钢材以及钢材的制造方法 【技术领域】
本发明涉及适于机械结构用部件 (machine structural application) 的钢材 (steel products)。另外， 本发明还涉及用于制造适于机械结构用部件的钢材的方法。背景技术
历来， 汽车用驱动轴 (drive shaft for automotive) 或等速联轴器 (constant velocity joints) 等 机 械 结 构 用 部 件 通 常 由 下 述 工 艺 制 造。 首 先， 对 热 轧 棒 钢 (hot rolling bar steels) 实 施 热 锻 造 (hot forging)、 或 切 削 (cutting)、 冷 锻 造 (cold forging) 等而加工成预定的形状。之后， 为了确保作为机械结构用部件的重要特性即 扭转强度 (torsional strength)， 进行高频淬火 (induction hardening)- 炉加热回火 (tempering)。因此， 提出了在高频淬火前阶段确保良好的切削加工性 (machinability) 及 冷锻造性， 同时在高频淬火 - 回火后具有较高的扭转强度的各种钢材 ( 例如， 日本特开平 9-111401 号公报 ( 专利文献 1))。
应予说明， 上述用途的机械结构用部件， 除了作为静态断裂强度的上述扭转强度 之外， 扭转疲劳强度 (torsional fatigue strength) 也有时受到要求。扭转疲劳强度， 通 常也是通过高频淬火 - 回火处理而确保。
然而， 在驱动轴部件的制造中， 有时不进行热处理或锻造加工而是由轧制状 (“as rolled” ) 的棒钢材 ( 下面， 称作黑皮材 (bar steels with mill scale)) 直接通过外周旋 削加工 (tuning) 而加工成预定的形状。该黑皮材的外周旋削加工， 与钢材表面的氧化皮层 ( 黑皮 ： scale) 与钢材相比硬度高， 因此外周旋削工具的损耗 (tool failure) 严重， 导致工 具寿命的降低。 且伴随着工具寿命的降低， 工具的更换频率增加而使生产率降低， 且工具成 本上升也成为问题。
对于该问题， 以往通过使用更高硬度的工具或使用表面被覆硬质皮膜的工具之 类、 从工具一侧采取措施。然而上述措施， 仍然没有解决工具成本上升的问题。
此外也可以考虑实施下述措施， 即在周旋削前通过酸洗 (pickling) 或喷丸处理 (shot blast) 等除去氧化皮层， 之后实施外周旋削加工。然而， 由于不得不增加新的工艺， 或必需引入新的设备， 因此也还是增加了制造成本。 发明内容
以往， 实际情况是没有从作为机械结构用部件的原材料的钢材一侧， 积极开展针 对上述问题的措施。 为此， 本发明的目的在于解决钢材中现有技术的上述问题， 即提供黑皮 外周旋削性 (machinability in turning for bar steels with mill scale) 优异、 且联 轴器部件等常常要求的扭转强度也优异的、 适于机械结构用部件的钢材。
另外， 本发明的第二方面的目的在于提供用于制造钢材的方法， 该钢材是黑皮外 周旋削性优异、 且联轴器部件等常常要求的扭转强度也优异的、 适于机械结构用部件的钢 材。至今几乎没有关于提高黑皮外周旋削性的研究， 对此， 发明人等进行了深入研究。 其结果新发现了以下见解， 即通过对钢的化学组成下功夫可以得到更优异的黑皮外周旋削 性， 而完成了本发明。
另外， 发明人等在黑皮外周旋削性优异的钢材中， 特别是从提高疲劳强度的观点 出发进行了深入研究， 结果新发现了以下见解， 即通过对钢材的制造方法下功夫可以同时 实现优异的扭转疲劳强度与黑皮外周旋削性。本发明的第二方面是基于以上见解而完成 的。
本发明的要旨如下所述。
(1) 黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材， 其特征在于， 具有以下的成分组成， 即含有
C： 0.35 质量％以上、 0.46 质量％以下，
Si ： 0.16 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Mn ： 超过 1.0 质量％且为 2.0 质量％以下，
P： 0.025 质量％以下，
S： 超过 0.015 质量％且为 0.04 质量％以下，
