專利名稱：熱軋棒鋼或線材的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種熱軋棒鋼或線材，具體而言，涉及一種適合作為利用熱鍛造粗成形的齒輪、滑輪(pulley)、軸等零部件的原材料的、防止?jié)B碳或者碳氮共滲時的晶粒粗大化的特性優(yōu)良的熱軋棒鋼或線材。
背景技術：
汽車及工業(yè)機械的齒輪、滑輪、軸等零部件大多情況是利用熱鍛或者冷鍛粗成形之后，實施切削加工，之后，利用滲碳淬火或者碳氮共滲淬火進行表面固化來制造的。但是，若因用于滲碳或者碳氮共滲的加熱而使淬火前的奧氏體晶粒粗大化，則容易發(fā)生作為零部件的疲勞強度下降、淬火時的變形變大等問題。通常認為，與冷鍛零部件相比，熱鍛零部件在滲碳或者碳氮共滲時其奧氏體晶粒不易粗大化。但是，近年來，鑒于熱鍛造技術的進步，在各種溫度區(qū)中進行熱鍛的情況增多，滲碳或者碳氮共滲時奧氏體晶粒會粗大化的熱鍛零部件增加。因此，需要一種即使在各種溫度區(qū)中進行熱鍛也能夠在滲碳或者碳氮共滲的工序中進行加熱時穩(wěn)定地防止奧氏體晶粒的粗大化的熱軋棒鋼或線材，例如在專利文獻1 專利文獻3中提出了一種涉及鋼或/及鋼的制造方法的技術。具體而言，在專利文獻1中公開了一種“晶粒穩(wěn)定化滲碳用鋼”，其特征在于，將限定了 sol. Al量、N量及“sol. A1/N”的比率的鋼加熱到1200°C以上之后，進行熱加工。在專利文獻2中公開了一種限定了 A1/N的比率、“A1+2N”的量，并且規(guī)定了軋制材料中AlN析出量及鐵素體晶粒度編號的“冷加工性優(yōu)良且防止了滲碳加熱時的晶粒粗大化的鋼的制造方法”。另外，在該專利文獻2中提出的技術如發(fā)明名稱及發(fā)明目的所述的那樣，將保持軋制的狀態(tài)地進行冷加工而粗成形、之后進行滲碳處理作為前提。在專利文獻3中公開了對AlN的析出量、貝氏體的組織分數(shù)、鐵素體帶等進行了規(guī)定的“粗大晶粒防止特性優(yōu)良的滲碳鋼與其制造方法”。而且，在該專利文獻3中提出的技術也如其段落W002]所述的那樣，將利用冷鍛粗成形、之后進行滲碳淬火作為前提。專利文獻1 日本特開昭56-75551號公報專利文獻2 日本特開昭61161427號公報專利文獻3 日本特開平11-106866號公報在上述的專利文獻1 專利文獻3中所公開的技術中，稱不上在各種溫度區(qū)中進行了熱鍛的情況下，必定能夠在滲碳或者碳氮共滲的工序中進行加熱時穩(wěn)定地防止奧氏體晶粒的粗大化。即，在專利文獻1中提出的技術是在將鋼加熱到1200°c以上之后進行熱加工的技術，但在進行批量生產(chǎn)的熱鍛中，存在較多加熱溫度不是1200°C以上的零部件。因此，并不是即使在各種溫度區(qū)中進行了熱鍛的情況下也能夠穩(wěn)定地防止?jié)B碳時的奧氏體晶粒粗大化這樣的技術。在專利文獻2中提出的技術中，對于原材料的加熱溫度沒有考慮到中心部。并且，雖然對組織、對鐵素體晶粒度編號有所規(guī)定，但是沒有考慮到鐵素體組織的分布狀態(tài)。因此，并不是在各種溫度區(qū)中進行了熱鍛的情況下必定能夠穩(wěn)定地防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化這樣的技術。在專利文獻3中提出的技術對于原材料的加熱溫度也沒有考慮到中心部。并且，雖然對組織、對貝氏體的組織分數(shù)、鐵素體帶有所規(guī)定，但是沒有考慮到鐵素體的分布狀態(tài)。因此，并不是在各種溫度區(qū)中進行了熱鍛的情況下必定能夠穩(wěn)定地防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化這樣的技術。
發(fā)明內容
