CN103003462A

CN103003462A - 热锻造用轧制棒钢或线材

Info

Publication number: CN103003462A
Application number: CN2011800352452A
Authority: CN
Inventors: 桥口国男; 长谷川达也; 松本齐; 江头诚; 棚桥努; 塚本达也; 新川雅树
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-07-20
Filing date: 2011-07-19
Publication date: 2013-03-27
Anticipated expiration: 2031-07-19
Also published as: CN103003462B; WO2012011469A1; JP5419820B2; JP2012025972A

Abstract

本发明提供一种热锻造用轧制棒钢或线材，其能够进行焊接，母材的强度及韧性、以及HAZ的韧性优异，因此适合作为车轴等汽车的行走部分部件的原材料。所述热锻造用轧制棒钢或线材具有以下化学组成：含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～0.30％、Mn：1.00～2.30％、S≤0.040％、Cr：0.10～0.80％、Al：0.010～0.080％、B：0.0002～0.0050％、Ti：0.010～0.080％以及N：0.0020～0.0080％，余量由Fe和杂质构成，并限制为杂质中的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为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为70～170，在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物和10个以上的当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物。

Description

热锻造用轧制棒钢或线材

技术领域

本发明涉及热锻造用轧制棒钢或线材。详细而言，涉及能够进行焊接且强度和韧性(特别是在低温下的韧性)优异的热锻造用棒钢或线材。

背景技术

车轴等汽车的行走部分部件需要较高的强度和优异的韧性。

上述部件的原材料通常使用JIS G 4051(2009)中规定的S48C、JISG4051(2009)中规定的SCM435H等中碳的“机械结构用碳素钢·合金钢”。

通常，对于上述的钢，在热锻造后实施淬火-回火的热处理，之后，利用切削加工成规定形状。进而，为了与其他部件接合，实施螺栓孔加工、花键(spline)形状加工等加工，精加工成所需的部件。

但是，高强度部件的切削加工成本极大。因此，需要利用焊接与其他部件接合。

在减少C含量时，可以防止焊接裂纹，因此能够进行焊接。

但是，在减少C含量时，难以使部件具备高强度。

进而，在焊接的情况下，由于在热影响部(以下，称为“HAZ”。)晶粒粗大化，因此尤其在低温下难以确保良好的韧性。而且，设想到像车轴那样施加强冲击的汽车用行走部分部件，不仅需要抑制HAZ的韧性降低，而且还需要提高部件母材自身的韧性。

因此，作为上述部件的原材料，设想在寒冷地区使用的情况，要求HAZ和母材尤其在低温下能够确保优异韧性的原材料。

为此，专利文献1中公开了“能够以高强度且高韧性进行焊接的钢以及使用其的部材的制造方法”。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2007-84909号公报

发明内容

发明要解决的问题

在专利文献1所公开的技术的情况下，对于HAZ及母材的韧性、以及焊接裂纹的考虑还并不充分。进而，为了提高母材的韧性，需要将热锻造时的加热温度降低到1100℃以下来进行控制锻造。但是，若降低热锻造时的加热温度，则作为原材料的钢材的变形阻力变高。因此，专利文献1所公开的技术在制造部件的方面未必是优选的。

作为要求焊接性的钢，有厚钢板。但是，与厚钢板不同，用于像车轴那样的部件的原材料的棒钢及线材是将轧制材进一步加入到1200℃左右的高温而以热锻造成形为部件形状，然后实施淬火-回火的热处理而成的材料。因此，需要即使在轧制后再度将原材料整体加热到1200℃左右的高温也具有稳定的母材韧性。

本发明鉴于上述现状而做出，其目的在于，提供能够进行焊接、而且母材的强度和韧性优异，并且HAZ的韧性也优异、适合作为车轴等汽车的行走部分部件的原材料的、热锻造用轧制棒钢或线材。

用于解决上述问题的手段

本发明人首先对上述问题中的、防止焊接裂纹和确保母材优异的强度反复进行了各种调查和研究。其结果得到下述的见解。

(a)有关焊接裂纹

(a-1)有无产生焊接裂纹依赖于HAZ的最高硬度(以下，称为“Hmax”。)。若Hmax以维氏硬度(以下，称为“HV硬度”。)计超出400，则容易产生焊接裂纹。

(a-2)作为预测Hmax的指标，常使用碳当量(Ceq)。例如JIS G3106(2008)中记载了下式。

Ceq＝C+(Si/24)+(Mn/6)+(Ni/40)+(Cr/5)+(Mo/4)+(V/14)

上式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V表示各个元素的以质量％计的含量。

已提案有很多Ceq和Hmax的关系式，但是对于实施例所示的数据本发明人等使用下式为基准对Hmax进行了预测。

Hmax＝583×Ceq+65

(a-3)从上述的(a-1)和(a-2)来看，为了防止焊接裂纹，有效的是：不仅要限制作为有意在母材中含有的元素的C、Si、Mn及Cr的含量，还要限制杂质中的Ni、Mo及V的含量。

