材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼及其製造方法
2023-07-15 10:37:51 2
專利名稱：材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼及其製造方法
技術領域：
本發明涉及尤其是作為機械結構用鋼有用的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼及其製造方法。又，所謂非調質鋼是以熱加工的狀態供給使用為特徵的鋼。
背景技術：
很多的汽車和產業機械的結構部件要求高強度、高韌性。歷來，在製造這些部件時，使用SCM435(JIS)或者SCM440(JIS)等機械結構用合金鋼。再者，為了賦予強度、韌性，通過熱加工進行成形中，實施淬火—回火等調質處理。
但是，像上述的調質處理不僅需要時間，而且成本增加。因此，如果能省略這樣的調質處理，就可達到大幅度的成本降低，在節能方面也是極有利的。
因此，一直以來已提出各種能夠省略調質處理的非調質鋼。
例如已提出向含有Mn且C量為0.3～0.5質量％的中碳鋼中添加0.10質量％左右的V的鐵素體—珠光體型非調質鋼。該鋼在熱軋後的冷卻過程中，使VC或VN在鐵素體中析出而使鐵素體的強度提高，進一步地，還出現高強度的珠光體，由此謀求鋼整體的強度提高。
但是，鐵素體—珠光體型的非調質鋼，利用珠光體中的作為滲碳體而存在的0.3～0.5質量％的C來提高強度。因此，使抗拉強度和韌性並存是困難的。另外，為了得到穩定的質量，必須在非常狹小的範圍內控制部件成形後的冷卻速度，因而在操作中帶有複雜性。
另外，在特公平6-63025和特開平4-371547號中公開了向C量為0.05～0.3質量％的低碳鋼中添加Mn、Cr或V等的貝氏體型或馬氏體型熱鍛造非調質鋼。
這些貝氏體型非調質鋼和馬氏體型非調質鋼，是為了彌補韌性而提出的。這些鋼雖然對小部件能夠確保充分的韌性，但對於大部件，如果冷卻速度慢，則韌性變得不充分。即，必須嚴格控制熱加工後的冷卻速度，因而給操作增添了複雜性。
又，對於以前的貝氏體型非調質鋼，在熱鍛造時，未施行加工的部位其晶粒未進行細化。其結果是未施行加工的部位與施行加工的部位相比，存在韌性降低的問題。另外，也存在屈服比低的問題。
本發明是有利地解決以上問題的發明。即，其目的在於提出在熱加工後不特別地進行冷卻速度控制和時效處理也能夠確保強度，即使對於幾乎不施行加工的部位，也能夠充分地使抗拉強度、屈服強度和韌性上升，又，材質各向異性和被切削性也優良的非調質鋼及其製造方法。
發明的公開本發明人等為了達到上述的目的，反覆進行了專心研究。其結果得到以下所述的認識。
(1)如果在貝氏體組織中積極地生成片組織，則即使是來自粗大的奧氏體晶粒的相變組織也能謀求韌性提高。
圖1示意地表示本發明的貝氏體組織。1是原奧氏體晶界，2是片組織。片組織是呈幾乎相同的結晶學位向關係的細板條狀組織。由圖1可知，以原奧氏體晶界包圍的貝氏體外觀上被片組織細分，有助於韌性提高。
(2)為了促進貝氏體組織中的片組織的生成，添加Mn、Cu、Cr和B，尤其是添加Mn和Cu是極其有效的。通過添加這些元素，即使在不充分地施行加工的部位也得到高的韌性。
(3)通過使鋼中析出Cu，能夠提高鋼的屈服強度。另外，通過添加Cu，在冷卻速度慢的情況下，不僅顯著的強度提高成為可能，而且通過和適量的S同時使用。也提高被切削性。即，能夠並存高強度和高被切削性。