Cu ： 0.21 质量％以上、 0.35 质量％以下， Al ： 超过 0.03 质量％且为 0.1 质量％以下， Cr ： 不足 0.5 质量％， Ti ： 0.005 质量％以上、 不足 0.04 质量％， B： 0.0003 质量％以上、 0.0070 质量％以下， N： 0.002 质量％以上、 0.02 质量％以下， 以及 O： 0.0030 质量％以下， 且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。 (2) 黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材， 其特征在于， 具有以下的成分组成， C： 0.35 质量％以上、 0.46 质量％以下， Si ： 0.16 质量％以上、 0.24 质量％以下， Mn ： 超过 1.0 质量％且为 1.4 质量％以下， P： 0.025 质量％以下， S： 超过 0.015 质量％且为 0.04 质量％以下， Cu ： 0.21 质量％以上、 0.35 质量％以下， Al ： 超过 0.03 质量％且为 0.1 质量％以下， Cr ： 不足 0.5 质量％， Ti ： 0.005 质量％以上、 不足 0.04 质量％， B： 0.0003 质量％以上、 0.0070 质量％以下， N 0.002 质量％以上、 0.02 质量％以下， 以及 O： 0.0030 质量％以下， 且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。 (3) 如前述 (1) 或 (2) 所述的黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材， 进一步含有6即含有
101952471 A CN 101952476说明书3/14 页Ni ： 0.05 质量％以上、 3.5 质量％以下。
(4) 如前述 (1) ～ (3) 的任一项所述的黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材， 进 一步含有选自 Nb ： 0.005 质量％以上、 0.1 质量％以下， 以及
V： 0.01 质量％以上、 0.5 质量％以下的 1 种或 2 种。
即， 通过形成以下的成分组成能够实现本发明的目的， 所述成分组成满足上述 (1) 或 (2) 的从 C 到 O 的规定， 任选地进一步含有上述 (3) 的 Ni， 并与此相独立地任选地进一步 含有上述 (4) 的 Nb、 V 中的 1 种或 2 种， 且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
另外， 本发明的第二方面如下所述。
(5) 黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的制造方法， 其特征在于， 对原材料实 施热轧时将该原材料加热至 1100℃以上、 1250℃以下的温度区间， 并在 1000℃以上的温度 区间结束轧制， 所述原材料具有以下的成分组成，
含有 C ： 0.35 质量％以上、 0.46 质量％以下，
Si ： 0.16 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Mn ： 超过 1.0 质量％且为 2.0 质量％以下，
P： 0.025 质量％以下， S： 超过 0.015 质量％且为 0.04 质量％以下，
Cu ： 0.21 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Al ： 超过 0.03 质量％且为 0.1％质量％以下，
Cr ： 不足 0.5 质量％，
Ti ： 0.005 质量％以上、 不足 0.04％质量％，
B： 0.0003 质量％以上、 0.0070 质量％以下，
N： 0.002 质量％以上、 0.02 质量％以下， 以及
O： 0.0030 质量％以下，
且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
(6) 黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的制造方法， 其特征在于， 对原材料实 施热轧时将该原材料加热至 1100℃以上、 1250℃以下的温度区间， 并在 1000℃以上的温度 区间结束轧制， 所述原材料具有以下的成分组成，
含有 C ： 0.35 质量％以上、 0.46 质量％以下，
Si ： 0.16 质量％以上、 0.24 质量％以下，