本發(fā)明即是鑒于上述現(xiàn)狀而完成的，其目的在于提供一種熱軋棒鋼或線材，該熱軋棒鋼或線材即使在加熱到各種溫度區(qū)、特別是加熱到900°C 1200°C之后進行熱鍛，也能夠在滲碳或者碳氮共滲的工序中進行加熱時、特別是在以980°C以下的溫度加熱了 3個小時以內時穩(wěn)定地防止奧氏體晶粒的粗大化，從而適合作為利用熱鍛進行粗成形的零部件的原材料。在本發(fā)明中，使各視場的大小為1. OmmX 1. Omm,隨機地對各10個視場進行觀察，在有2個以上晶粒度編號為5號以下的奧氏體晶粒時，視為奧氏體晶粒發(fā)生了粗大化。迄今為止，像專利文獻2及專利文獻3所記載的那樣，已知通過在熱軋材料的階段減少AlN的析出量，能夠在利用冷加工(冷鍛)進行了粗成形的情況下防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化。但是，在各種溫度區(qū)中進行了熱鍛的情況下，即使在熱軋材料的階段減少AlN的析出量，也未必能夠穩(wěn)定地防止在980°C以下的溫度下進行滲碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化。為此，本發(fā)明人對AlN的析出量、分散狀態(tài)及顯微組織對于在各種溫度區(qū)中進行了熱鍛的情況下、即使在滲碳或者碳氮共滲的工序中加熱到980°C以下的溫度也能夠穩(wěn)定地防止奧氏體晶粒的粗大化的熱軋棒鋼或線材所造成的影響反復地進行了調查 研究。其結果，獲得了下述(a) (e)的見解。在以下說明中，“滲碳或者碳氮共滲”有時簡稱為“滲碳”。并且，只要沒有預先特別說明，“滲碳加熱”就是指“在980°C以下的溫度下進行的用于滲碳的加熱”。(a)即使在利用熱鍛進行粗成形的情況下，在熱軋材料的階段中AlN的析出量較少的話，在滲碳加熱時奧氏體晶粒不易粗大化。(b)在作為批量生產(chǎn)工序通常的以大截面連續(xù)鑄造后的鑄坯中生成粗大的A1N，若其殘留在熱軋材料中，即使AlN的析出量較少，在滲碳加熱時奧氏體晶粒也容易粗大化。(c)在加熱鑄坯及初軋鑄坯而得到的鋼坯的過程中，由于從表面?zhèn)乳_始升溫，因此使中心部的溫度達到與表面的溫度相同的溫度需要較長時間。因此，在通常的加熱的情況下，在熱軋材料的中心部，與表層部相比，AlN的析出量及粗大的AlN晶粒增多，未必能夠穩(wěn)定地防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化。 (d) AlN析出量的定量通常通過分析從表層部電解萃取的殘渣來進行。因此，利用通常的萃取殘渣分析求得到的AlN析出量并不是中心部附近的防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化的指標。為了實現(xiàn)在中心部附近防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化，需要使在中心部附近的AlN的析出量也為規(guī)定量以下。
(e)在熱軋材料階段的鋼材截面內的顯微組織的不均勻性即使在進行了熱鍛之后也關系到滲碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化狀況，若降低熱軋材料的鐵素體分數(shù)的偏差，則在滲碳加熱時奧氏體晶粒不易粗大化。本發(fā)明即是基于上述見解而完成的，其主要內容在于下述(1) (3)所示的熱軋棒鋼或線材。(1) 一種熱軋棒鋼或線材，其特征在于，按質量％計含有C :0. 0.3%、Si 0. 05% 1. 5%,Mn :0. 4% 2. 0%、S :0. 003% 0. 05%,Cr :0. 5% 3. 0%、A1 :0. 02% 0. 05%及N 0. 010% 0. 025%，余量由佝及雜質組成，雜質中的P、Ti及0(氧)分別具有P 0. 025%以下、Ti 0. 003%以下及0 :0. 002%以下的化學組成；組織由鐵素體·珠光體組織、鐵素體·珠光體·貝氏體組織或鐵素體·貝氏體組織構成；使每1個視場的面積為62500 μ m2地隨機對橫截面進行15個視場觀察測量時的、鐵素體分數(shù)的標準偏差為0.10以下；在橫截面中觀察從表面到半徑的1/5的區(qū)域及從中心部到半徑的1/5的區(qū)域時，在各區(qū)域內以AlN形態(tài)析出的Al量為0. 