過快時，TiC未全部析出，另一方面，在冷卻速度過慢時，析出的TiC 凝集并生長，因此在任一情況下均難以在100 μ m2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為 O. 01 O. 05μπι的Ti析出物。
以下，利用實施例對本發(fā)明進行更具體地說明，但本發(fā)明并不限定于這些實施例。
實施例
利用70噸轉(zhuǎn)爐熔解表I所示的鋼I 14，在表2所示的條件下利用連續(xù)鑄造制成鑄片后，對180mmX 180mm的鋼片進行初軋,之后再進行棒鋼軋制,制作直徑54mm的棒鋼。
表I中的鋼I 7以及鋼12 14是化學(xué)組成在本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)的本發(fā)明例的鋼。另一方面，鋼8 11是化學(xué)組成在本發(fā)明規(guī)定的條件以外的比較例的鋼。
權(quán)利要求
1.一種熱鍛造用軋制棒鋼或線材，其特征在于，具有以下化學(xué)組成以質(zhì)量％計含有C :0. 10 O. 20%,S1:0. 01 O. 30%,Mn :1. 00 2. 30%,S :0. 040% 以下、Cr :0. 10 O. 80%,Al :0. 010 O. 080%,B 0. 0002 O. 0050%,T1:0. 010 O. 080%、以及 N 0. 0020 O. 0080%,余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中的P、Cu、N1、Mo及V被限制為 P :0. 040% 以下、Cu :小于 O. 10%,N1:小于 O. 10%,Mo :小于O. 05%、以及 V :0. 01% 以下，并且下述的式⑴所示的fnl為O. 001以上、式⑵所示的Ceq為O. 57以下、式(3) 所示的DI為70 170 ；并且，對于熱鍛造用軋制棒鋼或線材而言，在100 μ m2的面積中析出有10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 07 1. O μ m的Ti析出物和10個以上當(dāng)量圓直徑為O. 01 O. 05 μ m的Ti析出物；fnl = T1-3. 4N..· (I)Ceq = C+(Si/24) + (Mn/6) + (Ni/40) + (Cr/5) + (Mo/4) + (V/14)— (2)DI = 25. 4X0. 311XC0 5X (1+0. 64XSi) X (1+4. 10XMn) X (1+2. 83XP) X (1-0. 62X S) X (1+2. 33XCr) X (1+0. 52XNi) X (1+3. 14XMo) X (1+0. 27XCu) X {1+1. 50X (0. 90-C)} · · · (3)上述各式中的T1、N、C、S1、Mn、N1、Cr、Mo、V、P、S及Cu表示各個元素的以質(zhì)量％計的含量;上述的Ti析出物是指TiN、TiC以及Ti (C、N)。
2.一種熱鍛造用軋制棒鋼或線材的制造方法，其特征在于，在冷卻速度為2. (TC /min以上的條件下對具有權(quán)利要求1所述的化學(xué)組成的熔鋼進行連續(xù)鑄造，將該鑄片加熱到1100°c以上的溫度范圍內(nèi)并保持30分鐘以上，并且在滿足下述的式(4)的條件下進行初軋，并進行棒鋼軋制或線材軋制，而且在進行棒鋼軋制或線材軋制之后，以5 100°C /min的冷卻速度冷卻到800 600°C的溫度范圍內(nèi)，彡 Y= ( \+273) Xlogh+t/ )彡 7.5 X IO3... (4)上述的式(4)中的T表示以“。C”為單位的加熱溫度，t表示在加熱溫度T時的以“s”為單位的保持時間，下標(biāo)I表示初軋工序，下標(biāo)2表示棒鋼軋制工序或線材軋制工序，T(2) =(^+273)/(^+273) ο
全文摘要
本發(fā)明提供一種熱鍛造用軋制棒鋼或線材，其能夠進行焊接，母材的強度及韌性、以及HAZ的韌性優(yōu)異，因此適合作為車軸等汽車的行走部分部件的原材料。所述熱鍛造用軋制棒鋼或線材具有以下化學(xué)組成含有C0.10～0.20％、Si0.01～0.30％、Mn1.00～2.30％、S≤0.040％、Cr0.10～0.80％、Al0.010～0.080％、B0.0002～0.0050％、Ti0.010～0.080％以及N0.0020～0.0080％，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，并限制為雜質(zhì)中的P≤0.040％、Cu＜0.10％、Ni＜0.10％、Mo＜0.05％以及V≤0.01％，采用〔Ti-3.4N≥0.001〕、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V的特定式所示的Ceq為0.57以下、以及采用C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo、Cu的特定式所示的DI為70～170，在100μm2的面積中析出10個以上當(dāng)量圓直徑為0.07～1.0μm的Ti析出物和10個以上的當(dāng)量圓直徑為0.01～0.05μm的Ti析出物。
文檔編號C22C38/58GK103003462SQ20118003524
公開日2013年3月27日 申請日期2011年7月19日 優(yōu)先權(quán)日2010年7月20日
發(fā)明者橋口國男, 長谷川達也, 松本齊, 江頭誠, 棚橋努, 塚本達也, 新川雅樹 申請人:新日鐵住金株式會社, 本田技研工業(yè)株式會社