(b)有关母材的强度

(b-1)对于与焊接裂纹有关的Hmax而言，换言之，对于Ceq而言，C含量影响最大。因此，通过降低C含量而防止焊接裂纹、并通过含有提高淬火性的元素来代替C而确保强度较佳。

(b-2)为了在进行淬火-回火的热处理后、尤其是在400～500℃下的回火后(特别是在475℃下的回火后)确保充分强度(以拉伸强度计为800MPa以上)，例如可以按照下式所示的理想临界直径(DI)为70以上的方式调整母材的化学组成。

DI＝25.4×0.311×C^0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1-0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+0.52×Ni)×(1+3.14×Mo)×(1+0.27×Cu)×{1+1.50×(0.90-C)}

上式中的C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Mo及Cu表示各个元素的以质量％计的含量。

即便能够如上述那样防止焊接裂纹、并确保母材为高强度，HAZ和母材的韧性也未必优异。

为此，下面，本发明人对上述问题中遗留的、确保HAZ和母材优异的韧性反复进行了各种调查和研究。其结果得到下述见解。

(c)关于HAZ的韧性

(c-1)在焊接时HAZ被加热到超出1200℃的高温。作为在如此的高温下抑制HAZ的晶粒粗大化的“钉扎(pinning)粒子”，由于碳化物和/或碳氮化物会导致固溶，因此使用固溶温度高的TiN较佳。

(c-2)TiN即使在用于热锻造的加热时、用于淬火的加热时也不会固溶于矩阵中。因此，若在热轧制后的棒钢或线材的阶段TiN处于以适度的尺寸析出的状态，则在焊接时能够抑制HAZ的晶粒粗大化。即，通过控制在热轧制后的棒钢或线材的阶段析出的TiN的析出形态，可以提高HAZ的韧性。

(d)有关母材的韧性

(d-1)即使按照使上述的DI为70以上的方式调整母材的化学组成，若C、Si、Mn及Cr的含量过多，则也会使母材的硬度变得过高而降低母材的韧性。

(d-2)不仅上述C、Si、Mn及Cr的含量会影响母材的韧性，而且杂质中的P、S、Cu、Ni及Mo的含量也会影响母材的韧性。

(d-3)为了使母材确保良好的韧性，按照使DI不超出170的方式调整母材的化学组成即可。

(d-4)为了提高母材的韧性，除了调整上述DI外，还需要防止在用于淬火的加热时产生的奥氏体晶粒的粗大化。

(d-5)上述的TiN作为用于淬火的加热时的钉扎粒子尺寸较大，因此效果小。与此相对，TiC以及固溶有N的TiC即Ti(C、N)比TiN微细，因此为了向900℃前后的温度淬火而进行加热时，作为“钉扎粒子”起作用，具有抑制奥氏体晶粒粗大化的效果。

(d-6)在TiC及Ti(C、N)的尺寸太小的情况下，通过向1200℃前后的温度进行热锻造时的加热，会导致TiC及Ti(C、N)固溶于矩阵中。另一方面，在TiC及Ti(C、N)的尺寸粗大的情况下，数量变少。

(d-7)在上述用于淬火的加热时，为了使TiC和Ti(C、N)作为“钉扎粒子”充分起作用，重要的是微细的TiC及Ti(C、N)大多以用于淬火的加热前、即热锻造后的状态进行分布。

(d-8)若在热轧制后的棒钢或线材的阶段TiC及Ti(C、N)处于以适度的尺寸析出的状态，则能够满足上述(d-7)的条件，因此，能够抑制用于淬火的加热时的奥氏体晶粒的粗大化。即，通过控制在热轧制后的棒钢或线材的阶段析出的TiC及Ti(C、N)的析出形态，从而能够提高母材的韧性。因此，可在低温环境下使用部件。

(d-9)Ti比C优先与N结合。因此，为了使用〔TiN〕和〔TiC及Ti(C、N)〕这两者作为“钉扎粒子”，需要含有与N和C双方结合的量的Ti。

本发明基于上述见解而完成，其主旨在于下述(1)所示的热锻造用轧制棒钢或线材、以及(2)所示的热锻造用轧制棒钢或线材的制造方法。

(1)一种热锻造用轧制棒钢或线材，其特征在于，具有以下化学组成：以质量％计含有

C：0.10～0.20％、

Si：0.01～0.30％、

Mn：1.00～2.30％、

S：0.040％以下、

Cr：0.10～0.80％、

Al：0.010～0.080％、

B：0.0002～0.0050％、

Ti：0.010～0.080％、以及

N：0.0020～0.0080％，

余量由Fe和杂质构成，

杂质中的P、Cu、Ni、Mo及V被限制为

P：0.040％以下、

Cu：小于0.10％、

Ni：小于0.10％、

Mo：小于0.05％、以及

V：0.01％以下，

并且下述的式(1)所示的fn1为0.001以上、式(2)所示的Ceq为0.57以下、式(3)所示的DI为70～170；

并且，在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物和10个以上的当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物。

fn1＝Ti-3.4N…(1)