Mn ： 超过 1.0 质量％且为 1.4 质量％以下，
P： 0.025 质量％以下，
S： 超过 0.015 质量％且为 0.04 质量％以下，
Cu ： 0.21 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Al ： 超过 0.03 质量％且为 0.1％质量％以下，
Cr ： 不足 0.5 质量％，
Ti ： 0.005 质量％以上、 不足 0.04％质量％，
B： 0.0003 质量％以上、 0.0070 质量％以下，
N： 0.002 质量％以上、 0.02 质量％以下， 以及
O： 0.0030 质量％以下，
且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
(7) 如前述 (5) 或 (6) 所述的黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的制造方法， 其中， 前述原材料进一步含有 Ni ： 0.05-3.5 质量％。
(8) 如前述 (5) 或 (7) 的任一项所述的黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的 制造方法， 其中， 前述原材料进一步含有选自 Nb ： 0.005 质量％以上、 0.1 质量％以下， 以及
V： 0.01 质量％以上、 0.5 质量％以下的 1 种或 2 种。
(9) 黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的制造方法， 其特征在于， 对原材料实 施热轧时将该原材料加热至 1100℃以上、 1250℃以下的温度区间， 并在 1000℃以上的温度 区间结束第一段的轧制， 进一步加热至 1050℃以上、 1150℃以下的温度区间， 并在 1000℃ 以上的温度区间结束第二段的轧制， 所述原材料具有以下的成分组成，
含有 C ： 0.35 质量％以上、 0.46 质量％以下，
Si ： 0.16 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Mn ： 超过 1.0 质量％且为 2.0 质量％以下，
P： 0.025 质量％以下，
S： 超过 0.015 质量％且为 0.04 质量％以下， Cu ： 0.21 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Al ： 超过 0.03 质量％且为 0.1％质量％以下，
Cr ： 不足 0.5 质量％，
Ti ： 0.005 质量％以上、 不足 0.04％质量％，
B： 0.0003 质量％以上、 0.0070 质量％以下，
N： 0.002 质量％以上、 0.02 质量％以下， 以及
O： 0.0030 质量％以下，
且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
(10) 黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的制造方法， 其特征在于， 对原材 料实施热轧时将该原材料加热至 1100 ℃以上、 1250 ℃以下的温度区间， 并在 1000 ℃以上 的温度区间结束第一段的轧制， 进一步加热至 1050 ℃以上、 1150 ℃以下的温度区间， 并在 1000℃以上的温度区间结束第二段的轧制， 所述原材料具有以下的成分组成，
含有 C ： 0.35 质量％以上、 0.46 质量％以下，
Si ： 0.16 质量％以上、 0.24 质量％以下，
Mn ： 超过 1.0 质量％且为 1.4 质量％以下，
P： 0.025 质量％以下，
S： 超过 0.015 质量％且为 0.04 质量％以下，
Cu ： 0.21 质量％以上、 0.35 质量％以下，
Al ： 超过 0.03 质量％且为 0.1％质量％以下，
Cr ： 不足 0.5 质量％，
Ti ： 0.005 质量％以上、 不足 0.04％质量％，
B： 0.0003 质量％以上、 0.0070 质量％以下，
N： 0.002 质量％以上、 0.02 质量％以下， 以及
O： 0.0030 质量％以下，
且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
(11) 如前述 (9) 或 (10) 所述的黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材的制造方 法， 其中， 前述原材料进一步含有 Ni ： 0.05-3.5 质量％。
