本發(fā)明涉及適合作為實(shí)施熱鍛造等而制造的機(jī)械構(gòu)件或結(jié)構(gòu)部件等(以下稱(chēng)為機(jī)械結(jié)構(gòu)部件)的原材料的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼及其制造方法。

本申請(qǐng)基于2014年07月03日在日本申請(qǐng)的特愿2014-137736號(hào)并主張優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容引用于此。

背景技術(shù)：

汽車(chē)、產(chǎn)業(yè)機(jī)械等中使用的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件除了高強(qiáng)度之外，有時(shí)還需要優(yōu)異的延展性和韌性。此時(shí)，機(jī)械結(jié)構(gòu)部件優(yōu)選將其金屬組織形成為回火馬氏體，因此，大多在通過(guò)熱鍛造將原材料的棒鋼成形后，實(shí)施淬火－回火等調(diào)質(zhì)熱處理，進(jìn)而實(shí)施機(jī)械加工而制造。

另一方面，不那么要求韌性和延展性的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件通常從制造成本的方面出發(fā)，在熱鍛造后不實(shí)施調(diào)質(zhì)熱處理，實(shí)施機(jī)械加工來(lái)制造。不實(shí)施調(diào)質(zhì)熱處理而制造的鋼(非調(diào)質(zhì)鋼)的情況下，其金屬組織為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的復(fù)合組織時(shí)，可得到良好的可削性及高的屈服比。金屬組織包含貝氏體的情況下，可削性變差，并且屈服比降低。因此，在非調(diào)質(zhì)鋼的情況下，大多將金屬組織形成為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的復(fù)合組織。

此外，機(jī)械結(jié)構(gòu)部件有時(shí)要求耐疲勞特性。

這樣的情況下，金屬組織為鐵素體和珠光體的復(fù)合組織的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件具有軟質(zhì)的鐵素體成為疲勞斷裂的起點(diǎn)的問(wèn)題。相對(duì)于此，例如專(zhuān)利文獻(xiàn)1～3中提出了一種鋼材和熱鍛造品，其通過(guò)利用添加Si的固溶強(qiáng)化、或利用V等的添加的析出強(qiáng)化，使鐵素體硬化，減小與珠光體的硬度差，由此使耐疲勞特性提高。

但是，專(zhuān)利文獻(xiàn)1中，必須含有大于0.30％的V。V如此多地含有時(shí)，即使將進(jìn)行熱鍛造時(shí)的加熱溫度充分提高，V也不會(huì)充分固溶。此時(shí)，未溶解的V碳化物殘存，存在機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的強(qiáng)度和延展性降低的問(wèn)題。

此外，在專(zhuān)利文獻(xiàn)2中，必須含有0.01％以上的Al。但是，Al在鋼中形成硬質(zhì)的氧化物，存在使鋼的可削性顯著降低的問(wèn)題。

此外，在專(zhuān)利文獻(xiàn)3中，必須含有1.0％以上的Mn和0.20％以上的Cr。但是，存在Mn及Cr為促進(jìn)使可削性劣化、使屈服比降低的貝氏體的相變的元素的問(wèn)題。

另一方面，例如在專(zhuān)利文獻(xiàn)4中提出了一種鋼材，其利用由Si引起的固溶強(qiáng)化作為高價(jià)元素的V的代替，進(jìn)而通過(guò)添加Cr使片層間距微細(xì)化，從而謀求耐疲勞特性(疲勞強(qiáng)度)的提高。

但是，使鋼材含有Si的情況下，雖然為一定量以下時(shí)，可謀求耐疲勞特性的提高，但是，大量含有Si時(shí)，在鋼材的表面形成脫碳層，產(chǎn)生作為機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性降低的問(wèn)題。此外，在專(zhuān)利文獻(xiàn)4中，必須含有0.10％以上的Cr，但是，Cr是促進(jìn)使可削性劣化、使屈服比下降的貝氏體的相變的元素。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專(zhuān)利文獻(xiàn)

專(zhuān)利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)平7－3386號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)2：日本特開(kāi)平9－143610號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)3：日本特開(kāi)平11－152542號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)4：日本特開(kāi)平10－226847號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的課題

如上所述，以往未提供含有大量的Si、且不含Cr、Al、為低成本且具有優(yōu)異的耐疲勞特性的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件。

本發(fā)明人進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)為了使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性提高，控制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件表層的硬度特別重要。此外，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)為了控制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的表層的硬度，控制作為其原材料的軋制棒鋼(機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼)的表層部的組織是有效的。

本發(fā)明鑒于這樣的實(shí)情，以提供要求強(qiáng)度及耐疲勞特性的適合作為機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的原材料的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼、及其制造方法為課題。

用于解決課題的手段

如上所述，為了使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性提高，控制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件表層的硬度特別重要，為此，控制作為其原材料的軋制棒鋼(機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼)的表層部的組織是有效的。