Ceq＝C+(Si/24)+(Mn/6)+(Ni/40)+(Cr/5)+(Mo/4)+(V/14)…(2)

DI＝25.4×0.311×C^0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1-0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+0.52×Ni)×(1+3.14×Mo)×(1+0.27×Cu)×{1+1.50×(0.90-C)}…(3)

上述各式中的Ti、N、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、P、S及Cu表示各个元素的以质量％计的含量。

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)有时也称为TiC。

此外，作为余量的“Fe和杂质”中的“杂质”是指在工业上制造铁钢材料时从作为原料的矿石、废料(scrap)、或制造环境等混入的物质。

(2)一种热锻造用轧制棒钢或线材的制造方法，其特征在于，在冷却速度为2.0℃/min以上的条件下对具有上述(1)中记载的化学组成的熔钢进行连续铸造，

将该铸片加热到1100℃以上的温度范围并保持30min以上，并且在满足下述的式(4)的条件下进行初轧、以及棒钢轧制或线材轧制，而且在棒钢轧制或线材轧制后以5～100℃/min的冷却速度冷却到800～600℃的温度范围。

Y＝(T₁+273)×log(t₁+t₂ ^T(2))≤7.5×10³…(4)

上述的式(4)中的T表示以“℃”为单位的加热温度，t表示在加热温度T时的以“s”为单位的保持时间，下标1表示初轧工序，下标2表示棒钢轧制工序或线材轧制工序，T(2)＝(T₂+273)/(T₁+273)。

即，T₁为初轧工序中的加热温度(℃)，T₂为棒钢轧制或线材轧制工序的加热温度(℃)，t₁为初轧工序中在T₁℃下的保持时间(s)，t₂为棒钢轧制或线材轧制工序中在T₂℃下的保持时间(s)。

上述的各处理中的温度及冷却速度均是指以表面为基准的温度和冷却速度。

发明效果

本发明的热锻造用轧制棒钢或线材能够进行焊接、而且母材的强度及韧性优异，并且HAZ的韧性也优异，因此能够适合作为车轴等汽车的行走部分部件的原材料使用。

附图说明

图1是对实施例中使用的宽25mm的搭接接头焊接用的试验片与采取其的直径36mm的圆棒中的R/2部(“R”表示半径。)的位置关系进行说明的图。在该图中，将试验片的尺寸长的一方称作试验片的“宽度方向”。

图2是表示实施例中使用的搭接接头焊接用的试验片的尺寸形状的图。图中的尺寸单位为“mm”。

图3是对实施例中使用2片搭接接头焊接用的试验片进行搭接接头焊接的状况进行示意性说明的图。

图4是对实施例中使用将进行搭接接头焊接的试验材料在宽度方向中心位置纵切2等分、并在纵截面以使焊接金属成为长度方向的中央部的方式切成30mm的试验片测定HAZ的结晶粒度的位置进行说明的图。图中的尺寸单位为“mm”。

图5是对实施例中使用将进行搭接接头焊接的试验材料在宽度方向中心位置纵切2等分、并在纵截面以使焊接金属成为长度方向的中央部的方式切成30mm的试验片测定HV硬度的状况进行说明的图。图中的尺寸单位为“mm”。

具体实施方式

以下，对本发明的各要件进行详细说明。另外，各元素的含量的“％”是指“质量％”。

(A)棒钢或线材的化学组成

C：0.10～0.20％

C具有提高钢的淬火后的马氏体硬度的效果，并且，通过与Ti一起形成TiC而具有抑制用于淬火的加热时的晶粒粗大化的作用。为充分确保该效果，需要含有0.10％以上的C。另一方面，C使HAZ的硬度增加，其结果会导致产生焊接裂纹。因此，设定上限，将C的含量设定为0.10～0.20％。C的含量优选为0.12％以上且0.18％以下。

Si：0.01～0.30％

Si是对钢的脱酸有效的元素，还有助于提高淬火性。为了确保这些效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，若Si的含量超出0.30％，则不仅上述效果饱和，而且会招致热延展性的低下。因此，将Si的含量设定为0.01～0.30％。Si的含量优选为0.25％以下。

Mn：1.00～2.30％

Mn具有通过提高淬火性而提高拉伸强度的作用。为了得到该效果，需要使Mn的含量为1.00％以上。另一方面，若Mn的含量过量，则使HAZ的硬度增加，其结果会导致产生焊接裂纹。因此，设定上限，将Mn的含量设定为1.00～2.30％。Mn的含量优选为1.50％以上且2.00％以下。

S：0.040％以下

S是钢中作为杂质含有的元素。此外，若积极地含有S。则与Mn结合而形成MnS，具有提高切削性的效果。但是，在S的含量变多、特别是超出0.040％时，晶界偏析而使母材的韧性降低。因此，将S的含量设定为0.040％以下。在重视母材的韧性的情况下，S的含量期望为0.020％以下，并且越低越理想。另一方面，在重视切削性的情况下，期望积极地含有超出0.020％的量的S。