005%以下，并且，直徑為IOOnm以上的AlN的個數(shù)密度為5個/100 μ m2以下。(2)根據(jù)上述(1)所述的熱軋棒鋼或線材，其特征在于，按質量％計含有從Ni 1.5%以下及Mo :0. 8%以下中選擇的1種以上元素來代替狗的一部分。(3)根據(jù)上述⑴或者(2)所述的熱軋棒鋼或線材，其特征在于，按質量％計含有從Nb 0. 08%以下及V :0. 2%以下中選擇的1種以上元素來代替!^e的一部分。作為余量的“狗及雜質”中的“雜質”是指在工業(yè)上制造鋼鐵材料時從作為原料的礦石、廢料或者環(huán)境等中混入的物質。AlN的“直徑”是指利用通常的方法制作萃取復型試樣(extraction replicasample)，使用透射式電子顯微鏡觀察到的AlN的長徑和短徑的算數(shù)平均?！拌F素體·珠光體組織”是指鐵素體和珠光體的混合組織，“鐵素體·珠光體·貝氏體組織”是指鐵素體、珠光體及貝氏體的混合組織，“鐵素體·貝氏體組織”是指鐵素體和貝氏體的混合組織。在形成上述的各混合組織的“鐵素體”中不包括珠光體中的鐵素體。本發(fā)明的熱軋棒鋼或線材即使在加熱到各種溫度區(qū)、特別是加熱到900°C 1200°C之后進行熱鍛，也能夠在滲碳或者碳氮共滲的工序中進行加熱時、特別是以980°C以下的溫度加熱了 3個小時以內時穩(wěn)定地防止奧氏體晶粒的粗大化，因此，能夠適當?shù)赜米骼脽徨戇M行粗成形的齒輪、滑輪、軸等零部件的原材料。
具體實施例方式以下對本發(fā)明的各技術特征進行詳細地說明。各元素含量的“ ％，，表示“質量％ ”的思思ο(A)化學組成C 0. 0. 3%C是為了確保滲碳淬火或者碳氮共滲淬火時零部件的芯部強度所必需的元素，其
5含量小于0. 時上述的效果不充分。另一方面，若C的含量大于0.3%，則熱鍛后的切削性顯著下降。因此，使C的含量為0. 0.3%。優(yōu)選C的含量為0. 18%以上，0.25%以下。Si 0. 05% 1. 5%Si提高淬透性及回火軟化阻力的效果較大，因此，其是對提高疲勞強度有效的元素。但是，Si的含量小于0.05%時上述的效果不充分。另一方面，若Si的含量大于1.5%，不僅提高疲勞強度的效果會飽和，而且熱鍛后的切削性也會顯著下降。因此，使Si的含量為0. 05% 1. 5%。在Si的含量為0. 4%以上時，疲勞強度的提高效果變得顯著，因此，優(yōu)選Si的含量為0.4%以上。優(yōu)選Si的含量為0.8%以下。Mn 0. 4% 2. 0%Mn提高淬透性及回火軟化阻力的效果較大，因此，其是對提高疲勞強度有效的元素。但是，其含量小于0.4%時上述的效果不充分。另一方面，若Mn的含量大于2.0%，不僅提高疲勞強度的效果會飽和，而且熱鍛后的切削性也會顯著下降。因此，使Mn的含量為0.4% 2.0%。優(yōu)選Mn的含量為0.8%以上，1.2%以下。S 0. 003% 0. 05%S與Mn結合而形成MnS，提高切削性。但是，其含量小于0. 003%時難以獲得上述的效果。另一方面，若S的含量增多，則容易生成粗大的MnS，從而存在使疲勞強度下降的傾向，特別是在其含量大于0. 05%時，疲勞強度會顯著下降。因此，使S的含量為0. 003% 0.05%。另外，優(yōu)選S的含量為0.01%以上，0.03%以下。Cr 0. 5% 3. 0%Cr提高淬透性及回火軟化阻力的效果較大，因此，其是對提高疲勞強度有效的元素。但是，其含量小于0.5%時上述的效果不充分。另一方面，若Cr的含量大于3.0%，不僅提高疲勞強度的效果會飽和，而且熱鍛后的切削性也會顯著下降。因此，使Cr的含量為0.5% 3.0%。在Cr的含量為1.3%以上時，疲勞強度的提高效果變得顯著，因此，優(yōu)選Cr的含量為1.3%以上。另外，優(yōu)選Cr的含量為2.0%以下。Al 0. 02% 0. 05%Al具有脫氧作用，并且易于與N結合而形成A1N，其是對防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化有效的元素。