(4)以往為了提高被切削性而添加S。由過剩的S生成的MnS在軋制時被拉長，以棒狀的形態存在於鋼中。這樣的MnS成為材質各向異性的原因，難以使被切削性的提高和材質各向異性的降低並存。可是，在和添加Cu的並用作用下為提高被切削性而必需的S量是可以確保的，因此不需要添加過剩的S，能夠抑制棒狀MnS的生成。
(5)通過添加Mn、Ni、Cr、B等提高淬透性，在熱軋後不進行調質處理也能夠得到高的強度和韌性。
本發明是立足於上述的認識的發明。即，它是含有C超過0.05質量％～不到0.10質量％、Si1.0質量％以下、Mn超過2.2質量％～5.0質量％、S不到0.020質量％、Cu超過1.0質量％～3.0質量％、Ni3.0質量％以下、Cr0.01～2.0質量％、Al0.1質量％以下、Ti0.01～0.10質量％、B0.0003～0.03質量％、N0.0010～0.0200質量％、O0.0060質量％以下，餘量為Fe和不可避免的雜質，鋼組織是片組織的面積率在10％以上的貝氏體，材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼。另外，本發明也是將同成分的鋼加熱至1000～1250℃後，在850℃以上的溫度下進行總斷面減小率30％以上的熱加工後，將600～300℃溫度區以0.001～1℃/s的冷卻速度冷卻的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼的製造方法。進一步地，為了提高各種材質，也可以含有選自Mo、Nb、V、W、Zr、Mg、Hf、REM、P、Pb、Co、Ca、Te、Se、Sb、Bi中的1種或2種以上的微量元素。
附圖的簡單說明圖1是表示貝氏體中的片組織的生成狀態的圖。
圖2是表示鋼中的Cu和S對被切削性的影響的曲線圖。
圖3是表示鋼中的Cu和S對軋制後的衝擊值各向異性的影響的曲線圖。
圖4是表示將鋼中的Cu量作為參數，軋制後的冷卻速度對抗拉強度的影響的曲線圖。
圖5是表示鋼中的Cu量對強度提高的影響的曲線圖。
實施發明的最佳方案以下，就原來達到的實驗結果說明本發明。
採用連鑄製造表1所示的各種成分範圍的多個鋼初軋方坯。將該鋼初軋方坯加熱至1100℃後，通過熱軋軋成100mm的棒鋼。熱軋後，該棒鋼將600～300℃的溫度區以0.5℃/s或10℃/s的冷卻速度冷卻。對所得到的棒鋼進行各種材質試驗。
表1(質量％)
圖2表示關於鋼中的Cu和S對被切削性的影響進行調查的結果。在圖2中，實線表示含有1.1質量％的Cu的鋼的結果，虛線表示不含Cu的鋼的結果。再者，供試驗鋼其熱軋後的600～300℃的溫度區是以0.5℃/s的冷卻速度冷卻的。被切削性根據刀具後隙面磨損量達0.10mm的總車削時間這一工具壽命進行評價。當工具磨損量減少時，則工具壽命延長，可評價為被切削性優良。再者，使用超硬工具，在切削速度300m/min、走刀量0.20mm/rev、進刀量1mm的切削條件下進行。作為比較，以點線表示現有鋼JIS G4105的SCM435QT材質的外周車削時的工具壽命。
如圖2所示，由於添加Cu，工具壽命上升，尤其是在含有0.002～0.02質量％的S時顯著。另外，為了相對現有鋼使工具壽命超過約2倍，在添加Cu的情況下，只要含有0.002質量％以上的S就可以。
像這樣，作為通過複合添加Cu和S而使工具壽命大幅度增加的理由，可推測是在刀具後隙面磨損面上所觀察到的Cu的硫化物引起的百拉哥(ベラ一ク)效果。
再者，將熱軋後的600～300℃的溫度區以10℃/s冷卻時，得不到像以0.5℃/s冷卻時所得到的被切削性提高效果。進一步地，調查冷卻速度和工具壽命的關係，結果是通過複合添加Cu和S而使工具壽命大幅度增加的效果顯著的是冷卻速度為1℃/s以下的情形。