Cr：0.10～0.80％

Cr是对提高淬火性有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.10％以上的Cr。另一方面，在Cr的含量过量时，使HAZ的硬度增加，其结果会导致产生焊接裂纹。因此，设定上限，将Cr的含量设定为0.10～0.80％。Cr的含量优选为0.20％以上且0.60％以下。

Al：0.010～0.080％

Al作为脱酸剂被添加。为了得到该效果，需要含有0.010％以上的Al。但是，即使含有超出0.080％的Al，其效果也会饱和，还会增高合金成本。因此，将Al的含量设定为0.010～0.080％。

B：0.0002～0.0050％

B是对提高淬火性非常重要的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上的B。另一方面，在B的含量超出0.0050％时，不仅会使淬火性提高效果饱和，而且还会使成本变高。因此，设定上限，将B的含量设定为0.0002～0.0050％。B的含量优选为0.0030％以下。

Ti：0.010～0.080％

Ti是本发明中的重要元素。即，Ti优先与游离N结合而形成TiN，由此可以防止对淬火性有效的B与N结合。此外，上述的TiN作为钉扎粒子起作用，具有抑制焊接时的HAZ的晶粒粗大化、提高韧性的效果。进而，Ti与C结合而形成TiC。上述的TiC也作为钉扎粒子起作用，在用于向900℃前后的温度进行淬火的加热时，具有抑制母材的奥氏体晶粒的粗大化、提高韧性的效果。为了得到这些效果，需要含有0.010％以上的Ti。但是，在Ti的含量过多而超出0.080％时，形成粗大的TiN，使母材的韧性降低。因此，将Ti的含量设定为0.010～0.080％。Ti的含量优选为0.020％以上且0.060％以下。

N：0.0020～0.0080％

N是本发明中的重要元素。即，如上所述，N与Ti结合而形成的TiN作为钉扎粒子起作用，抑制焊接时的HAZ的晶粒粗大化，提高韧性。为了得到该效果，需要含有0.0020％以上的N含量。另一方面，在N的含量变多时，形成BN而使B的淬火性提高效果降低。进而，过量的N形成粗大的TiN，使母材的韧性降低。因此，设定上限，将N的含量设定为0.0020～0.0080％。

本发明的热锻造用轧制棒钢或线材中具有以下化学组成：除上述元素以外，余量由Fe和杂质构成，杂质中的P、Cu、Ni、Mo及V的含量如下所述地进行控制，上述的式(1)所示的fn1为0.001以上、式(2)所示的Ceq为0.57以下、式(3)所示的DI为70～170。

P：0.040％以下

P是钢中作为杂质含有的元素，在其含量变多、特别是超出0.040％时，晶界偏析而使母材的韧性降低。因此，将杂质中的P的含量设定为0.040％以下。杂质中的P的含量优选为0.030％以下。

Cu：小于0.10％

Cu有时以微量以杂质的形式包含在钢中，与C、Si、Mn及Cr同样地影响淬火性，提高淬火性。在淬火性过剩时，母材的韧性降低，因此需要使Cu的含量尽可能地少。因此，将杂质中的Cu的含量设定为小于0.10％。

Ni：小于0.10％

Ni有时以微量以杂质的形式包含在钢中，与C、Si、Mn及Cr同样地影响淬火性，提高HAZ的硬度及淬火性。在HAZ的硬度变高时，产生焊接裂纹的危险性变大，在淬火性过剩时，母材的韧性降低。因此，需要使杂质中的Ni的含量尽可能地少，设定为小于0.10％。

Mo：小于0.05％

Mo有时以微量以杂质的形式包含在钢中，与C、Si、Mn及Cr同样地影响HAZ的硬度及淬火性，提高HAZ的硬度及淬火性。在HAZ的硬度变高时，产生焊接裂纹的危险性变大，在淬火性过剩时，母材的韧性降低。因此，需要使杂质中的Mo的含量尽可能地少，设定为小于0.05％。

V：0.01％以下

V有时以微量以杂质的形式包含在钢中，与C、Si、Mn及Cr同样地影响HAZ的硬度，提高HAZ的硬度。在HAZ的硬度变高时，产生焊接裂纹的危险性变高。因此，需要使杂质中的V的含量尽可能地少，设定为0.01％以下。

fn1：0.001以上

Ti比C优先与N结合。因此，在使用TiN和TiC这两者作为钉扎粒子的本发明中，需要含有与N和C双方结合的量的Ti。

fn1、即、

fn1＝Ti-3.4N…(1)

在上式所示的值小于0.001的情况下，无法确保与C结合的充分量的Ti，因此TiC的钉扎效果变得不充分。因此，将上述的式(1)所示的fn1设定为0.001以上。在Ti的含量为本发明规定的上限0.080％、N的含量在该下限的0.0020％的情况下，fn1可以为0.073。