但是，已知在使用不含Cr、使Si的含量增加、實(shí)現(xiàn)了低成本化的軋制棒鋼作為原材料的情況下，機(jī)械結(jié)構(gòu)部件表層的脫碳變得顯著，硬度降低，耐疲勞特性劣化。

因此，本發(fā)明人對(duì)以含有大量的Si的軋制棒鋼作為原材料的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的、脫碳對(duì)耐疲勞特性產(chǎn)生的影響、脫碳的原因進(jìn)行了研究。其結(jié)果查明了機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的表層的脫碳的原因在于作為原材料的軋制棒鋼。

進(jìn)而，本發(fā)明人弄清了軋制棒鋼的表層的脫碳起因于在連續(xù)鑄造后的冷卻或熱軋前的加熱中在通過(guò)鐵素體(α)和奧氏體(γ)共存的α/γ二相域時(shí)被促進(jìn)的鑄坯的脫碳，并研究了對(duì)策。并且，本發(fā)明人弄清了通過(guò)增加鋼的C含量、使脫碳被促進(jìn)的α/γ二相域的溫度范圍(A₃點(diǎn)與A₁點(diǎn)之間的溫度差)縮小、并且縮小鑄造時(shí)的鑄坯尺寸，從而使得鑄坯的溫度通過(guò)α/γ二相域的時(shí)間縮短，可減輕軋制棒鋼的表層的脫碳。此外，通過(guò)縮小鑄坯尺寸，也能夠省略鑄造后以鋼坯的尺寸的調(diào)整為目的的開(kāi)坯軋制工序。

進(jìn)而，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)了能確保熱鍛造所需要的軋制棒鋼的熱延展性、并能使通過(guò)熱鍛造成形的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的強(qiáng)度提高的軋制棒鋼的最適當(dāng)?shù)某煞纸M成(化學(xué)成分)及制造條件。

此外，發(fā)現(xiàn)了將該軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件可得到優(yōu)異的耐疲勞特性(疲勞限度比)。

本發(fā)明基于上述見(jiàn)解而完成。本發(fā)明的要旨如下所述。

(1)本發(fā)明的一個(gè)方式涉及的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.45～0.65％、Si：大于1.00％且為1.50％以下、Mn：大于0.40％且為1.00％以下、P：0.005～0.050％、S：0.020～0.100％、V：0.08～0.20％、Ti：0～0.050％、Ca：0～0.0030％、Zr：0～0.0030％、Te：0～0.0030％，余量為Fe及雜質(zhì)；作為所述雜質(zhì)，限制為Cr：0.10％以下、Al：低于0.01％、N：0.0060％以下；由下述式1求出的K1為0.95～1.05；由下述式2求出的K2大于35；由下述式3求出的K3為10.7以上；Mn及S的含量滿足下述式4；表層總脫碳深度為500μm以下。

K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V (式1)

K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)

K3＝137×C－44.0×Si (式3)

Mn/S≥8.0 (式4)

這里，式中的C、Si、Mn、V、S、N為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。

(2)在上述(1)中記載的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼中，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)可以含有Ti：0.010～0.050％、Ca：0.0005～0.0030％、Zr：0.0005～0.0030％、Te：0.0005～0.0030％中的1種以上。

(3)本發(fā)明的另一方式涉及的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的制造方法為上述(1)或(2)中記載的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的制造方法，具有下述工序：將具有上述(1)或(2)中記載的所述化學(xué)組成的鋼水熔煉的熔煉工序；將所述鋼水通過(guò)連續(xù)鑄造而制成截面積為40000cm²以下的鑄坯的鑄造工序；接著所述鑄造工序，將所述鑄坯加熱至1000～1150℃的溫度域，在所述溫度域下保持7000s以下，進(jìn)行棒鋼軋制的棒鋼軋制工序。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明的上述方式，能提供在限制Cr、Al的含量、使Si大量含有的低成本的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼中抑制了深的脫碳層的形成的軋制棒鋼。以該軋制棒鋼為原材料通過(guò)熱鍛造而制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件具有優(yōu)異的耐疲勞特性，因此產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。此外，根據(jù)本發(fā)明的上述方式涉及的制造條件，在軋制棒鋼的制造工序中能省略開(kāi)坯軋制工序，因此，制造成本降低，產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。

具體實(shí)施方式

以下，本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式涉及的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼(以下，有時(shí)稱(chēng)為本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼)的化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.45～0.65％、Si：大于1.00％且為1.50％以下、Mn：大于0.40％且為1.00％以下、P：0.005～0.050％、S：0.020～0.100％、V：0.08～0.20％，進(jìn)而根據(jù)需要含有Ti：0.050％以下、Ca：0.0030％以下、Zr：0.0030％以下、Te：0.0030％以下，余量為Fe及雜質(zhì)；作為所述雜質(zhì)，限制為Cr：0.10％以下、Al：低于0.01％、N：0.0060％以下；由K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V求出的K1為0.95～1.05；由K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N求出的K2大于35；由K3＝137×C－44.0×Si求出的K3為10.7以上；Mn及S的含量滿足Mn/S≥8.0；表層總脫碳深度為500μm以下。

