热锻造用非调质钢、及热锻造非调质品及其制造方法

摘要

本发明的目的是提供一种可进行高频淬火的热锻造用非调质钢、和通过用热锻造后的冷却来控制构件内的组织、从而抑制了伴随高强度的切削性的下降、提高了疲劳强度的热锻造非调质品及其制造方法。本发明钢的特征在于：以质量%计含有C：0.45～0.60%、Si：0.02～0.15%、Mn：1.50～3.00%、P：0.0002～0.150%、S：0.001～0.200%、Cr：0.02～1.00%、Al：0.001～0.300%、V：0.01～0.30%、Mo：0.03～1.00%、N：0.0020～0.0070%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。所述热锻造非调质品由上述钢组成构成，钢组织按面积率计95%以上为贝氏体组织，钢中分散有Mo碳氮化物，可进行高频淬火。

权利要求

1.一种高频淬火处理后使用的热锻造用非调质钢，其中，以质量％计含有：C：0.45～0.60％、Si：0.02～0.15％、Mn：1.50～3.00％、P：0.0002～0.150％、S：0.001～0.200％、Cr：0.02～1.00％、Al：超过0.100％且为0.300％以下、V：0.01～0.30％、Mo：0.03～0.26％、N：0.0020～0.0070％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

2.一种高频淬火处理后使用的热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计含有：C：0.45～0.60％、Si：0.02～0.15％、Mn：1.50～3.00％、P：0.0002～0.150％、S：0.001～0.200％、Cr：0.02～1.00％、Al：超过0.100％且为0.300％以下、V：0.01～0.30％、Mo：0.03～0.26％、N：0.0020～0.0070％，以质量％计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：Ca：0.0002～0.0100％、Te：0.0002～0.1000％、Zr：0.0002～0.2000％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

3.一种高频淬火处理后使用的热锻造非调质品，其特征在于：具有权利要求1或2中所述的钢成分，钢组织按面积率计95％以上为贝氏体组织，分散在钢中的Mo碳氮化物的平均尺寸为4nm以上且11nm以下。

4.一种热锻造非调质品的制造方法，其特征在于：将具有权利要求1或2中所述的成分组成的钢材加热至1000℃以上且1250℃以下进行热锻造，在该热锻造后，以直到200℃为止的平均冷却速度为0.05℃/秒以上且0.80℃/秒以下的方式进行冷却，对要求强度的部位实施高频淬火处理。

说明书

热锻造用非调质钢、及热锻造非调质品及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及热锻造后不实施调质处理而直接加工成汽车、产业用机械等的机械构件的热锻造用非调质钢原料、和采用其的热锻造非调质品及其制造方法，特别是涉及以热锻造原样、即使不进行调质处理也具有高强度、高耐久比、且可进行高频淬火的热锻造用非调质钢。

背景技术

[0002] 从前，汽车及产业机械等的机械结构构件的大部分在从原料棒钢热锻造成构件形状后，通过再加热、实施淬火回火的调质处理，赋予高强度及高韧性。近年来，从降低制造成本的观点出发，将淬火回火的调质处理工序省略，例如，如专利文献1等中所示，提出了以热锻造的原样、即使不进行调质处理也能赋予高强度及高韧性的非调质钢。其中，在曲轴等轴类构件中，在热加工后，通过冷却赋予规定的强度，再通过机械加工等加工成规定的形状，然后对必要的部位实施高频淬火，形成表面硬化层，由此提高耐磨损性及疲劳强度。

[0003] 专利文献1中记载了，采用添加超过1.0%的Si、大量添加了S、V、N的钢材，以热锻造的原样得到了具有以往的调质材以上的强度和低温韧性的热锻造非调质钢。可是，关于该非调质钢的疲劳强度及耐久比，没有任何记载。

[0004] 以前，关于高频淬火用非调质钢，报告了几种。例如，专利文献2记载的发明是通过使高频淬火前的组织成为贝氏体率在75%以上，从而对由高频淬火后的残留铁素体的生成导致的表层硬度、表面硬化层的深度的下降进行防止的发明。可是，专利文献2记载的高频淬火用非调质钢，关于疲劳强度及耐久比没有任何记载，完全没有考虑这些特性。