Ceq：0.57以下

有无产生焊接裂纹依赖于Hmax(HAZ的最高硬度)，在Hmax以HV硬度计超出400时，容易产生焊接裂纹。而且，Hmax与下述的式(2)所示的Ceq具有相关性。

Hmax＝583×Ceq+65

Ceq＝C+(Si/24)+(Mn/6)+(Ni/40)+(Cr/5)+(Mo/4)+(V/14)…(2)。

因此，为了抑制焊接裂纹的产生，只要使Hmax＝583×Ceq+65≤400即可。

因此，根据Ceq≤335/583＝0.57，将上述的式(2)所示的Ceq设定为0.57以下。在各元素的含量为本发明中规定的下限值的情况下，Ceq可以是0.29。

DI：70～170

在进行淬火-回火的热处理后、尤其是在400～500℃下的回火后(特别是在475℃下的回火后)，DI、即

上式所示的值小于70时，无法确保充分的强度(拉伸强度为800MPa以上)。另一方面，在上述的DI变大而超出170时，母材的硬度变得过高，母材的韧性降低。因此，上述的式(3)所示的DI设定为70～170。

(B)Ti析出物的尺寸和析出密度：

本发明中的Ti析出物为TiN、TiC及Ti(C、N)。TiN是在高温析出的析出物，另一方面，TiC及Ti(C、N)是在低温析出的析出物。在高温析出TiN时，通过具有与在低温析出的TiC及Ti(C、N)相同的晶体结构等，难以求出各自的析出密度。但是，已知这些Ti析出物中的TiN采取六面体的形态。因此，本发明人通过透射型电子显微镜观察对热轧制后的棒钢调查了Ti析出物的形态和尺寸。其结果为：在当量圆直径为0.07μm以上的情况下，大部分的Ti析出物具有棱角，在当量圆直径为0.05μm以下的情况下，几乎未观察到Ti析出物有棱角。因此，考虑在高温析出当量圆直径为0.07μm以上的Ti析出物的TiN、在低温析出当量圆直径为0.05μm以下的Ti析出物的TiC或Ti(C、N)，对两者的析出密度进行了规定。

(B-1)当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物的尺寸和析出密度：

TiN即使在用于热锻造的加热时、用于淬火的加热时也不会固溶于矩阵中。因此，在热轧制后的棒钢或线材的阶段，调整TiN的尺寸和析出密度，在焊接时，利用TiN的钉扎作用来抑制HAZ的晶粒粗大化。

在热轧制后的棒钢或线材的阶段，若在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物，则HAZ的晶粒粗大化得到抑制，容易使HAZ确保良好的韧性。

即，在焊接时，HAZ被加热到超出1200℃的高温。但是，即使在如此的高温下，当量圆直径为0.07μm以上的Ti析出物也不会固溶于矩阵中，因此，作为钉扎粒子起作用。另一方面，在当量圆直径超出1.0μm的情况下，过大而不具有钉扎作用。

但是，在热轧制后的棒钢或线材的阶段，即使Ti析出物的尺寸以当量圆直径计为0.07～1.0μm，若100μm²的面积中不析出10个以上，则在焊接时也不可避免地使HAZ中晶粒粗大化。

因此，本发明的热锻造用轧制棒钢或线材设定为在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物。即使当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物的析出密度过高，钉扎效果也会饱和，因此为1000个以下较佳。

(B-2)当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物的尺寸和析出密度

TiC在用于向900℃前后的温度进行淬火的加热时作为钉扎粒子起作用，抑制奥氏体晶粒的粗大化。因此，有助于提高母材的韧性。

为了充分发挥上述的效果，重要的是使微细的TiC大多以用于淬火的加热时之前、即热锻造后的状态进行分布。

即，只要使微细的TiC大多在淬火的前工序即热锻造后析出即可。而且，为此，在热锻造前的原材料、即热轧制后的棒钢或线材的阶段，在100μm²的面积中必需析出10个以上当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物。

在热轧制后的棒钢或线材的阶段的Ti析出物，若其尺寸太小而当量圆直径小于0.01μm，则通过向1200℃前后的温度进行热锻造时的加热，会使该Ti析出物固溶于矩阵中。因此，无法在用于淬火的加热时确保钉扎作用。另一方面，在上述阶段，若Ti析出物的尺寸以当量圆直径计超出0.05μm，则在用于淬火的加热时残留粗大的Ti析出物，微细的Ti析出物的数量减少，因此钉扎效果不足。因此，为了使Ti析出物在用于淬火的加热时作为钉扎粒子发挥效果，在热轧制后的棒钢或线材的阶段，该尺寸以当量圆直径计必需为0.01～0.05μm。

但是，在热轧制后的棒钢或线材的阶段，即使Ti析出物的尺寸以当量圆直径计为0.01～0.05μm，若在100μm²的面积中不析出10个以上，则无法在用于淬火的加热时抑制奥氏体晶粒的粗大化。

因此，本发明的热锻造用轧制棒钢或线材设定为在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物。即使当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物的析出密度过高，钉扎效果也会饱和，因此为1000个以下较佳。