首先，對(duì)本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的化學(xué)組成進(jìn)行說(shuō)明。以下，與化學(xué)組成相關(guān)的％意味著質(zhì)量％。在以下的說(shuō)明中，將含量以范圍表示的情況下，只要沒(méi)有特別說(shuō)明，包含上限和下限。即，在表示為0.45～0.65％的情況下，意味著0.45％以上且0.65％以下的范圍。

(C：0.45～0.65％)

C是能廉價(jià)地提高鋼材的抗拉強(qiáng)度的元素。此外，C是使鋼的A₃點(diǎn)溫度降低的元素。鑄坯的表層的脫碳在連續(xù)鑄造后的冷卻或熱軋前的加熱中在鑄坯溫度通過(guò)α/γ二相域(即，A₃點(diǎn)～A₁點(diǎn)之間的溫度域)時(shí)被促進(jìn)。因此，通過(guò)使C含量增加并縮小α/γ二相域溫度域，可抑制鑄坯的表層的脫碳。

本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼中，為了縮小α/γ二相域的溫度范圍，確保強(qiáng)度，將C含量設(shè)為0.45％以上。另一方面，在將本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼通過(guò)熱鍛造成形、之后立刻連續(xù)冷卻的情況下，鋼材的C含量越多，屈服比越降低。屈服比為將0.2％屈服應(yīng)力除以抗拉強(qiáng)度而求出的值。若屈服比降低，則在將0.2％屈服應(yīng)力設(shè)為所希望的值的情況下，抗拉強(qiáng)度變得過(guò)高，成為可削性降低的原因。因此，為了抑制機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的屈服比的降低，將C含量設(shè)為0.65％以下。優(yōu)選為0.60％以下。

(Si：大于1.00％且為1.50％以下)

Si是廉價(jià)且有助于鋼材的高強(qiáng)度化的有用的元素。為了得到該效果，將Si含量設(shè)為大于1.00％。優(yōu)選設(shè)為1.10％以上。另一方面，Si含量過(guò)量時(shí)，表層的脫碳深度變得過(guò)剩，而且熱延展性降低，在棒鋼軋制和熱鍛造時(shí)，變得容易產(chǎn)生瑕疵。此外，Si含量變多時(shí)，α/γ二相域的溫度范圍增大。因此，將Si含量設(shè)為1.50％以下。

(Mn：大于0.40％且為1.00％以下)

Mn是與Si、V相比能抑制延展性的降低并能使鋼材高強(qiáng)度化的固溶強(qiáng)化元素。此外，Mn是與S結(jié)合而形成使可削性提高的MnS的元素。Mn含量少時(shí)，S在奧氏體晶界上形成FeS而使熱延展性顯著降低，因此，變得容易產(chǎn)生裂紋或瑕疵。因此，為了抑制FeS的生成、并確保熱延展性，將Mn含量設(shè)為大于0.40％。另一方面，Mn含量過(guò)量時(shí)，有時(shí)在熱鍛造品的組織中混合存在使屈服比降低的貝氏體。因此，Mn含量設(shè)為1.00％以下。優(yōu)選為0.95％以下，更優(yōu)選為0.90％以下。

(P：0.005～0.050％)

P是具有促進(jìn)鐵素體相變并抑制貝氏體相變的作用的元素。為了在熱鍛造后的冷卻時(shí)抑制貝氏體相變，將P含量設(shè)為0.005％以上。另一方面，P含量過(guò)量時(shí)，熱延展性降低，有時(shí)在鋼坯中產(chǎn)生瑕疵。因此，將P含量的上限限定為0.050％。優(yōu)選為0.040％以下。

(S：0.020～0.100％)

S是形成使可削性提高的Mn硫化物(MnS)的元素，有助于可削性的提高。為了得到該效果，將S含量設(shè)為0.020％以上。另一方面，S含量大于0.100％時(shí)，粗大的MnS大量地分散在鋼中，熱延展性降低，有時(shí)在鋼坯中產(chǎn)生瑕疵。因此，將S含量的上限限定為0.100％。

(V：0.08～0.20％)

V是形成V碳化物和/或V氮化物而有助于鋼材的析出強(qiáng)化的元素，特別是具有提高鋼材的屈服比的效果。為了得到該效果，將V含量設(shè)為0.08％以上。另一方面，V是高價(jià)的合金元素，并且是在熱鍛造后的冷卻時(shí)促進(jìn)不優(yōu)選的貝氏體組織的相變的元素。因而，為了降低成本及抑制貝氏體相變，將V含量設(shè)為0.20％以下。優(yōu)選設(shè)為0.15％以下。

本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼以含有上述化學(xué)成分，余量為Fe及雜質(zhì)為基本。但是，本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼根據(jù)需要可以進(jìn)一步按以下所示的范圍含有Ca、Te、Zr、Ti來(lái)代替Fe的一部分。但是，由于這些元素不一定必須含有，因此其下限為0％。