[0005] 此外，例如，专利文献3记载的发明是降低高频淬火后的残留奥氏体量的发明。可是，在专利文献3记载的高频淬火用非调质钢中，关于疲劳 强度及耐久比没有任何记载，完全没有考虑这些特性。此外，为了提高切削性，记载也可以适量添加S、Pb、Bi、Te、Se及Ca，但得知在抗拉强度为1100MPa以上时，这些提高切削性的效果小。

[0006] 在这些高强度的非调质钢在机械结构用钢构件中的应用中，实际上成为障碍的是兼顾高疲劳强度化与切削性这样相反的性质。一般认为疲劳强度依赖于抗拉强度，如果提高抗拉强度则疲劳强度提高。在另一方面，抗拉强度的上升使切削性下降。大部分机械结构用钢构件在热锻造后，需要进行切削加工，关系到其切削成本的大幅度增加。得知：一般在为了提高机械结构用钢构件的疲劳强度而提高抗拉强度时，如果抗拉强度超过1300MPa，则切削性显著下降。由于切削制造成本大幅度增加，所以抗拉强度超过1300MPa的强度的高强度化在实用上是困难的。所以，在这些机械结构用构件中，切削性下降导致的切削成本的增加为高疲劳强度化的瓶颈，一直要求使高疲劳强度化和切削性兼顾的技术。

[0007] 例如，专利文献4中记载了为确保切削性而抑制热锻造后的强度提高，通过使高频淬火形成的表面硬化层的深度加深来提高构件整体的疲劳强度的发明。

[0008] 此外，作为使高疲劳强度化和切削性兼顾的手段，提高疲劳强度和抗拉强度的比、即耐久比（＝疲劳强度/抗拉强度）是有效的。例如，专利文献5中提出，形成贝氏体主体的金属组织、减低组织中的高碳岛状马氏体及残留奥氏体是有效的。但是，耐久比顶多为0.56以下，在不使切削性下降的情况下提高强度具有极限，这些疲劳强度都低。

[0009] 专利文献6中记载了能够得到高的耐磨损性、疲劳强度、同时兼顾高的机械加工性的曲轴及其制造方法。在该方法中，通过将软氮化处理前的热锻造品的显微金属组织形成为贝氏体主体（70%以上）的组织、进而在550～650℃的温度条件下对该热锻造品进行软氮化，提高了曲轴的疲劳强度等机械性质。为了使软氮化后的内部硬度适度增加，得到高疲劳强度，采用用特定的关系式表示钢材中的C、Si、Mn、Cr、Mo及V的量的参数Hg来规定钢材成分。可是，软氮化处理通常暴露在含氮的气氛中，需要通过在奥氏体化温度以下的温度区加热来进行，与利用高频淬火的表面硬化处理相比较，增加了设备和成本。此外，以花一定时间进行软氮化处理为 目的的钢原料因Si量高，在利用仅表面的瞬间感应加热的高频淬火中，在内部组织中残存有残留奥氏体，得不到高的疲劳强度。

[0010] 现有技术文献

[0011] 专利文献

[0012] 专利文献1：日本特开平1-198450号公报

[0013] 专利文献2：日本特开昭63-100157号公报

[0014] 专利文献3：日本特开平11-286744号公报

[0015] 专利文献4：日本特开2005-68518号公报

[0016] 专利文献5：日本特开平4-176842号公报

[0017] 专利文献6：日本特开2010-189697号公报

发明内容

[0018] 发明要解决的问题

[0019] 因此，本发明的目的在于，有利地解决以上的课题，提供一种可进行高频淬火的热锻造用非调质钢、和通过用热锻造后的冷却来控制构件内的组织、从而抑制了伴随高强度的切削性的下降、提高了疲劳强度的热锻造非调质品及其制造方法。

[0020] 用于解决课题的手段

[0021] 本发明发现，采用在通过实施高频淬火而得到高的表面硬度的高碳钢中添加了大量Mo的钢，在热锻造后的冷却过程中，使大量的Mo碳氮化物析出，减少了基体的位错等缺陷密度，由此可得到具有高耐久比、抑制了伴随高强度的切削性的下降、并提高了疲劳强度的热锻造非调质品，由此完成本发明。这里，本说明书中所用的所谓“碳氮化物”是碳氮化物及碳化物的意味。