(C)热锻造用轧制棒钢或线材的制造方法

上述(1)所示的本发明的热锻造用轧制棒钢或线材例如可以通过上述(2)所示的热锻造用轧制棒钢或线材的制造方法来制造。

具体而言，在冷却速度为2.0℃/min以上的条件下对具有上述(A)项所述的化学组成的熔钢进行连续铸造，

将该铸片加热到1100℃以上的温度范围并保持30min以上，并且在满足下述的式(4)的条件下进行初轧、以及棒钢轧制或线材轧制，而且在棒钢轧制或线材轧制后以5～100℃/min的冷却速度冷却到800～600℃的温度范围，由此可以制造热锻造用轧制棒钢或线材。

Y＝(T₁+273)×log(t₁+t₂T⁽²⁾)≤7.5×10³…(4)。

如上所述，上述的各处理中的温度及冷却速度均是指以表面为基准的温度及冷却速度。

(C-1)关于熔钢的连续铸造时的冷却速度

TiN在连续铸造的冷却时析出。而且，在热轧制后的棒钢或线材的阶段，为了设定成具有上述(B-1)项所述的钉扎作用的当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物的析出密度，优选在冷却速度为2.0℃/min以上的条件下对熔钢进行连续铸造。由于在增大冷却速度时具有限度，因此优选的范围为50℃/min以下。

若冷却速度较慢，则在连续铸造的冷却时析出的TiN在其冷却过程中生长，难以在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物。

连续铸造时的冷却速度是指在TiN析出的温度范围、即钢凝固后至1000℃的冷却速度。

(C-2)关于初轧、热棒钢轧制、线材轧制

为了减轻铸片的偏析，通常期望提高在轧制铸片时的加热温度、并延长该加热温度下的保持时间。

但是，在延长上述保持时间的情况下，TiN凝集粗大化，难以在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物。因此，在焊接时导致利用TiN的钉扎作用来抑制HAZ的晶粒粗大化的效果消失。

将铸片的加热温度设定为1100℃以上，并且为了直至中心部均匀受热而将在该加热温度下的保持时间设定为30min以上，若在此基础上在上述式(4)的条件下进行初轧、以及棒钢轧制或线材轧制，则能够抑制TiN的凝集粗大化，由此能够容易地抑制焊接时的HAZ的晶粒粗大化。

以下，对式(4)进行说明。

TiN的奥斯特瓦尔德熟化(Ostwald ripening)的程度会影响加热温度T(℃)和加热时间t(s)。为此，考虑将TiN的奥斯特瓦尔德熟化程度以回火参数“(T+273)×log(t)”进行整理。

棒钢或线材通常以初轧、以及棒钢轧制或线材轧制这两个阶段的轧制工序制造铸片。

以下，以棒钢的制造为例进行详细说明。

在将初轧工序及棒钢轧制工序中的加热温度分别设为T₁(℃)及T₂(℃)、将在上述加热温度下的保持时间分别设定为t₁(s)及t₂(s)时，在各自的轧制工序中的回火参数为“(T₁+273)×logt₁”及“(T₂+273)×logt₂”。

尝试求出在初轧工序的加热温度T₁(℃)下发生与棒钢轧制工序的加热时发生的TiN的奥斯特瓦尔德熟化相等的TiN的奥斯特瓦尔德熟化时所需的时间x(s)。

棒钢轧制工序中的TiN的奥斯特瓦尔德熟化的回火参数(T₂+273)×logt₂可以使用初轧工序的加热温度T₁(℃)如式(a)那样地表示。

(T₂+273)logt₂＝(T₁+273)logx…(a)。

若T(2)＝(T₂+273)/(T₁+273)，则在初轧工序的加热温度T₁(℃)下发生与棒钢轧制工序的加热时发生的TiN的奥斯特瓦尔德熟化相等的TiN的奥斯特瓦尔德熟化时所需的时间x(s)可以如式(b)那样地表示。

x＝t₂ ^T(2)…(b)。

通过以在初轧工序的加热温度T₁(℃)和温度T₁(℃)下的保持时间x(s)来表示在加热温度T₂(℃)、加热保持时间t₂(s)的棒钢轧制工序中发生的TiN的奥斯特瓦尔德熟化程度，从而初轧工序和棒钢轧制工序的这两次轧制工序的TiN的奥斯特瓦尔德熟化程度Y可以由1次初轧工序的参数以式(c)所示那样表示，并将式(b)代入式(c)中，由此可以得到式(d)。

Y＝(T₁+273)×log(t₁+x)…(c)、

Y＝(T₁+273)×log(t₁+t₂ ^T(2))…(d)。

对如此求得的式(d)的参数Y、TiN的尺寸及析出个数的关系进行了详细调查，结果为：若Y的值为7.5×10³以下，则可以得到上述(1)所示的本发明涉及的热锻造用轧制棒钢。