(12) 如前述 (9) 至 (11) 的任一项所述的黑皮外周旋削性与扭转强度优异的钢材 的制造方法， 其中， 前述原材料进一步含有选自 Nb ： 0.005 质量％以上、 0.1 质量％以下， 以 及
V： 0.01 质量％以上、 0.5 质量％以下的 1 种或 2 种。
即， 通过对形成以下的成分组成的原材料以上述 (5) 或 (6) 所记载的条件实施热 轧能够实现本发明的第二方面的目的， 所述成分组成满足上述 (5) 或 (6) 的从 C 到 O 的规 定， 任选地进一步含有上述 (7) 的 Ni， 并与此相独立地任选地进一步含有上述 (8) 的 Nb、 V 中的 1 种或 2 种， 且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
另外， 通过对形成以下的成分组成的原材料以上述 (9) 或 (10) 所记载的条件实施 热轧能够实现本发明的第二方面的目的， 所述成分组成满足上述 (9) 或 (10) 的从 C 到 O 的 规定， 任选地进一步含有上述 (11) 的 Ni， 并与此相独立地任选地进一步含有上述 (12) 的 Nb、 V 中的 1 种或 2 种， 且余量部为 Fe 及不可避免的杂质。
此外， 对于在第二发明中通过对钢材的制造方法下功夫而同时实现优异的扭转强 度与黑皮外周旋削性的见解， 以下进行说明。
在机械结构用部件中所用的钢材中， 首先， 重要的是确保黑皮外周旋削性和钻孔 加工性 (machinability in drilling) 等切削加工性 (machinability)， 为此， 通过添加 S 以在钢中生成 MnS 来提高切削加工性。在该钢组成之下， 对提高扭转疲劳强度进行深入 研究的结果， 发现 MnS 的形态对于扭转疲劳强度造成非常大的影响。关于 MnS 对疲劳强度 造成的影响， 虽然过去关于基于旋转弯曲试验 (rotating bending test) 等的弯曲疲劳强 度 (rotating bending fatigue strength) 或转动疲劳强度 (rolling contact fatigue strength) 等有所研究， 但对作为本发明的课题的、 对扭转疲劳强度造成的影响， 以往还没 有详细研究。
为此， 发明人等对于改变制造条件而使 MnS 的形态发生了变化的钢材， 在扭转疲 劳强度试验后进行了试验片的断面观察 (observation of fracture surfaces)。 其结果发 现， 由于钢中的 MnS 成为在高频淬火后的扭转疲劳试验时发生的龟裂 (crack) 的传播通路 而加快龟裂传播速度 (crack propagation rate)， 因而降低了疲劳强度。其影响程度为， MnS 的延伸度 (aspect ratio of MnS) 越小则越少， 在延伸度大时， 扭转疲劳强度显著降低。
因此， 为了提高扭转疲劳强度， 抑制 MnS 的延伸 ( 延伸， elongation) 非常重要。 关 于这一点， 从钢材的制造条件的观点出发进行进一步详细研究的结果， 得到如下所示的见 解。
生成 MnS 的钢原材料， 例如在热轧铸片时， 随着加热温度的升高， MnS 的一部分熔 解从而 MnS 的粒径减小。如果将其热轧， 则相对于较低加热温度的情况而言 MnS 的延伸度 变小。另外， 由于暂时熔解的 MnS 在轧制中途较微小地再析出， 因此钢中的平均 MnS 的延伸 程度与低温加热相比更小。
进一步地， 对于轧制条件的影响进行研究的结果发现， MnS 最大延伸的温度区间为 超过 900℃且不足 1000℃的范围， 则在相对该温度的高温区域以及低温区域中其延伸程度较小。即， 通过将加热温度高温化， 作为轧制温度区间而避开超过 900℃且不足 1000℃的范 围， 能够显著抑制 MnS 的延伸。
如上所述， 通过使加热温度为 1100-1250℃， 而在 1000℃以上结束轧制， 而抑制了 MnS 的延伸， 其结果， 这样获得的钢材在高频淬火后进行扭转疲劳试验时的强度显著提高。
应予说明， 在得到上述见解时， 通过光学显微镜在 100 倍的倍率下确认到了 MnS 的 延伸状态。
然而， 通过使组成为前述组成， 虽能够得到优异的黑皮外周旋削性， 但在热轧时如 果使加热温度为 1100-1250℃的范围， 则与相对该温度区间的低温下加热的情形相比， 氧化 皮层之下 ( 与母材钢材部分的界面 ) 的 Cu 的浓度变高， 因此黑皮外周旋削性进一步提高。 使加热温度为比 1250℃高的高温的情况下， 由于轧制裂痕引起的铸片的表面缺陷增加， 轧 制后的棒钢材的表面性状变差。 具体实施方式