但是，Al的含量小于0. 02%時，即使?jié)M足其他的技術特征，也無法獲得后述的“以980°C以下的溫度加熱了 3個小時的情況下不產(chǎn)生粗晶?！边@樣的、在本發(fā)明中作為目標的防止奧氏體晶粒粗大化的效果。在Al含量大于0. 05%的情況下，也與Al的含量小于0. 02%的情況相同，即使?jié)M足其他的技術特征，也無法獲得上述的在本發(fā)明中作為目標的防止奧氏體晶粒粗大化的效果。因此，使Al的含量為0.02% 0.05%。優(yōu)選Al的含量為0. 03%以上，0. 04%以下。N 0. 010% 0. 025%N是易于與Al、Nb、V、Ti結合而形成AlN、NbN、VN、TiN的元素。在本發(fā)明中，上述的氮化物中的AlN、NbN、VN具有防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化的效果。但是，N的含量小于0. 010%時，即使?jié)M足其他的技術特征，也無法獲得在本發(fā)明中作為目標的防止奧氏體晶粒粗大化的效果。另一方面，若N的含量大于0. 025%，特別是在煉鋼工序中，則難以穩(wěn)定地進行批量生產(chǎn)。因此，使N的含量為0.010% 0.025%。優(yōu)選N的含量為0.013%以上，0. 020%以下。本發(fā)明的熱軋棒鋼或線材的化學組成的一實施方式方式為，除上述元素以外，余量由狗和雜質組成，雜質中的P、Ti及0(氧)分別為P 0. 025%以下、Ti 0. 003%以下以及0 :0. 002%以下。以下對雜質中的P、Ti及0進行說明。P 0. 025% 以下P是容易通過晶界偏析而使晶界脆化的元素，若其大于0.025%，則降低疲勞強度。因此，使雜質中的P的含量為0. 025%以下。優(yōu)選使雜質中的P的含量為0. 015%以下。Ti 0. 003% 以下Ti容易與N結合而形成硬質且粗大的TiN，會降低疲勞強度。特別是在Ti的含量大于0.003%時，疲勞強度會顯著下降。因此，使雜質中的Ti含量為0.003%以下。優(yōu)選使作為雜質元素的Ti的含量為0. 002%以下。0(氧)0· 002% 以下0容易與Al結合而形成硬質的氧化物類夾雜物，會降低疲勞強度。特別是在0的含量大于0.002%時，疲勞強度會顯著下降。因此，使雜質中的0含量為0.002%以下。優(yōu)選使作為雜質元素的0的含量為0. 001%以下。本發(fā)明的熱軋棒鋼或線材的化學組成的另一實施方式為，含有Ni、Mo、Nb及V中的1種以上元素來代替狗的一部分。以下對作為任意元素的上述Ni、Mo、Nb及V的作用效果和限定含量的理由進行說明。Ni及Mo均具有提高淬透性的作用。因此，在欲獲得更大的淬透性的情況下，也可以含有這些元素。以下對上述的Ni及Mo進行說明。Ni :1. 5% 以下Ni具有提高淬透性的效果，是對進一步提高疲勞強度有效的元素，因此，也可以根據(jù)需要而含有Ni。但是，若Ni的含量大于1.5%，不僅通過提高淬透性而提高疲勞強度的效果會飽和，而且熱鍛后的切削性也會顯著下降。因此，使在含有Ni的情況下的Ni的量為1.5%以下。另外，優(yōu)選在含有Ni的情況下的Ni的量為0.8%以下。另一方面，為了可靠地獲得上述的Ni通過提高淬透性而提高疲勞強度的效果，優(yōu)選在含有Ni的情況下的Ni的量為0. 以上。Mo 0. 8% 以下Mo具有提高淬透性的效果，并且還具有提高回火軟化阻力的效果，是對進一步提高疲勞強度有效的元素，因此，也可以根據(jù)需要而含有Mo。但是，若Mo的含量大于0. 8 %，不僅提高疲勞強度的效果會飽和，而且熱鍛后的切削性也會顯著下降。因此，使在含有Mo的情況下的Mo的量為0. 8%以下。另外，優(yōu)選在含有Mo的情況下的Mo的量為0. 4%以下。另一方面，為了可靠地獲得上述的Mo通過提高淬火性和回火軟化阻力而提高疲勞強度的效果，優(yōu)選在含有Mo的情況下的Mo的量為0. 05%以上。