综上所述，规定了式(4)作为表示TiN的奥斯特瓦尔德熟化程度的参数。

Y＝(T₁+273)×log(t₁+t₂ ^T(2))≤7.5×10³…(4)。

即使Y的值为规定范围内，从节能的观点出发，初轧工序及棒钢轧制工序的加热温度也优选设定为1300℃以下，更优选设定为1270℃以下。此外，即使Y的值为规定范围内，从节能的观点出发，在初轧工序及棒钢轧制工序的上述加热温度下的保持时间也优选设定为18000s(300min)以下，更优选设定为14400s(240min)以下。从生产率的观点出发，Y的值优选为4.0×10³以上。

上述的式(d)所示的表示TiN的奥斯特瓦尔德熟化程度的参数Y是以初轧和棒钢轧制两个阶段的轧制工序制造棒钢的一般的情况。

表示以i个阶段进行轧制工序的次数时的TiN的奥斯特瓦尔德熟化程度的参数Y’可以如式(e)那样表示，此时，若Y’的值为7.5×10³以下，则可以得到上述(1)所示的本发明涉及的热锻造用轧制棒钢。

Y’＝(T₁+273)×log{∑(t_i ^T(i))}…(e)。

在此，T(i)＝(T_i+273)/(T₁+273)。

在以初轧和线材轧制两个阶段的轧制工序制造铸片的情况下，以i个阶段进行轧制工序的次数的情况与上述相同。

(C-3)关于棒钢轧制或线材轧制后的冷却

在热轧制后的棒钢或线材的阶段，为了设定为上述(B-2)项所述的具有钉扎作用的当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物的析出密度，优选在棒钢轧制或线材轧制后以5～100℃/min的冷却速度冷却到800～600℃的温度范围。

在冷却速度过快时，TiC未全部析出，另一方面，在冷却速度过慢时，析出的TiC凝集并生长，因此在任一情况下均难以在100μm²的面积中析出10个以上当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物。

以下，利用实施例对本发明进行更具体地说明，但本发明并不限定于这些实施例。

【实施例】

利用70吨转炉熔解表1所示的钢1～14，在表2所示的条件下利用连续铸造制成铸片后，对180mm×180mm的钢片进行初轧，之后再进行棒钢轧制，制作直径54mm的棒钢。

表1中的钢1～7以及钢12～14是化学组成在本发明规定的范围内的本发明例的钢。另一方面，钢8～11是化学组成在本发明规定的条件以外的比较例的钢。

对如上述那样制成的直径为54mm的棒钢调查了TiN及TiC的析出密度。

即，利用萃取复型法(extraction replica method)从直径54mm的棒钢的R/2部(“R”表示半径。)的纵截面采取试样，利用带有能量分散型X射线分析装置(EDX)的透射型电子显微镜进行观察，从而对Ti析出物的析出密度进行了调查。

具体而言，以40000倍的倍率观察20个视野，通过图像解析算出Ti析出物的面积，并将其换算成圆的面积，求出当量圆直径。

接着，数出当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物的个数，将其换算成每100μm²面积的个数。同样地，数出当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物的个数，将其换算成每100μm²面积的个数。

进而，将上述直径54mm的棒钢在1200℃加热30min，进行热锻造而制作直径36mm的圆棒。接着，将该直径36mm的圆棒在900℃加热1h加热，进行水淬火，之后，在475℃进行1h的回火。

使用进行了上述淬火-回火的热处理的直径36mm的圆棒，实施拉伸试验、冲击试验及HRC硬度测定。

就拉伸试验而言，从直径36mm的圆棒的R/2部采取JIS Z2201(1998)规定的14A号试验片(其中，平行部直径：5mm)，利用通常的方法在25℃进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。目标TS设定为800MPa以上。

就冲击试验而言，从直径36mm的圆棒的R/2部采取JIS Z 2242(2005)规定的U缺口标准冲击试验片(其中，缺口深度为2mm及缺口底部半径为1mm)，在25℃及-40℃下进行夏比冲击试验，测定冲击值。目标冲击值在25℃下设定为160J/cm²以上，在-40℃下设定为135J/cm²以上。

就HRC硬度测定而言，横断上述直径36mm的圆棒，对切截面进行研磨使其成为被检面，对R/2部4点和中心部1点进行HRC硬度测定，将上述5点的算术平均值设定为HRC硬度。

进而，从进行上述淬火-回火的热处理后的直径36mm的圆棒的R/2部，按照图1所示的位置关系采取图2中记载的搭接接头焊接用的试验片，如图3所示那样进行搭接接头焊接。

有关焊接条件，在MAG焊接下设定为电压20V、电流180A、焊接速度40cm/min，焊接线使用能够800MPa级(AWS A5.28(2005)的ER110S-G)。而且，首先调查有无焊接裂纹，接着，调查HAZ的结晶粒度。进而，测定HAZ的HV硬度，评价Hmax(HAZ的最高硬度)。

有无焊接裂纹通过浸透探伤检查来判定。

就HAZ的结晶粒度的评价方法而言，首先，将进行了搭接接头焊接的试验材在宽度方向中心位置纵断2等分成12.5mm，再在纵截面以使焊接金属成为长度方向的中央部的方式切断成30mm，埋入树脂中，进行镜面研磨。接着，用添加了表面活性剂的苦味酸饱和水溶液进行腐蚀，如图4所示，对于重叠2片的试验片的上段，在厚度3mm的中央即1.5mm的位置测定距离焊接金属0.3mm的场所的旧奥氏体结晶粒度。旧奥氏体晶粒以粒度号为3.0以上为目标。