[0022] 本发明的要旨如下。

[0023] （1）一种可进行高频淬火处理的热锻造用非调质钢，其以质量%计，含有C：0.45～0.60%、Si：0.02～0.15%、Mn：1.50～3.00%、P：0.0002～0.150%、S：0.001～0.200%、Cr：0.02～1.00%、Al：0.001～0.300%、V：0.01～0.30%、Mo：0.03～1.00%、N：0.0020～0.0070%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

[0024] （2）根据上述（1）所述的可进行高频淬火处理的热锻造用非调质钢，其中，以质量%计进一步含有Ca：0.0002～0.0100%、Te：0.0002～0.1000%、Zr：0.0002～0.2000%中的1种或2种以上。

[0025] （3）一种可进行高频淬火的热锻造非调质品，其具有上述（1）或（2）中记载的钢成分，钢组织按面积率计95%以上为贝氏体组织，分散在钢中的Mo碳氮化物的平均尺寸为4nm以上且11nm以下。

[0026] （4）一种热锻造非调质品的制造方法，其包括以下步骤：将含有上述（1）或（2）中记载的成分组成的钢材加热至1000℃以上且1250℃以下进行热锻造，在该热锻造后，以直到200℃为止的平均冷却速度为0.05℃/秒以上且0.80℃/秒以下的方式进行冷却，对要求强度的部位实施高频淬火处理。

[0027] 发明效果

[0028] 本发明的钢作为可抑制切削成本的增加、同时具备高疲劳强度的可进行高频淬火的热锻造非调质钢构件用的原料最适合。此外，根据本发明的制造方法，能够制造具有高耐久比及高疲劳强度的可进行高频淬火的热锻造非调质品。另外，本发明的热锻造非调质品在作为汽车或产业机械的构件使用时，可进行高频淬火，因此构件可进一步高强度化，能够为车辆的轻量化、降低燃料消耗及低成本化做出贡献。

具体实施方式

[0029] 本发明者们针对上述目的，就钢成分范围、组织形态及热处理条件进行了深入研究，发现以下的见识。即：

[0030] （a）在按面积率计为95%以上的贝氏体组织中，通过使微细的Mo碳氮化物分散，具有比以往的非调质钢更高的耐久比（＝疲劳强度/抗拉强度）。热锻造后的冷却速度的影响大，冷却速度越低耐久比越提高。这是因为，冷却速度越低，在Mo碳氮化物析出的温度区停留的时间越长，析出量越增加，由此使抗拉强度及疲劳强度上升，但冷却速度越低，其碳氮化物越粗大化，使抗拉强度显著下降，而疲劳强度不下降，反而上升或维持原状。一般析出强化中所用的Mo等的碳氮化物的析出不仅使疲劳强度上升，而且也使抗拉强度上升，显著降低切削性，因此没有使高疲劳强度化和良切削 性兼顾。得知：通过使析出物粗大化，将Mo碳氮化物的尺寸控制在4nm以上且11nm以下，能够在不提高影响切削性的抗拉强度的情况下提高疲劳强度。但是，需要将主体组织形成为贝氏体组织，使其以外的初析铁素体或残留奥氏体组织按面积率计低于5%。

[0031] （b）V与Mo同样，形成碳氮化物，尽管有助于提高耐久比，但是在高N时在更高的高温下形成稳定的V氮化物，在热锻造后的冷却过程中成为初析铁素体的核，关系到强度及耐久比的下降。要充分利用V碳氮化物的提高耐久比的效果，低N是必要的条件。