對于上述的Ni及Mo而言，可以僅含有其中任意一種，或者也可以以兩種混合的方式含有。這些元素的合計含量即使為2. 3%以下也可，但優(yōu)選使其合計含量為1.2%以下。Nb及V均具有補充上述的由AlN防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化的作用，因此，也可以含有這些元素。以下對上述的Nb及V進行說明。Nb 0. 08% 以下Nb易于與C、N結合而形成NbC、NbN、Nb(C、N)，是對補充上述的由AlN防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒的粗大化有效的元素。但是，若Nb的含量大于0.08%，則防止奧氏體晶粒粗大化的效果反而下降。因此，合金成本增加，會損害經(jīng)濟性。因而，使在含有他的情況下的Nb的量為0.08%以下。另外，優(yōu)選在含有迆的情況下的Nb的量為0.04%以下。另一方面，為了可靠地獲得上述的Nb的防止奧氏體晶粒粗大化的效果，優(yōu)選在含有Nb的情況下的Nb的量為0. 01 %以上。V 0. 2% 以下V易于與C、N結合而形成VN、VC，其中，VN對補充上述的由AlN防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化有效。但是，若V的含量大于0.2%，則防止奧氏體晶粒粗大化的效果反而下降。因此，合金成本增加，會損害經(jīng)濟性。因而，使在含有V的情況下的V的量為0.2%以下。另外，優(yōu)選在含有V的情況下的V的量為0. 以下。另一方面，為了可靠地獲得上述的V的防止奧氏體晶粒粗大化的效果，優(yōu)選在含有V的情況下的V的量為0. 02%以上。對于上述的Nb及V而言，可以僅含有其中任意一種，或者也可以以兩種混合的方式含有。這些元素的合計含量即使為0.以下也可，但優(yōu)選其合計含量為0. 14%以下。(B)趣腦面醉· 1/5白働徹人Φ心1/5白働t時，在各區(qū)域內以AlN形態(tài)析出的Al的量及肓徑為IOOnm以上的AlN的個數(shù)密度由于鑄坯及鋼坯是大截面，因此直到中心部達到規(guī)定的溫度需要較長時間。因此，一般而言，在加熱鑄坯及鋼坯時，與表層部相比，中心部的溫度較低，其保持在規(guī)定的溫度的時間較短。因此，在作為熱加工后的狀態(tài)的熱軋棒鋼或線材的階段中，AlN的析出量及分散狀態(tài)在表層部和中心部不同，而在奧氏體晶粒的粗大化中也產(chǎn)生差異。但是，觀察在熱軋棒鋼或線材的橫截面中從表面到半徑的1/5的區(qū)域及從中心部到半徑的1/5的區(qū)域時，若在各區(qū)域內以AlN形態(tài)析出的Al的量為0. 005%以下且直徑為IOOnm以上的AlN的個數(shù)密度為5個/100 μ m2以下，則即使在加熱到900°C 1200°C之間的各種溫度之后進行熱鍛，也能夠在從表層到中心部的全部區(qū)域內抑制滲碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化。因此，在本發(fā)明中，規(guī)定如下在橫截面中觀察從表面到半徑1/5的區(qū)域及從中心部到半徑1/5的區(qū)域時，在各區(qū)域內以AlN形態(tài)析出的Al的量為0. 005%以下且直徑IOOnm為以上的AlN的個數(shù)密度為5個/100 μ m2以下。以AlN形態(tài)析出的Al的量例如能夠通過如下的方式求出選取合適的試驗片，用樹脂掩蔽該試驗片的橫截面使得該試驗片的橫截面不會被電解研磨，之后，利用作為通常條件的10%的AA系電解液，以電流密度為250A/m2 350A/m2的方式進行萃取(電解)，用篩網(wǎng)尺寸為0. 2 μ m的過濾器過濾萃取后得到的溶液，對過濾物進行通常的化學分析。在過濾時，通過使用篩網(wǎng)為0. 2 μ m的過濾器，能夠采集大半部分的nm尺寸的析出物。上述的10%的AA系電解液是指10體積％的乙酰丙酮-1質量％的四甲基氯化銨-甲醇溶液。