雜質(zhì)是指在工業(yè)上制造鋼材時(shí)從礦石或廢鐵等原料、或制造工序的各種環(huán)境中混入的成分，是在不對(duì)本發(fā)明產(chǎn)生不良影響的范圍內(nèi)容許的成分。雜質(zhì)中，關(guān)于Al、N及Cr，特別地將其含量限制在以下的范圍內(nèi)。

(Al：低于0.01％)

Al為雜質(zhì)。Al在鋼中存在時(shí)，與氧結(jié)合而形成硬質(zhì)的Al氧化物，使鋼材的可削性降低。因此，優(yōu)選Al含量少。Al含量為0.01％以上時(shí)，可削性顯著降低，因此，將Al含量限制為低于0.01％。

(N：0.0060％以下)

N為雜質(zhì)。N在鋼中存在時(shí)，與V結(jié)合而形成V氮化物。V氮化物與V碳化物相比粗大，對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)小。因此，N含量多時(shí)，V氮化物增加，V碳化物以相應(yīng)的量減少。其結(jié)果是，V對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)變小。為了即使減少V含量也能得到充分的析出強(qiáng)化的效果，優(yōu)選V氮化物的總量少，因此優(yōu)選N含量少。N含量大于0.0060％時(shí)，特別是V對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)顯著變小，因此將N含量限制為0.0060％以下。另一方面，在煉鋼技術(shù)上，降低N時(shí)，成本增高，因此可以將下限設(shè)為0.0020％。

(Cr：0.10％以下)

Cr為雜質(zhì)。Cr對(duì)強(qiáng)度的影響小，但是，在熱鍛造后的冷卻時(shí)，促進(jìn)貝氏體相變。因此，Cr含量增多時(shí)，在將軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件中，屈服比降低。優(yōu)選Cr含量少，但是，Cr含量大于0.10％時(shí)，其影響變得顯著，因此將Cr量限制為0.10％以下。

(Ca：0.0005～0.0030％)

(Zr：0.0005～0.0030％)

(Te：0.0005～0.0030％)

Ca、Te、Zr均是使MnS粒子微細(xì)化、球狀化(即、控制硫化物的形態(tài))的元素。MnS伸長(zhǎng)時(shí)，熱延展性的各向異性增大，因而容易產(chǎn)生特定方向的裂紋。在需要抑制裂紋時(shí)，可以含有選自Ca、Zr、Te中的1種以上。在得到MnS的微細(xì)化、球狀化的效果時(shí)，優(yōu)選將Ca含量、Zr含量和/或Te含量分別設(shè)為0.0005％以上。另一方面，Ca含量、Zr含量、Te含量過(guò)量時(shí)，形成粗大的Ca、Zr、Te的氧化物，可削性降低。因此，即使在含有的情況下，Ca含量、Zr含量、Te含量均優(yōu)選為0.0030％以下。

(Ti：0.010～0.050％)

Ti是在鋼中形成Ti氮化物的元素。Ti氮化物具有對(duì)鋼材的組織進(jìn)行整粒的效果。在得到該效果時(shí)，優(yōu)選將Ti含量設(shè)為0.010％以上。另一方面，Ti氮化物為硬質(zhì)，有時(shí)使切削加工時(shí)的工具壽命降低。因此，即使在含有的情況下，將Ti含量設(shè)為0.050％以下。

本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼不僅需要滿足上述各元素的含量，C、Si、Mn、V、S、N還需要滿足以下所示的關(guān)系。式中的C、Si、Mn、V、S、N為以質(zhì)量％計(jì)的各元素的含量。

(K1：0.95～1.05)

K1是作為與強(qiáng)度相關(guān)的指標(biāo)的碳當(dāng)量，由下述(式1)求出。

K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V (式1)

以本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼為原材料、通過(guò)熱鍛造成形的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的抗拉強(qiáng)度受碳當(dāng)量K1影響。使用K1為0.95以上的軋制棒鋼、通過(guò)熱鍛造制造機(jī)械結(jié)構(gòu)部件時(shí)，可得到組織由鐵素體及珠光體構(gòu)成且以珠光體為主體、具有大于900Mpa的抗拉強(qiáng)度、570MPa以上的0.2％屈服應(yīng)力、0.45以上的疲勞限度比(疲勞極限/抗拉強(qiáng)度)的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件。另一方面，K1大于1.05時(shí)，在機(jī)械結(jié)構(gòu)部件中生成貝氏體，屈服比降低。因此，將碳當(dāng)量K1限定為0.95～1.05。

(K2＞35)

K2為與本發(fā)明人從后述的實(shí)驗(yàn)求出的熱延展性相關(guān)的指標(biāo)，可由下述(式2)求出。

K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)