就HAZ的HV硬度的评价方法而言，对结晶粒度测定中使用的埋入树脂的试样进行再度研磨，如图5所示，对于重叠2片的试验片的上段，从30mm的切断品的一端到另一端以0.5mm的间距测定厚度为3mm的中央即1.5mm的位置的HV硬度，对于重叠2片的试验片的下段，从30mm的切断品的一端到另一端以0.5mm的间距测定距离试验片上面1.0mm的位置的HV硬度。Hmax的目标以HV硬度计设定为400以下。

表3中归纳示出上述的各调查结果。

由表3可知，在使用化学组成在本发明中规定的范围内的钢1～7、且在100μm²的面积中分别析出10个以上的本发明中规定的两种当量圆直径的Ti析出物的试验编号1～7的情况下，Hmax以HV硬度计均低于400，因此产生焊接裂纹，而且母材的强度和韧性优异。进而，在上述试验编号的情况下，HAZ的旧奥氏体结晶粒度号增大到3.6～4.1(换言之，旧奥氏体晶粒小)，因此，推定HAZ的韧性也优异。

与此相对，在不同时满足本发明中规定的全部条件的“比较例”的试验编号8～14的情况下，至少在焊接裂纹、母材的强度、母材的韧性、HAZ的韧性的任一者上存在问题。

即，在试验编号8的情况下，所用的钢8的fn1为“-0.015”，在本发明中规定的条件外。因此，当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物的析出密度在本发明中规定的条件以外，母材的韧性变差。

在试验编号9的情况下，所用的钢9的Ceq增大到0.59，在本发明中规定的条件以外。因此，Hmax以HV硬度计增大到419，超出400。因此，产生焊接裂纹。

在试验编号10的情况下，所用的钢10的DI增大到172，在本发明中规定的条件以外。因此，母材的韧性变差。

在试验编号11的情况下，所用的钢11的DI减小到66，在本发明中规定的条件以外。因此，母材的拉伸强度低。

在试验编号12及试验编号13的情况下，所用的钢12及钢13的化学组成均在本发明中规定的范围内，但当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物的析出密度在本发明中规定的条件以外。因此，HAZ的旧奥氏体结晶粒度号分别减小到2.3及2.2(换言之，旧奥氏体晶粒大)，推定HAZ的韧性变差。

在试验编号14的情况下，所用的钢12的化学组成在本发明中规定的范围内，当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物的析出密度在本发明中规定的条件之外。因此，母材的韧性变差。

产业上的可利用性

本发明的热锻造用轧制棒钢或线材能够进行焊接，而且母材的强度及韧性优异，并且HAZ的韧性也优异，因此可以适合用作车轴等汽车的行走部分部件的原材料。

Claims

1.一种热锻造用轧制棒钢或线材，其特征在于，

具有以下化学组成：以质量％计含有

C：0.10～0.20％、

Si：0.01～0.30％、

Mn：1.00～2.30％、

S：0.040％以下、

Cr：0.10～0.80％、

Al：0.010～0.080％、

B：0.0002～0.0050％、

Ti：0.010～0.080％、以及

N：0.0020～0.0080％，

余量由Fe和杂质构成，

杂质中的P、Cu、Ni、Mo及V被限制为

P：0.040％以下、

Cu：小于0.10％、

Ni：小于0.10％、

Mo：小于0.05％、以及

V：0.01％以下，

并且，对于热锻造用轧制棒钢或线材而言，在100μm²的面积中析出有10个以上当量圆直径为0.07～1.0μm的Ti析出物和10个以上当量圆直径为0.01～0.05μm的Ti析出物；

fn1＝Ti-3.4N…(1)

Ceq＝C+(Si/24)+(Mn/6)+(Ni/40)+(Cr/5)+(Mo/4)+(V/14)…(2)

DI＝25.4×0.311×C^0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1-0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+0.52×Ni)×(1+3.14×Mo)×(1+0.27×Cu)×{1+1.50×(0.90-C)}...(3)

上述各式中的Ti、N、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、P、S及Cu表示各个元素的以质量％计的含量；

上述的Ti析出物是指TiN、TiC以及Ti(C、N)。

2.一种热锻造用轧制棒钢或线材的制造方法，其特征在于，

在冷却速度为2.0℃/min以上的条件下对具有权利要求1所述的化学组成的熔钢进行连续铸造，

将该铸片加热到1100℃以上的温度范围内并保持30分钟以上，并且在满足下述的式(4)的条件下进行初轧，并进行棒钢轧制或线材轧制，而且在进行棒钢轧制或线材轧制之后，以5～100℃/min的冷却速度冷却到800～600℃的温度范围内，≤

Y＝(T₁+273)×log(t₁+t₂ ^T(2))≤7.5×10³…(4)