對于上述兩個區(qū)域內的IOOnm以上的AlN例如能夠通過如下的方式以每IOOym2面積的個數(shù)密度而求出利用通常方法自各區(qū)域制作萃取復型試樣，并通過使用透射式電子顯微鏡，以倍率為20000倍且使每1個視場的面積為10 μ m2地隨機進行各10個視場觀察。優(yōu)選在上述兩個區(qū)域內，以AlN形態(tài)析出的Al量均為0. 003 %以下，直徑IOOnm以上的AlN的個數(shù)密度均為3個/100 μ m2以下。(C)組織通常認為，作為熱加工后的狀態(tài)的熱軋棒鋼或線材的階段中的顯微組織的不均勻性在為了粗成形為齒輪等所需零部件形狀而進行了熱鍛之后，也作為趨勢被繼承下來，其對防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化的特性產(chǎn)生影響。因此，需要使顯微組織適當化。組織由鐵素體·珠光體組織、鐵素體·珠光體·貝氏體組織或鐵素體·貝氏體組織構成，在使1個視場的面積為62500 μ m2地隨機對橫截面進行15個視場觀察測量時的、鐵素體分數(shù)的標準偏差為0. 10以下的情況下，能夠防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒的粗大化。在組織中含有馬氏體的情況下，由于馬氏體為硬質且韌性較低，因此在矯正、搬運熱軋棒鋼或線材時容易產(chǎn)生裂紋。由于鐵素體組織不含有滲碳體，與含有滲碳體的珠光體組織及貝氏體組織相比，其分布狀態(tài)在熱鍛之后也容易產(chǎn)生影響。因此，若組織是上述的含有鐵素體組織的各種混合組織，且上述鐵素體分數(shù)的標準偏差為0. 10以下，則在熱軋棒鋼或線材階段的截面內的顯微組織的偏差較少，從而能夠防止?jié)B碳加熱時的奧氏體晶粒粗大化。上述的組織中的“相”例如能夠通過如下的方式鑒定切下熱軋棒鋼或線材的與其長度方向垂直且包含中心部在內的截面，之后，進行鏡面研磨，并利用硝酸酒精溶液進行腐蝕，由此獲得試驗片，以倍率為400倍且使視場大小為250 μ mX 250 μ m地隨機對該試驗片進行15個視場觀察。并且，利用通常方法對上述的各視場進行圖像解析而求得鐵素體分數(shù)(面積分數(shù))，據(jù)此，能夠算出鐵素體分數(shù)的標準偏差。優(yōu)選上述鐵素體分數(shù)的標準偏差為0. 07以下。鋼的化學組成、鑄坯及鋼坯的制造條件、鑄坯及鋼坯中的成分元素的偏析、對熱軋棒鋼或線材的熱加工條件及熱加工后的冷卻速度等會對上述的以AlN形態(tài)析出的Al的量、AlN的個數(shù)密度(分散狀態(tài))及顯微組織產(chǎn)生影響。因此，作為獲得上述的以AlN形態(tài)析出的Al的量、AlN分散狀態(tài)及顯微組織的方法的一例，以下表示采用含有0. 20% 0. 25%的C、0. 4% 0. 8%的Si、0. 5% 0. 8%的Mn及1. 0% 1. 5%的Cr的鋼的情況。不言而喻，本發(fā)明的熱軋棒鋼或線材的制造方法并不限定于此。 對凝固中途的鑄坯實施壓下； 對鑄坯實施加熱溫度為1250°C 1300°C且加熱時間為5個小時以上的加熱之后進行初軋；·使初軋后的鋼坯的冷卻為放冷； 使鋼坯的加熱溫度為1230°C 1280°C且加熱時間為1. 5個小時以上地進行熱加工；·使熱加工的精加工溫度為950°C 1050°C，精加工之后，以在大氣中的放冷(以下，簡稱作“放冷”)以下的冷卻速度冷卻到600°C以下的溫度；