在實(shí)驗(yàn)中，使用含有0.52～0.54％的C、且Si、Mn、P、S、N的含量分別不同的17個(gè)水準(zhǔn)的軋制棒鋼。對(duì)從這些軋制棒鋼切出并進(jìn)行加工而得到的、直徑為10mm、長(zhǎng)度為100mm的試驗(yàn)片的熱延展性進(jìn)行了評(píng)價(jià)。關(guān)于熱延展性，將試驗(yàn)片的中央部加熱而使其熔融，然后在剛使其凝固后，立刻保持在各個(gè)溫度下，并以0.05mm/s的速度進(jìn)行拉伸而使其斷裂，以斷裂后的斷面收縮率來(lái)評(píng)價(jià)熱延展性。此外，將950℃、1100℃、1200℃的保持溫度(拉伸溫度)下的斷面收縮率作為因變數(shù)，將合金元素含量作為自變數(shù)進(jìn)行回歸計(jì)算，對(duì)有意義的自變數(shù)進(jìn)行平均而得到K2(式2)。

其結(jié)果是，當(dāng)該K2的值大于35時(shí)，在鋼坯的鑄造、及軋制棒鋼的熱鍛造中未發(fā)現(xiàn)瑕疵、裂紋的產(chǎn)生。因此，將熱延展性指標(biāo)K2設(shè)為大于35。

K2的上限不需要限定，由Si、Mn、S、N的各自的含量范圍決定，但是，也可以將100作為上限。

由上述式2可知，Si、S、N成為熱延展性的降低因子、Mn成為提高因子。因此，基本上從它們的平衡出發(fā)，需要滿足K2的值。但是，如后所述，若Mn/S低于8.0，則生成有害的FeS，因而即使假設(shè)滿足K2的值大于35，若Mn/S低于8.0，則特性也降低。

(K3≥10.7)

K3是與對(duì)表層脫碳產(chǎn)生影響的α/γ二相域溫度的寬度相關(guān)的指標(biāo)，由下述(式3)求出。

K3＝137×C－44.0×Si (式3)

本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的鋼組成中，通過(guò)將K3設(shè)為10.7以上，α/γ二相域的溫度范圍變窄，例如成為80℃以下。此時(shí)，在連續(xù)鑄造后的冷卻及熱軋前的加熱時(shí)能抑制在鑄坯的表層產(chǎn)生的脫碳。其結(jié)果是，軋制棒鋼的表層的脫碳減輕，能防止熱鍛造后的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性的降低。在脫碳的抑制的觀點(diǎn)方面，優(yōu)選二相域的溫度范圍窄，因此不需要限定K3的上限。但是，K3的值高，α/γ二相域的溫度范圍窄時(shí)，熱鍛造后的組織僅為珠光體，有時(shí)屈服比降低，因此也可以將K3的上限設(shè)為60。

(Mn/S≥8.0)

如上所述，S與Mn結(jié)合而形成MnS。但是，S相對(duì)于Mn過(guò)量地含有時(shí)，S除了MnS之外，還在奧氏體晶界上形成FeS。此時(shí)，作為結(jié)果，熱延展性顯著降低，通過(guò)熱鍛造產(chǎn)生裂紋。因此，為了抑制FeS的生成，將Mn/S設(shè)為8.0以上。若Mn/S為8.0以上，則熱延展性受上述的K2的值支配。因此，只要Mn/S為8.0以上即可，上限由S的最低值、Mn的最大值決定。

接著，對(duì)本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的脫碳深度、組織進(jìn)行說(shuō)明。

“表層總脫碳深度”

如上所述，軋制棒鋼的脫碳深度(表層總脫碳深度)對(duì)將軋制棒鋼熱鍛造而得到的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性有影響。以表層總脫碳深度超過(guò)500μm的軋制棒鋼作為原材料、通過(guò)熱鍛造而成形的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的耐疲勞特性(疲勞限度比)劣化。此外，若表層總脫碳深度變深，則根據(jù)鋼成分的不同，起因于脫碳，有時(shí)抗拉強(qiáng)度、屈服應(yīng)力、疲勞限度比降低。因此，將軋制棒鋼的表層總脫碳深度設(shè)為500μm以下。下限為0μm(即，也可以沒(méi)有脫碳層)。

在本實(shí)施方式中，軋制棒鋼的表層總脫碳深度定義為：對(duì)于在軋制棒鋼的長(zhǎng)度方向的中央部、和距離兩端分別為總長(zhǎng)的1/4長(zhǎng)度的部位處切斷而得到的3個(gè)截面，分別在圓周方向上相差90度的4個(gè)部位處測(cè)定時(shí)的合計(jì)12個(gè)部位的表層的脫碳深度的平均值。表層的脫碳深度定義為：在從表層朝向內(nèi)部的直線上測(cè)定的碳量成為在內(nèi)部為恒定的碳量(內(nèi)部碳量)的90％的深度，可通過(guò)電子探針顯微分析儀(Electron Probe Micro Analyzer，稱(chēng)為EPMA)進(jìn)行測(cè)定。