以下， 针对本发明的限定理由， 按成分进行详细说明。需要说明的是， 以下的 “％” 表示， 只要没有特殊限定则表示 “质量％” 。 C： 0.35％以上、 0.46％以下
C 是 对 淬 火 性 (hardenability) 影 响 最 大 的 元 素， 在 提 高 淬 硬 层 (hardening layer) 的硬度以及深度、 提高扭转强度和扭转疲劳强度方面是有用的。如果含量不足 0.35％， 则为了确保所必需的扭转强度或适当的扭转疲劳强度， 不得不极度增加淬硬深度， 而此时淬裂 (quenching crack) 的发生变得显著， 因此使 C 含量为 0.35％以上。 另一方面， 如果含有超过 0.46％的 C， 则在扭转试验时引起脆性破坏 (brittle failure)， 不仅导致扭 转强度和扭转疲劳强度降低， 而且在淬火时易于发生淬裂。因此， 使 C 含量为 0.35％以上、 0.46％以下。优选为 0.38％以上、 0.42％以下。
Si ： 0.16％以上、 0.35％以下， 优选为 0.24％以下
Si 抑 制 碳 化 物 的 生 成， 从 而 抑 制 由 碳 化 物 引 起 的 晶 界 强 度 (resistance to intergranular fracture) 的降低。另外， 除了固溶 (solid solutioning) 于铁素体中而 强化之外， 也是提高淬火后的回火时的抗回火软化性 (resistance to temper softening) 的元素， 由此提高扭转强度和扭转疲劳强度。进一步地， 由于其作为脱氧元素也有用， 因此 含有 0.16％以上。 然而， 如果含有超过 0.35％， 则由于铁素体的固溶硬化 (solid solution strengthening) 而使硬度上升， 导致切削性以及冷锻造性降低。因此， 使 Si 含量为 0.16％ 以上、 0.35％以下。 如果使 Si 含量为 0.24％以下， 则能够得到尤其优异的扭转强度、 扭转疲 劳强度、 切削性以及冷锻造性。进一步优选为 0.22％以下。
另一方面， 由于在 Si ： 超过 0.24％～ 0.35％的区域内抗回火软化性高， 因此具有 提高耐纵摇性 (pitching resistance) 的特长， 对于 Si ： 0.16-0.24 ％的钢， 在纵摇寿命 (pitching life) 方面大概能改善 20％以上。需要说明的是， 通过滑动滚动疲劳试验 ( 试 验条件 ： 赫兹应力 3.4GPa、 滑动率 40％、 柴油润滑、 油温 70℃、 对应材料 JIS G 4805 规定的 SUJ2 辊 ( 前端半径 R300)) 研究纵摇寿命。
Mn ： 超过 1.0％且为 2.0％以下， 优选为 1.4％以下
Mn 在提高淬火性、 确保淬火时的硬化深度的方面是必要的成分， 因此必需含有
超过 1.0 ％的 Mn。另一方面， 如果含有超过 2.0 ％时， 则淬火后的残留奥氏体 (retained austenite) 增加， 反而使表面硬度降低， 而使扭转强度及扭转疲劳强度降低， 因此使含有 2.0％以下的 Mn。Mn 含量为 1.4％以下时， 可以得到尤其优异的扭转强度和扭转疲劳强度。 进一步优选为 1.3％以下， 更进一步优选为 1.2％以下。
另一方面， 在 Mn ： 超过 1.4％～ 2.0％的区间， 由于淬火回火后的硬度高， 具有提高 耐纵摇性的特长， 对于 Mn ： 1.0-1.4％的钢， 在前述纵摇寿命方面大概能获得 12％以上的改 善。
P： 0.025％以下
P 通过在奥氏体的晶界偏析以降低晶界强度从而降低扭转强度和扭转疲劳强度， 且促成淬火时的淬裂。因此， 期望其含量极低， 但容许含有直至 0.025％。优选为 0.020％ 以下。
S： 超过 0.015％且为 0.04％以下
S 是为了在钢中形成 MnS 以提高切削性而含有的。该效果在 0.015％以下时不充 分， 另一方面， 添加超过 0.04％时， 则使晶界强度降低从而降低扭转强度和扭转疲劳强度， 因此添加 0.04％以下。 Cu ： 0.21％以上、 0.35％以下
Cu 在本发明中是最为重要的元素， 在本发明的钢中若含有 0.21％以上， 则在钢材 的黑皮下 Cu 浓度变高， 由此在黑皮外周旋削时 Cu 附着在工具表面从而发挥抑制工具磨耗 (tool wear 或 tool failure) 的效果。 然而， 如果添加超过 0.35％， 则抑制了热加工性 (hot workability)， 因此进行 0.35％以下的添加。优选为 0.30％以下。