其次，圖3表示關於鋼中的Cu和S對軋制後的衝擊值各向異性的影響進行調查的結果。在圖3中，實線表示含有1.1質量％的Cu的鋼的結果，虛線表示不含Cu的鋼的結果。再者，供試驗鋼是熱軋後的600～300℃的溫度區以0.5℃/s的冷卻速度冷卻的。從L方向和C方向切取JIS3號衝擊試樣，開U型缺口，分別測定在20℃時的夏比衝擊吸收功，計算出比率。
如圖3所示，由於添加Cu，L方向和C方向的衝擊值的比率接近於1，尤其是在含有0.002～0.02質量％的S時顯著。為了使L方向和C方向的衝擊值的比率達到80％以上，必須將S限制在不到0.020質量％。並且可知，特別是為了使L方向和C方向的衝擊值的比率達到90％以上，必須將S限制在0.014質量％以下。
已經知道，材質各向異性最顯著地表現在衝擊值的各向異性中。因此，從該結果看，為了降低L方向和C方向的材質各向異性，需要添加Cu，並將S限制在不到0.020質量％，最好限制在0.014質量％以下。
圖4表示關於熱軋後的600～300℃的溫度區的冷卻速度對抗拉強度的影響進行調查的結果。在圖4中，實線表示在含有1.5質量％的Cu的鋼中的結果，虛線表示含有0.8質量％的Cu的鋼的結果。S量是0.013質量％。將切取的JIS4號拉伸試樣用於拉伸試驗，測定抗拉強度。
如圖4所示，對於含有1.5質量％的Cu的鋼，在熱軋後的600～300℃的溫度區的冷卻速度為1℃/s以下時，與含有0.8質量％的Cu的鋼相比，TS上升，得到1000MPa左右的高的抗拉強度。作為其原因，可以認為是由於在熱軋後的冷卻過程中Cu微細地析出，對強度提高起有效的作用的緣故。
在一般的熱加工中，加工後的冷卻速度是1℃/s以下。就是說，對於添加了Cu的鋼，沒有必要嚴格管理軋制後的冷卻速度，在非調質狀態下就能夠達到高強度化。
再者，對於未添加Cu的鋼，像粗直徑棒鋼等那樣冷卻速度慢時，出現組織軟化、產生強度不足的問題。
這一點，如圖4所示，添加了Cu的鋼即使在冷卻速度變慢時，由於Cu的析出強化，從而組織的軟化小，也能得到穩定的強度。因此，能夠適用於從細直逕到粗直徑的大範圍的尺寸。
圖5表示關於鋼中的Cu量對強度提高的影響進行調查的結果。再者，S量是0.013質量％，熱軋後的600～300℃的溫度區的冷卻速度是0.5℃/s。ΔTS是和未添加Cu的鋼的TS的差。
如圖5所示，如果Cu量超過1.0質量％，則ΔTS就急劇變大。特別是如果Cu≥1.5質量％，則可得到250MPa左右的大的強度提高。
以下對在本發明中將鋼的成分組成限定在上述的範圍的理由加以說明。
C超過0.05質量％～不到0.10質量％C是為了確保強度以及使貝氏體組織中形成片組織而必需的元素。為此，必須含有超過0.05質量％的C。另一方面，如果含有0.10質量％以上，則變成馬氏體組織，從而損害韌性。因此，規定為不到0.10質量％。
Si1.0質量％以下Si是對脫氧和固溶強化有用的元素。但是，如果過剩地含有，則導致韌性的降低。因此，限定在1.0質量％以下。
Mn超過2.2質量％～5.0質量％Mn是為了提高淬透性、使貝氏體組織中形成片組織而必需的元素。為了利用這些效果確保強度和韌性，其含量必須超過2.2質量％。但是，如果超過5.0質量％，則被切削性劣化。因此，限定在超過2.2質量％～5.0質量％的範圍內。
S不到0.020質量％S是特別通過和Cu複合添加而提高被切削性的元素。為了發揮此效果，最好含有0.002質量％以上。但是，如果過剩的添加，就形成MnS，從而產生材質各向異性。因此，限制在不到0.020質量％。