不需要限定本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的組織(金屬組織)。但是，如上所述，在機(jī)械結(jié)構(gòu)部件中，優(yōu)選為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的復(fù)合組織(鐵素體·珠光體組織)。在將機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的組織設(shè)為由鐵素體和珠光體構(gòu)成的組織的情況下，軋制棒鋼也多成為同樣的由鐵素體和珠光體構(gòu)成的組織。

接著，對(duì)本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的制造方法的一例進(jìn)行說(shuō)明。

本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼通過(guò)如下所述制造：將具有上述化學(xué)組成的鋼水通過(guò)常規(guī)方法熔煉(熔煉工序)，將該鋼水通過(guò)連續(xù)鑄造等制成截面積為40000cm²以下的鑄坯(鑄造工序)，將通過(guò)鑄造得到的鑄坯熱軋(也稱(chēng)為棒鋼軋制)(棒鋼軋制工序)。在本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼的制造方法中，鑄坯的截面積充分小至40000cm²以下，因此在棒鋼軋制前不進(jìn)行使截面積減小的開(kāi)坯軋制。

連續(xù)鑄造的鑄造截面積越小，則通過(guò)α/γ二相域的時(shí)間越短，可抑制表層脫碳。本發(fā)明人的研究結(jié)果是，將上述化學(xué)組成的鋼鑄造成截面積為196000cm²時(shí)，其表層脫碳深度最大為1.8mm，但是，在將同樣的組成的鋼鑄造成截面積為40000cm²時(shí)，表層脫碳深度最大為0.7mm。此外，在鑄造成截面積為40000cm²時(shí)，將鑄坯不進(jìn)行開(kāi)坯軋制地在后述的條件下進(jìn)行熱軋而制造的直徑為70mm的軋制棒鋼的表層脫碳深度未超過(guò)500μm。如上所述，若軋制棒鋼的表層脫碳深度為500μm以下，則將其軋制棒鋼熱鍛造而制造的熱鍛造構(gòu)件(機(jī)械結(jié)構(gòu)部件)的由表層脫碳引起的疲勞強(qiáng)度的降低小。因此，在鑄造工序中，優(yōu)選將鑄造截面積限定為40000cm²以下。當(dāng)鑄造截面積大于40000cm²時(shí)，不進(jìn)行開(kāi)坯軋制而進(jìn)行棒鋼軋制變得困難。在鑄造時(shí)，除鑄造截面積以外按照常規(guī)方法進(jìn)行即可。

在棒鋼軋制(熱軋)工序中，為了促進(jìn)V向鋼中的固溶，需要將鋼坯加熱至1000℃以上后進(jìn)行熱軋。通過(guò)在棒鋼軋制的加熱時(shí)使V固溶，在熱軋后的軋制棒鋼中再析出的V碳化物變得微細(xì)。其結(jié)果是，將軋制棒鋼作為原材料進(jìn)行熱鍛造時(shí)的加熱時(shí)，V碳化物的固溶也變得容易，成為使機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的強(qiáng)度和延展性降低的原因的未固溶V碳化物消失。加熱溫度低于1000℃時(shí)，V未充分固溶。另一方面，棒鋼軋制的加熱溫度的上限需要設(shè)為1150℃。這是由于將鋼坯加熱至大于1150℃的溫度時(shí)，表層的脫碳速度急劇增大。此外，加熱溫度下的保持時(shí)間變長(zhǎng)時(shí)，促進(jìn)脫碳。因此，為了將軋制棒鋼的表層總脫碳深度抑制為500μm以下，將加熱溫度(1000～1150℃)下的保持時(shí)間設(shè)為7000s以下。為了使V充分固溶，保持時(shí)間優(yōu)選設(shè)為10s以上。

根據(jù)包含上述工序的制造方法，能得到本實(shí)施方式涉及的軋制棒鋼。此外，通過(guò)將該軋制棒鋼鍛造，能得到耐疲勞特性優(yōu)異的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件。鍛造條件為通常進(jìn)行的條件范圍即可，例如，1000～1300℃。通過(guò)鍛造成形機(jī)械結(jié)構(gòu)部件時(shí)，大多將原材料進(jìn)行高頻加熱后進(jìn)行熱鍛造，但是，高頻加熱達(dá)到規(guī)定溫度所需要的加熱時(shí)間短，因此，該期間在原材料(軋制棒鋼)的表層產(chǎn)生極端的脫碳的情況少。

實(shí)施例

“實(shí)施例1”

將表1所示的化學(xué)組成的鋼A連續(xù)鑄造，得到截面積為26244cm²(截面尺寸為162×162mm)、40000cm²(截面尺寸為200×200mm)、或75000cm²(截面尺寸為250×300mm)的多個(gè)鑄坯。鋼A具有含有成為K3值的下限附近的C、Si的成分，為容易發(fā)生脫碳的組成。表1的余量為Fe及雜質(zhì)。