Al ： 超过 0.03％且为 0.1％以下
Al 不仅是用于通过脱氧而低氧化的有效元素， 同时， 其与 N 结合形成 AlN， 这能够 抑制在淬火加热时的奥氏体的晶粒的生长。另外， 还抑制碳化物的生成从而抑制由于碳化 物引起的晶界强度的降低。 即， Al 是通过上述效果来提高扭转强度和扭转疲劳强度的元素。 上述效果， 在含有 0.03％以下时小， 另一方面， 即使添加超过 0.1％， 则由于其效果饱和而 导致成分成本的上升， 因此进行超过 0.03％且为 0.1％以下的添加。优选为 0.07％以下。
Cr ： 不足 0.5％
Cr 是对淬火性有用的元素， 为了确保淬火时的硬化深度， 优选添加 0.06％以上， 但为 0.5％以上时， 使碳化物稳定化从而促进残留碳化物的生成， 由此降低晶界强度从而使 扭转强度和扭转疲劳强度变差。因此， 使 Cr 含量为不足 0.5％。优选为 0.4％以下、 进一步 优选为 0.3％以下
Ti ： 0.005％以上、 不足 0.04％
Ti 是为了通过与 N 结合而防止 B 形成 BN， 由此可以防止 B 的提高淬火性效果的消 失， 即是为了使 B 充分发挥提高淬火性效果而添加的。因此， 需要含有 0.005％以上的 Ti。 另一方面， 如果含量为 0.04％以上， 则形成大量的 TiN 从而降低扭转强度和扭转疲劳强度， 因此添加不足 0.04％的 Ti。优选为 0.01％以上、 0.03％以下。
B： 0.0003％以上、 0.0070％以下
通过添加微量的 B 而提高淬火性， 通过提高淬火时的淬火深度而提高扭转强度和 扭转疲劳强度。另外， B 是在晶界优先偏析、 从而降低在晶界上偏析的 P 的浓度、 由此提高
晶界强度继而提高扭转强度和扭转疲劳强度的元素， 因此积极添加。其含量不足 0.0003％ 时效果较小， 另一方面， 添加超过 0.0070％时， 其效果饱和而招致成分成本的上升， 因此含 有 0.0070％以下。优选为 0.0005％以上、 0.0040％以下。
N： 0.002％以上、 0.02％以下
N 与 Al、 Ti 或 Nb 形成氮化物， 或和 C 一起而与 Al、 Ti 或 Nb 结合形成碳氮化物。它 们通过抑制淬火加热时的奥氏体的生长， 而提高晶界强度、 乃至扭转强度和扭转疲劳强度。 为此， 必需含有 0.002％以上的 N。另一方面， 含有超过 0.02％的 N 时， 则使热成型性 (hot formability) 降低从而显著增加连续铸造 (continuous casting) 时的铸片表面缺陷， 因 此使 N 的含量为 0.002％以上、 0.02％以下。优选为 0.003％以上、 0.01％以下。
O： 0.0030％以下
O 作为硬质的氧化物系非金属包裹体 (oxide non-metallic inclusion) 而存在， 同时也是在晶界偏析而使晶界强度降低的原因。另外， O 量的增大使氧化物系非金属包裹 体的尺寸极为粗大化。这些尤其对疲劳强度有害， 因此希望极力降低其含量， 需要降低至 0.0030％以下。优选抑制到 0.0020％以下。
在本发明中， 除了上述化学组成， 还可以适当地添加下述成分。 Ni ： 0.05％以上、 3.5％以下
Ni 是抑制碳化物的生成、 抑制由该碳化物引起的晶界强度的降低从而提高扭转强 度和扭转疲劳强度的元素。另外， 其是提高淬火性的元素， 可以在调整淬火性时使用。为此 优选添加 0.05％以上。另一方面， Ni 是极其昂贵的元素， 如果添加超过 3.5％则钢材的成 本上升， 因此进行不足 3.5％的添加。优选为 1.0％以下。
进一步地， 在本发明中， 可以添加选自 Nb ： 0.005％以上、 0.1％以下， 以及 V ： 0.01 质量％以上、 0.5 质量％以下的 1 种或 2 种。上述成分作用如下所述。
Nb ： 0.005％以上、 0.1％以下
Nb 在钢中与 C、 N 结合形成微小的球状碳化物或碳氮化物， 其通过将回火后的 晶界碳化物球状化 (spheroidizing)， 从而抑制晶界强度的降低。另外， Nb 是析出强化 (precipitation strengthening) 作用极强的元素， 且是提高抗回火软化性的元素。即， Nb 通过上述效果而提高扭转强度和扭转疲劳强度。为此， 优选添加 0.005％以上的 Nb。另一 方面， 如果添加超过 0.10％， 则其效果饱和， 因此添加 0.005％以上、 0.1％以下。更优选添 加 0.01％以上、 0.05％以下。