[0032] 本发明是基于上述见识，再经过反复研究而首次完成的。

[0033] 以下，对本发明进行详细说明。首先，对上述的钢成分范围的限定理由进行说明。

[0034] C：0.45～0.60%

[0035] C是决定钢强度的重要元素。与其它合金元素相比，合金成本廉价，如果能够大量添加C则能够降低钢材的合金成本。此外高频淬火处理后的表面硬度由钢中的C量决定，为了得到必要的强度，将下限规定为0.45%。但是，如果添加大量的C，则在贝氏体相变时在板条的边界生成C浓缩的残留奥氏体或岛状马氏体，使耐久比下降，因此将上限规定为0.60%。再有，本发明的所谓可进行高频淬火处理的钢，是高频淬火处理后的表面硬度可达到所要求的强度以上的钢。所以，在本发明中，为具有0.45%以上的C量的钢。要得到更高的强度，优选超过0.5%的C量。

[0036] Si：0.02～0.15%

[0037] Si是在热锻造后的冷却过程中的贝氏体相变中，使钢中残留奥氏体量增加的元素。在实施只对表层加热的高频淬火处理时，在非加热部残存残留奥氏体，如果Si量超过0.15%则疲劳强度及耐久比显著下降。所以，将其量限制在0.15%以下。可是，如果抑制在低于0.02%则增加制造成本，因此将下限规定为0.02%。

[0038] Mn：1.50～3.00%

[0039] Mn是促进贝氏体相变的元素，对于在热锻造后的冷却过程中将组织形成贝氏体是重要的元素。另外具有与S结合形成硫化物、提高切削性的效果。为了发挥这些效果，将下限规定为1.50%。另一方面，如果添加超过 3.00%的Mn量，则基体的硬度增大且变脆，反而使切削性显著下降。将上限规定为3.00%。特别是，超过2.0%的Mn量，即使在低的冷却速度时，也按面积率计形成95%的贝氏体组织，因此是优选的。

[0040] P：0.0002～0.150%

[0041] P在钢中作为不可避免的杂质通常含有0.0002%以上，因此将下限规定为0.0002%以上。如果大量添加，则P在旧奥氏体的晶界等处偏析，是助长高频淬火后的裂纹的元素，因此将上限规定为0.150%。优选为0.100%以下，更优选为0.050%以下。

[0042] S：0.001～0.200%

[0043] S具有与Mn形成硫化物、提高切削性的效果，为了发挥其效果，将下限规定为0.001%。S具有通过与Mn形成硫化物、提高切削性的效果，此外还具有抑制奥氏体晶粒的生长、维持高韧性的效果。为了发挥这些效果，将下限规定为0.001%。可是，虽依赖于Mn量，但如果大量添加则机械性能的各向异性增大，因此将上限规定为0.200%。

[0044] Cr：0.02～1.00%

[0045] Cr与Mn同样是对于促进贝氏体相变有效的元素，为了发挥其效果，将下限规定为0.02%。但是，如果大量添加Cr，则使Fe系碳化物稳定化，高频淬火时的表面硬度下降，因此将上限规定为1.00%。

[0046] Al：0.001～0.300%

[0047] Al通过作为氮化物在钢中析出分散，具有防止锻造再加热时的奥氏体组织的粗大化、防止其后的贝氏体组织的粗大化的效果。另外Al还具有在机械加工时与氧结合附着在工具表面上、防止工具磨损的效果。为了发挥这些效果，将下限规定为0.001%。优选规定为0.050%以上，更优选规定为0.100%。另一方面，在超过0.300%时形成大量的硬质夹杂物，耐久比及切削性都下降。所以，将上限规定为0.300%。

[0048] V：0.01～0.30%

[0049] V对于促进贝氏体相变是有效的元素，此外对于形成碳氮化物、析出强化贝氏体组织、提高强度及耐久比也是有效的元素。要发挥该效果，0.01%以上的含量是必要的。另一方面，如果超过0.30%，则其效果饱和，因此将上限规定为0.30%。

[0050] Mo：0.03～1.00%

[0051] Mo不仅对于促进贝氏体相变是有效的元素，而且与可得到由合金碳化物导致的析出强化的V、Ti或Nb等合金元素相比，奥氏体中的固溶度最大，在冷却过程中可得到Mo碳氮化物的大的析出量。一般析出强化中所用的Mo等的碳氮化物的析出不仅使疲劳强度上升，而且也使抗拉强度上升，使切削性显著下降，因此是不优选的。可是，得知：如果将Mo碳氮化物的尺寸控制在4nm以上且11nm以下，则能够在不提高影响切削性的抗拉强度的情况下只提高疲劳强度，也就是说，提高疲劳强度及耐久比。要发挥该效果，0.03%以上的含量是必要的。另一方面，如果超过1.00%，则其效果饱和，因此将上限规定为1.00%。