這些鑄坯如表2所示，加熱至1150℃或1200℃并保持7000s或10000s后，進(jìn)行熱軋而制成直徑為70mm的軋制棒鋼，空冷至常溫。通過(guò)上述的方法求出這些軋制棒鋼的表層總脫碳深度。

表2中示出鑄坯的截面積與軋制棒鋼的表層總脫碳深度的測(cè)定結(jié)果。

表1

表2

根據(jù)No.A1～A3的試樣可知，通過(guò)將鑄造截面積設(shè)為40000cm²以下，即使棒鋼軋制的加熱條件為促進(jìn)脫碳的高溫長(zhǎng)時(shí)間(1150℃×7000s)，軋制棒鋼的表層總脫碳深度也能抑制為500μm以下。進(jìn)而，從No.A4的試樣所示的結(jié)果可知，即使將棒鋼軋制開(kāi)始時(shí)的加熱溫度設(shè)為1150℃，在超過(guò)7000s的10000s的保持時(shí)間的情況下，軋制棒鋼的表層總脫碳深度變得過(guò)深。此外，從No.A5的試樣所示的結(jié)果可知，將棒鋼軋制時(shí)的加熱溫度設(shè)為1200℃時(shí)，軋制棒鋼表層總脫碳深度變得過(guò)深。為此，可以設(shè)想優(yōu)選棒鋼軋制開(kāi)始時(shí)的保持溫度為1000～1150℃、保持時(shí)間為7000s以下。

“實(shí)施例2”

將表3所示的化學(xué)組成的鋼(No.B～AH)熔煉，通過(guò)連續(xù)鑄造制成截面積為40000cm²的鑄坯。表3的余量為Fe及雜質(zhì)。不將該鑄坯開(kāi)坯軋制，直接進(jìn)行熱軋而制造了直徑為40mm的軋制棒鋼。熱軋如表4所示，將加熱溫度設(shè)為1150～1200℃、將保持時(shí)間設(shè)為2000～7000s來(lái)進(jìn)行。熱軋后進(jìn)行空冷。

軋制棒鋼的表層總脫碳深度通過(guò)上述的方法求出。結(jié)果示于表4。

接著，通過(guò)高頻加熱將軋制棒鋼加熱至1220℃，保持300s后，立刻向直徑方向壓下，鍛造成形成10mm厚的平板。將該鍛造平板的側(cè)面進(jìn)行切削加工，制成截面寬度為15mm、厚度為10mm(鍛造原狀的厚度)、長(zhǎng)度為20mm的具有平行部的試驗(yàn)片，供于交替的拉伸壓縮疲勞試驗(yàn)及拉伸試驗(yàn)。拉伸壓縮疲勞試驗(yàn)根據(jù)JIS Z 2273進(jìn)行，將顯示出10⁷次以上的壽命的最大負(fù)荷應(yīng)力作為疲勞極限。拉伸試驗(yàn)根據(jù)JIS Z 2241在常溫下以20mm/min的速度實(shí)施。

平行部的鍛造面未實(shí)施加工，為鍛造紋理原狀，但是，關(guān)于鋼No.B和C，作為參考，也設(shè)置了在熱鍛造后將表面磨削500μm、除去了脫碳層的試驗(yàn)片(試驗(yàn)No.2及3)。此外，試驗(yàn)片的切斷部的角全部進(jìn)行半徑為2mm的倒角加工。

表4及表5示出了熱鍛造前的軋制棒鋼的表層總脫碳深度、熱鍛造后的鍛造平板的顯微組織、0.2％屈服應(yīng)力、抗拉強(qiáng)度、屈服比(0.2％屈服應(yīng)力/抗拉強(qiáng)度)、拉伸壓縮試驗(yàn)的10⁷次的疲勞限度比(疲勞極限/抗拉強(qiáng)度)。

表4的試驗(yàn)No.4～11、20為本發(fā)明例。軋制棒鋼的表層總脫碳深度均為500μm以下。此外，將軋制棒鋼鍛造而得到的鍛造平板的抗拉強(qiáng)度高至911MPa以上，0.2％屈服應(yīng)力高至592MPa以上，拉伸壓縮疲勞試驗(yàn)的疲勞限度比(疲勞強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)為0.46以上，是良好的。此外，根據(jù)在熱鍛造后通過(guò)磨削將脫碳層削除而得到的試驗(yàn)No.2及3與試驗(yàn)No.4及5的比較可知，在軋制棒鋼的脫碳深度為500μm以下時(shí)，疲勞限度比的降低為0.02以下。

表4的試驗(yàn)No.12～19為軋制棒鋼的脫碳深度大于500μm的比較例。它們不滿足900MPa以上的抗拉強(qiáng)度、570MPa以上的0.2％屈服應(yīng)力、0.45以上的疲勞限度比中的至少1個(gè)以上。