V： 0.01％以上、 0.5％以下
V 在钢中与 C、 N 结合形成微小的球状碳化物或碳氮化物， 其通过将高频回火后的 晶界碳化物的形状球状化， 从而抑制晶界强度的降低。另外， V 是析出强化作用极强的元 素， 且是提高抗回火软化性的元素。即， V 通过上述效果而提高扭转强度和扭转疲劳强度。 为此， 优选添加 0.01％以上的 V。另一方面， 如果添加超过 0.5％， 则其效果饱和， 因此添加 0.01％以上、 0.5％以下。更优选添加 0.03％以上、 0.3％以下。
需 要 说 明 的 是， 本 发 明 的 钢 材， 没 有 必 要 特 别 限 定 其 组 织， 可以是铁素体 (ferrite)、 珠光体 (pearlite) 或贝氏体 (bainite) 等的任一种。或者是它们的混合相也 没问题。其中， 优选以铁素体 - 珠光体为主体的组织。
需要说明的是， 对于本发明的钢材的制造方法没有特殊的限定， 可以根据现有方
法进行制造。不言而明， 即使采用下述的本发明的第二方面所规定的制造条件或优选条件 也完全没有问题。
以下对本发明的第二方面中的钢材的制造条件进行说明。
在上述成分组成下熔制的钢， 通过铸造而制造为板坯 (slab)、 大方坯 (bloom) 以 及小方坯 (billet) 等原材料 ( 铸片 )， 供于以下所示的热轧成为所期望的钢材。
在热轧中， 将上述原材料首先加热至 1100℃以上、 1250℃以下的温度区间。此处， 使加热温度在 1100-1250℃范围内是由于如果不足 1100℃， 则 MnS 完全没有固溶而以铸造 时粗大的 MnS 的样子而被轧制， 使 MnS 显著延伸。 另一方面， 使加热温度为 1250℃以下是由 于如果超过该温度则晶界部分地熔融， 热成型性降低而使得热轧变得困难。
接着， 在 1000℃以上的温度区间进行热轧。此处， 使轧制温度在 1000℃以上是因 为在低于其的温度区间 MnS 的延伸变得显著。
需要说明的是， 在本发明的制造方法中， 对原材料 ( 铸片 ) 所施加的热轧， 不限于 1 次， 也可以通过 2 次的轧制成型为最终形状。关于此情况下的热轧温度规定如下。
对于第 1 段的轧制温度与上述相同。对于接下来的第 2 段的轧制温度， 由于通过 第 1 段的轧制 MnS 被微小化， 加热温度可以降低至 MnS 不会固溶的温度。然而， 如果热轧温 度低于 1000℃， 则由于产生 MnS 的延伸， 需要在 1000℃以上的温度下进行轧制。具体而言， 第 2 段的加热温度如果低于 1050℃则很难将热轧温度维持在 1000℃以上， 因此使第 2 段的 轧制温度为 1050℃以上。另一方面， 使上限为 1150℃是由于如果超过该温度则热成型性降 低而热轧变得困难。
需要说明的是， 从成本的观点考虑虽然很少采用， 但可自由附加第 3 段以后的热 轧。在此情况下， 第 3 段以后的热轧条件可以与上述第 2 段的条件相同。
实施例
实施例 1
以下， 对本发明的实施例进行说明。
将表 1 所示的化学组成的钢通过转炉 (converter)- 连续铸造工艺进行熔制 (steelmakng)。该铸造时的铸片尺寸为 300×400mm。将该铸片经击穿 (breakdown) 工序轧 制成 150mm 见方的方坯后， 再加热至 1050℃， 此后轧制为 30mmφ 的棒钢。
接着， 将该棒钢切断为 200mm 长后， 通过 NC 数控车床 (Numerical Control lathe) 使用按照 JIS B4053 所规定的 P10( 角半径 (corner radius) ： 0.8mm) 的超硬工具， 以切入 1mm、 切削速度 200m/min、 送进量 0.2mm/rev. 的条件的干式切削 (dry cutting) 进行黑皮外 周旋削试验。另外， 关于工具寿命， 评价直至 JIS B 0170 所规定的工具后刀面磨损 (flank wear)(VB) 为 0.2mm 时的切削时间。
进一步地， 使用所得到的棒钢， 制作平行部 20mmφ 的扭转试验片， 使用频率为 15kHz 的高频淬火装置感应加热至 950-1000℃， 在淬火后在加热炉内在 170℃进行 30 分钟 的回火处理， 此后进行扭转强度试验。使用最大扭矩为 5kN·m 的扭转试验机， 在扭转速度 10° / 分钟的条件下进行扭转强度试验， 求得扭转破坏强度而作为扭转强度。