·自鋼坯向棒鋼、線材鍛造的鍛造比(鋼坯的截面積/棒鋼、線材的截面積)為8以上。在熱加工中的精加工之后，不必以放冷以下的冷卻速度冷卻到室溫，也可以在達到600°C以下的溫度的時刻利用氣冷、噴霧冷卻、水冷等適當?shù)姆椒ㄟM行冷卻。在本說明書中的加熱溫度是加熱爐的爐內溫度的平均值的意思，加熱時間是在爐時間的意思。熱加工的精加工溫度是指棒鋼、線材的表面溫度，并且，精加工后的冷卻速度也是指棒鋼、線材的表面冷卻速度。以下，利用實施例進一步詳細說明本發(fā)明。實施例實施例1利用70噸轉爐對具有表1所示的化學組成的鋼α及鋼β進行成分調整，之后，進行連續(xù)鑄造，制作成400mmX 300mm四方的鑄坯(鑄塊)，并冷卻到600°C。在連續(xù)鑄造的凝固中途的階段實施壓下。上述的鋼α及鋼β均是化學組成處于本發(fā)明中規(guī)定的范圍內的鋼。將上述這樣制作成的鑄坯從上述的600°C加熱到1280°C，之后，進行初軋，制作成180mmX 180mm四方的鋼坯，并冷卻到室溫。并且，在加熱上述180mmX 180mm四方的鋼坯之后，進行熱軋，得到直徑為40mm的棒鋼。在表2中，作為制造條件<1> 制造條件<9>表示自400mmX300mm的鑄坯精加工成直徑為40mm的棒鋼時，鑄坯的加熱條件、初軋后的冷卻條件、鋼坯的加熱條件、棒鋼軋制的精軋溫度和軋制后的冷卻條件的詳細內容。^t 1表 1
鋼化學組成(質量%)余量Fe及雜質CSiMnPSCrMoAITiN0a0.210. 230.850.0120. 0191.12-0.0340.0010.01630.0010β0.200.080. 860.0150.0211.080.120.0290.0010.01570.0008表2表權利要求
1.一種熱軋棒鋼或線材，其特征在于，按質量 ％ 計含有 C :0. 1 % 0. 3 %、Si :0. 05 % 1. 5 %、Mn :0. 4 % 2. 0 %、S 0. 003% 0. 05%、Cr :0. 5% 3. 0%、Al :0. 02% 0. 05%及 N :0. 010% 0. 025%，余量由狗及雜質組成，雜質中的P、Ti及0分別具有P 0. 025%以下、Ti 0. 003%以下及0 0. 002%以下的化學組成；組織由鐵素體·珠光體組織、鐵素體·珠光體·貝氏體組織或鐵素體·貝氏體組織構成；使每1個視場的面積為62500 μ m2地隨機對橫截面進行15個視場觀察測量時的、鐵素體分數(shù)的標準偏差為0. 10以下；在橫截面中觀察從表面到半徑的1/5的區(qū)域及從中心部到半徑的1/5的區(qū)域時，在各區(qū)域內以AlN形態(tài)析出的Al量為0. 005%以下，并且，直徑為IOOnm以上的AlN的個數(shù)密度為5個/100 μ m2以下。
2.根據(jù)權利要求1所述的熱軋棒鋼或線材，其特征在于，按質量％計含有從Ni :1. 5%以下及Mo :0. 8%以下中選擇的1種以上元素來代替!^e的一部分。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的熱軋棒鋼或線材，其特征在于，按質量％計含有從Nb :0. 08%以下及V :0. 2%以下中選擇的1種以上的元素來代替！^的一部分。
全文摘要
本發(fā)明提供一種熱軋棒鋼或線材。該熱軋棒鋼或線材含有C0.1％～0.3％、Si0.05％～1.5％、Mn0.4％～2.0％、S0.003％～0.05％、Cr0.5％～3.0％、Al0.02％～0.05％、N0.010％～0.025％，余量由Fe和雜質組成，雜質中的P≤0.025％、Ti≤0.003％、O≤0.002％，其組織由鐵素體·珠光體、鐵素體·珠光體·貝氏體或鐵素體·貝氏體構成，使每1個視場的面積為62500μm2地隨機對橫截面進行15個視場觀察測量時的、鐵素體分數(shù)的標準偏差為0.10以下，在從橫截面表面到半徑的1/5的區(qū)域和從橫截面中心部到半徑的1/5的區(qū)域中，以AlN形態(tài)析出的Al量為0.005％以下，直徑為100nm以上的AlN的個數(shù)密度為5個/100μm2以下。即使在各種溫度區(qū)中進行熱鍛，也能夠在滲碳加熱時穩(wěn)定地防止奧氏體晶粒的粗大化。
文檔編號C22C38/00GK102597290SQ20108004987
公開日2012年7月18日 申請日期2010年10月26日 優(yōu)先權日2009年11月5日
發(fā)明者中村孝幸, 大藤善弘, 鬼頭啟 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社