表5的試驗(yàn)No.21～44為鋼成分(化學(xué)組成)、Mn/S、K1、K2或者K3中的任一者超出本發(fā)明的范圍的鋼No.K～AH的比較例。

使用了符合M/S低于8.0、K2值低于35％中的至少一者的鋼No.L、M、N、R、S、W、Y及Z的試驗(yàn)No.22、23、24、28、29、33、35及36在棒鋼鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋和大的瑕疵，無(wú)法進(jìn)行熱鍛造以后的評(píng)價(jià)，因此表5的各評(píng)價(jià)欄中表示為“*”。

試驗(yàn)No.21(鋼No.K)的C含量、Si含量、K1值低，抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力分別未達(dá)到作為目標(biāo)的900MPa、570MPa。

試驗(yàn)No.25(鋼No.O)的鍛造品的顯微組織除了鐵素體·珠光體之外還混合存在貝氏體。該試樣No.25的0.2％屈服應(yīng)力未達(dá)到作為目標(biāo)的570MPa。作為該理由，認(rèn)為是由于組織中Mn多，從而除了FP(鐵素體·珠光體)組織之外還混合存在B(貝氏體)組織。

K3值低的試驗(yàn)No.26(鋼No.P)將熱軋的加熱溫度設(shè)為1150℃、將保持時(shí)間設(shè)為7000s，但是，軋制棒鋼的表層脫碳深度大于500μm，并且，起因于脫碳，抗拉強(qiáng)度、0.2％屈服應(yīng)力、疲勞限度比均降低。

K1值低的試驗(yàn)No.27(鋼No.Q)的抗拉強(qiáng)度、0.2％屈服應(yīng)力降低。

試驗(yàn)No.30(鋼No.T)由于C含量多，因而抗拉強(qiáng)度高，但是，0.2％屈服應(yīng)力、疲勞限度比降低。

試驗(yàn)No.31(鋼No.U)由于V含量少、K1也低，因此抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力均比目標(biāo)的900MPa以上、570MPa以上低。

試驗(yàn)No.32(鋼No.V)由于V含量高，因此，抗拉強(qiáng)度和疲勞限度比良好，但是，貝氏體組織混合存在，0.2％屈服應(yīng)力降低。

試驗(yàn)No.23(鋼No.M)的Mn/S小，在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋、瑕疵。鋼No.J的Mn/S小，在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋、瑕疵。

試驗(yàn)No.24(鋼No.N)為Si多、K2小的試樣，在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋、瑕疵。

試驗(yàn)No.34(鋼no.X)雖然各元素的含量在范圍內(nèi)，但是為K3小于10.7％的試樣，表層總脫碳深度大，0.2％屈服應(yīng)力也降低。

試驗(yàn)No.28(鋼No.R)由于K2小，因此在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋、瑕疵。

試驗(yàn)No.29(鋼No.S)由于Mn/S小，因此在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋、瑕疵。

試驗(yàn)No.35(鋼No.Y)的試樣的鋼成分為優(yōu)選的范圍，K1、K2、K3的值也在范圍內(nèi)，但是Mn/S的值小于8.0，因此在棒鋼鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋和大的瑕疵。

試驗(yàn)No.37(鋼No.AA)雖然滿足K1，但是C含量少，抗拉強(qiáng)度和0.2％屈服應(yīng)力均比目標(biāo)的900MPa以上、570MPa以上低。

試驗(yàn)No.38(鋼No.AB)雖然滿足K1，但是Si含量少，因此0.2％屈服應(yīng)力低。

試驗(yàn)No.39(鋼No.AC)雖然滿足Mn/S值和K2值，但是Mn含量少，因此在鍛造時(shí)產(chǎn)生了裂紋和大的瑕疵。

試驗(yàn)No.40(鋼No.AD)雖然滿足K1，但是C含量多，因此雖然抗拉強(qiáng)度高，但是0.2％屈服應(yīng)力、疲勞限度比低。

試驗(yàn)No.41(鋼No.AE)雖然滿足K1，但是V含量少，因此0.2％屈服應(yīng)力和疲勞限度比低。

試驗(yàn)No.42(鋼No.AF)的N含量多，因此V氮化物增加，V對(duì)析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)變小，抗拉強(qiáng)度、0.2％屈服應(yīng)力及疲勞限度比均低。

試驗(yàn)No.43(鋼No.AG)由于Cr含量高，因此抗拉強(qiáng)度和疲勞限度比良好，但是，貝氏體組織混合存在，0.2％屈服應(yīng)力降低。

試驗(yàn)No.44(鋼No.AH)由于K1大，因此貝氏體組織混合存在，0.2％屈服應(yīng)力降低。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，能提供在限制Cr、Al的含量、含有大量的Si的低成本的機(jī)械結(jié)構(gòu)用軋制棒鋼的表層抑制了深的脫碳層的形成的軋制棒鋼。將該軋制棒鋼作為原材料通過(guò)熱鍛造制造的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件具有優(yōu)異的耐疲勞特性，因此產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。此外，根據(jù)本發(fā)明的上述方式的制造條件，在軋制棒鋼的制造工序中能省略開(kāi)坯軋制工序，能降低制造成本，因此，產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。