需要说明的是， 以从表层至由维氏硬度所表示的硬度为 450 点处的距离作为扭转 试验片的硬化层深度。
以上的测定及评价结果示于表 2。 由表 2 可以明确， 满足前述组成的钢材具有优异的黑皮外周旋削性， 扭转强度也足够。与此相对， 当任一组成超出前述组成范围的情况下， 黑皮外周旋削性与扭转强度的至少一方变得不足够。 需要说明的是， 在本实验条件中的、 本 申请所对应的领域的现有钢材的黑皮外周旋削性 ( 工具寿命 ) 通常为 300-600sec 左右。
表1
表2
实施例 2
将表 3 所示的化学组成的钢通过转炉 - 连续铸造工艺进行熔制。该铸造时的铸片 尺寸为 400×560mm。将该铸片经击穿工序轧制成直径为 90mm 的棒钢。热轧条件如表 4 所 示。
与实施例 1 同样地， 将该棒钢切断为 200mm 长后， 通过 NC 数控车床使用按照 JIS B4053 所规定的 P10( 角半径 ： 0.8mm) 的超硬工具， 以切入 1mm、 切削速度 200m/min、 送进量 0.2mm/rev. 的条件的干式切削进行黑皮外周旋削试验。工具寿命以直至工具后刀面磨损 (VB) 为 0.2mm 时的切削时间来评价。
接着沿棒钢的轧制方向采取平行部 20mmφ 的扭转试验片， 使用频率为 15kHz 的高 频淬火装置感应加热至 950-1000℃， 在淬火后在加热炉内在 170℃进行 30 分钟的回火处 理， 此后进行扭转疲劳试验。使用最大扭矩为 5kN·m 的扭转试验机， 通过摆动改变扭矩条 4 件在扭转速度 1Hz 的条件下进行扭转疲劳试验， 以寿命为 5×10 次的扭矩作为疲劳强度。
另外， 关于扭转试验片的硬化层深度， 测定从表层至由维氏硬度所表示的硬度为 450 点处的距离。
以上的测定及评价结果一并示于表 4。
如表 4 所示， 特别是， 通过满足本发明的轧制条件， 不仅得到了优异的黑皮外周旋 削性， 还得到了优异的扭转疲劳强度。
需要说明的是， 以与实施例 1 相同的方法确认了扭转强度， 在上述规定的组成范 围内的 No2-1 ～ 2-8 中为 2.3 ～ 2.5kN·m 左右， 另外在 2-17 ～ 2-21、 2-23 中也显示为 2.1 ～ 2.3kN·m 左右的优异的值。
表3
表4
* 超出第二发明范围的本发明
实施例 3
将表 3 所示的化学组成的钢通过转炉 - 连续铸造工艺进行熔制。该铸造时的铸片 尺寸为 400×560mm。将该铸片经击穿工序热轧 ( 第一段热轧 ) 成 150mm 见方的方坯后， 再 热轧 ( 第二段热轧 ) 成直径 30mm 的棒钢。热轧条件如表 5 所示。
与实施例 1 同样地， 将该棒钢切断为 200mm 长后， 通过 NC 数控车床使用按照 JIS B4053 所规定的 P10( 角半径 ： 0.8mm) 的超硬工具， 以切入 1mm、 切削速度 200m/min、 送进量 0.2mm/rev. 的条件的干式切削进行黑皮外周旋削试验。工具寿命以直至工具后刀面磨损 (VB) 为 0.2mm 时的切削时间来评价。
接着沿棒钢的轧制方向采取平行部 20mmφ 的扭转试验片， 使用频率为 15kHz 的高 频淬火装置感应加热至 950-1000℃， 在淬火后在加热炉内在 170℃进行 30 分钟的回火处 理， 此后进行扭转疲劳试验。使用最大扭矩为 5kN·m 的扭转试验机， 通过摆动改变扭矩条 4 件在扭转速度 1Hz 的条件下进行扭转疲劳试验， 以寿命为 5×10 次的扭矩作为疲劳强度。
另外， 关于扭转试验片的硬化层深度， 测定从表层至由维氏硬度所表示的硬度为 450 点处的距离。
以上的测定及评价结果一并示于表 5。如表 5 所示， 特别是， 通过满足本发明的轧 制条件， 不仅得到了优异的黑皮外周旋削性， 还得到了优异的疲劳强度。
需要说明的是， 还以与实施例 1 相同的方法确认了扭转强度， 在前述规定的组成
范围内的 No3-1 ～ 3-8 中为 2.3 ～ 2.5kN· m 左右， 另外在 3-17 ～ 3-23 中也显示为 2.1 ～ 2.3kN·m 左右的优异的值。
表5
* 超出第二发明范围的本发明
产业适用性
根据本发明可以提供适于机械结构用部件的钢材， 该钢材黑皮外周旋削性优异且 扭转强度高、 或进一步地扭转疲劳强度高。 特别地， 通过作为出发材料的钢材能够实现轴部 件等经常要求的黑皮外周旋削性的改善， 因此由本发明所产生的产业上的效果极其显著。
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