[0052] N：0.0020～0.0070%

[0053] N一般被用于通过与V形成氮化物来防止热锻造时的奥氏体组织的粗大化，但V氮化物成为初析铁素体的核，反而促进初析铁素体的相变，使强度及耐久比下降。为抑制生成V氮化物，将N量的上限规定为0.0070%。此外，作为钢中的不可避免的杂质通常含有0.0020%以上，因此将下限规定为0.0020%。

[0054] 含有Ca：0.0002～0.0100%、Te：0.0002～0.1000%、Zr：0.0002～0.2000%中的1种或2种以上

[0055] Ca、Te、Zr都具有形成氧化物、成为Mn硫化物的结晶核、使Mn硫化物均匀微细分散的效果。此外，任一种元素都具有固溶在Mn硫化物中、使其变形能力下降、对轧制或热锻造后的Mn硫化物形状的延伸进行抑制、减小机械性能的各向异性的效果。为发挥这些效果，将Ca、Te、Zr的下限分别规定为0.0002%。另一方面，如果Ca超过0.0100%、Te超过0.1000%、Zr超过0.2000%，反而大量生成这些氧化物或硫化物等硬质夹杂物，耐久比及切削性下降。所以，将Ca的上限规定为0.0100%，将Te的上限规定为0.1000%，将Zr的上限规定为0.2000%。

[0056] 接着对上述的热锻造非调质品的钢组织的限定理由进行说明。

[0057] （按面积率计为95%以上的贝氏体组织）

[0058] 之所以按面积率计将组织规定为95%以上的贝氏体组织，是因为如果主体组织为贝氏体组织则具有高耐久比，但在其剩余组织即铁素体、残留 奥氏体或岛状马氏体按面积率计为5%以上时，耐久比显著下降。这些剩余组织越少，耐久比越高，优选贝氏体组织按面积率计为97%以上。

[0059] （分散在钢中的Mo碳氮化物的平均尺寸为4nm以上且11nm以下）

[0060] 之所以将贝氏体组织中的Mo碳氮化物的平均尺寸规定4nm以上，是因为在其平均尺寸低于4nm时，虽具有高的疲劳强度，但同时抗拉强度也高，作为耐久比的值小，不能实现高疲劳强度化和切削性的兼顾。更优选其平均尺寸为8nm以上。此外之所以将Mo碳氮化物的平均尺寸的上限值规定为11nm，是因为在其平均尺寸超过11nm时，不仅抗拉强度显著下降，而且疲劳强度也显著下降，不能达成高疲劳强度化。再有，Mo碳氮化物的形状为针状，本说明书中采用的Mo碳氮化物的尺寸为长度方向的长度。

[0061] 接着对上述的热锻造非调质品的制造方法的限定理由进行说明。

[0062] （将钢材加热至1000℃以上且1250℃以下）

[0063] 之所以规定将包含上述成分组成的钢材加热至1000℃以上且1250℃以下，是为了以在冷却过程中使Mo、V的碳氮化物充分析出的目的，通过热锻造前的加热使Mo、V充分固溶化于钢中。在加热温度低于1000℃时，不能使Mo、V充分固溶化于钢中，其后的冷却过程中的析出强化量小，疲劳强度及耐久比减小。另一方面，如果将加热温度提高到所需以上，则促进奥氏体晶粒的生长，在其后的冷却过程中相变的组织变得粗大，反而使耐久比下降。所以，将加热温度的上限规定为1250℃。

[0064] （热锻造后直到200℃以下以平均冷却速度为0.05℃/秒以上且0.80℃/秒以下的方式进行冷却）

[0065] 在热锻造后，之所以将直到200℃以下的平均冷却速度规定为0.05℃/秒以上且0.80℃/秒以下，是为了通过延长在Mo碳氮化物析出的温度区停留的时间，在冷却过程中使析出量增加，控制其碳氮化物尺寸。在平均冷却速度为0.80℃/秒以上时，不能充分得到Mo碳氮化物的析出量，提高强度及耐久比的效果小。特别是为了使Mo碳氮化物粗大化且具有高耐久比，希望优选平均冷却速度为0.50℃/秒以下。更优选为0.30℃/秒以下。另一方面，在平均冷却速度低于0.05℃/秒时，在贝氏体板条边界处生成按面积率计5%以上的初析铁素体，使疲劳强度及耐久比显著下降。

[0066] 再有，根据本发明可得到具有高疲劳强度的可进行高频淬火的热锻造 非调质品，但为了充分确保切削性，希望使抗拉强度在1300MPa以下。

[0067] 以下通过实施例对本发明进行详述。再有，这些实施例是为了说明本发明技术的意义及效果的，并不限定本发明的范围。

[0068] 实施例

[0069] 用真空熔炼炉熔炼150kg具有表1所示的化学组成的钢。在将其轧制成直径100mm的棒钢后，切下锻造用试验片，在表2所示的条件下进行锻造、热处理。在热锻造后，直到200℃的冷却方法采用空冷或炉冷进行，通过变化试验片的直径来控制冷却速度。关于平均冷却速度，通过用从热锻造后的试验片的温度中减去200℃得出的值除以热锻造后冷却到200℃为止所需的时间来求出。此外，为了进行比较，熔炼以往钢S55C，以达到与本发明同等程度的抗拉强度的方式进行热处理。在将试验片加热至1100℃后，水冷到室温，再次在450℃下热处理1小时。再有，表1及表2的下划线部为本发明范围外的条件。

[0070] 由这些锻造材的中央部采取JIS Z2201的14号拉伸试验片及JIS Z2274的1号旋转弯曲疲劳试验片，求出抗拉强度、疲劳强度。这里，将疲劳强度定义为在旋转弯曲疲劳试验中经107旋转而不破断的耐久的应力振幅。此外将求出的疲劳强度与抗拉强度的比作为耐久比（疲劳强度/抗拉强度）求出。

[0071] 由锻造材的L方向的1/4厚度部采取组织观察用试验片。关于贝氏体的面积率，在将试验片研磨成镜面后，进行Rebera腐蚀，确认贝氏体以外的剩余部分即初析铁素体、残留奥氏体、岛状马氏体等组织，在各10个视野拍摄了500倍的光学显微镜照片后，通过图像解析来算出。

[0072] 关于Mo碳氮化物的平均尺寸，在利用电解研磨法将试验片加工成薄膜后，用透射型电子显微镜，各10个视野拍摄15000倍的透射型电子显微镜照片，通过图像解析求出其中观察到的Mo碳氮化物的长度方向的长度，求出其平均值。

[0073] No.1～18的本发明钢都是按面积率计为95%以上的贝氏体组织，Mo碳氮化物的平均尺寸为4.6nm以上且10.8nm以下，具有耐久比为0.58以上的高耐久比。为了确保切削性，抗拉强度为1300MPa以下，但与同程度的抗拉强度相比较，很明显实现了比以往例No.28的碳钢的调质钢更高的疲 劳强度。

[0074] 与此相对照，在比较例No.23、24、27中，C、Si或N中的某一种的含量高，此外No.21虽在规定的钢组成范围内，但平均冷却速度在规定外，在贝氏体板条边界处铁素体或残留奥氏体等的剩余部分的量多，Mo碳氮化物的平均尺寸在规定外，因此强度及耐久比低。在No.19、22中，钢组成或热处理条件在规定外，没有得到充分的析出强化，耐久比低。No.20因将加热温度提高到所需以上，所以贝氏体组织粗大化，反而耐久比低。No.25添加M至所需以上，抗拉强度高，切削非常困难。另一方面，No.26添加Al至所需以上，反而疲劳强度及耐久比降低。

[0075] 由此弄清楚，全部满足本发明所规定的条件的本发明例与比较例、以往例相比，韧性及疲劳特性优良。

[0076]