Cu超過1.0質量％～3.0質量％Cu是析出強化以及通過與S複合添加而提高被切削性的元素。更促進貝氏體組織中的片組織的生成，使韌性提高。為了體現這些效果，其含量必須超過1.0質量％。另一方面，如果超過3.0質量％，則使韌性急劇降低。因此，限定在超過1.0～3.0質量％的範圍。最好是1.5～3.0質量％的範圍。
Ni3.0質量％以下Ni是對提高強度和韌性有效的元素。並且，在添加Cu時，對防止軋制時的Cu裂紋也有效。但是，Ni是高價的，而且即使過剩地添加其效果也達到飽和。因此，限定在3.0質量％以下。
Cr0.01～2.0質量％Cr是對提高淬透性有效的元素。並且，在降低熱加工後的冷卻速度對強度和韌性的影響上是極有用的元素。對進一步促進熱鍛造後的貝氏體中的片組織生成也有效果。但是，如果含量不到0.01質量％，則缺乏其添加效果。另一方面，如果多量添加超過2.0質量％，則會導致韌性降低。因此，Cr限定在0.01～2.0質量％的範圍。
Al0.1質量％以下Al作為脫氧劑起有效的作用。但是，如果添加量超過0.1質量％，則使氧化鋁夾雜物增大。其結果是不僅損害韌性，而且也降低被切削性。因此，限定在0.1質量％以下。
Ti0.01～0.10質量％Ti是析出強化元素。還和N一起形成TiN，從而有助於組織的細化，是提高韌性的有用元素。另外，作為脫氧劑也發揮作用。為此，添加0.01質量％以上。另一方面，如果過剩地添加，則在冷卻速度慢的情況下，析出粗大的TiN，反而使韌性降低。因此，將上限規定為0.1質量％。
B0.0003～0.03質量％B是提高淬透性的元素。並且，在降低冷卻速度對強度和韌性的影響上是有用的元素。另外，有效地有助於促進熱鍛造後的貝氏體組織的片組織生成。為了發揮此效果，必須添加0.0003質量％以上。另一方面，即使過剩地添加，其效果也飽和。因此，將0.03質量％規定為上限。
N0.0010～0.0200質量％N和Ti一起形成TiN而析出。在熱鍛造等加熱時，作為抑制晶粒長大的釘扎點而發揮作用。其結果是有使組織細化、提高韌性的作用。但是，在含量不到0.0010質量％時，不能充分地發揮由TiN的析出而產生的效果。另一方面，即使添加量超過0.0200質量％，這些效果也飽和。又，固溶N降低鋼材的韌性。因此，N限定在0.0010～0.0200質量％的範圍。
O0.0060質量％以下O和熔煉時的脫氧劑發生反應形成氧化物。所形成的氧化物如果不能充分地除去，就殘留在鋼中。如果O量超過0.0060質量％，就使殘留氧化物增加，而大幅度地降低韌性。因此，將O控制在0.0060質量％以下。最好是0.0045質量％以下。
在本發明中，除了以上的必須成分以外，還可以添加以下的微量元素。
作為提高淬透性，進而提高強度的元素，能夠在以下的範圍內含有Mo和Nb。
Mo1.0質量％以下Mo有提高常溫和高溫下的強度的效果。但是，如果過剩地添加，則導致成本提高。因此，限定在1.0質量％以下的範圍。再者，為了發揮提高強度的效果，最好含有0.05質量％以上。
Nb0.5質量％以下Nb不僅有提高淬透性的效果，而且也有析出強化和提高韌性的效果。但是，如果添加量超過0.5質量％，則損害熱加工性。因此，規定為含量在0.5質量％以下。
作為改善強度的成分，可在以下的範圍含有V和W。
V0.5質量％以下VC和VN用於析出強化。進一步地，將在奧氏體區析出的VC和VN用作貝氏體生成核，可細化組織和提高韌性。但是，如果添加量超過0.5質量％，則其效果飽和，還出現連鑄裂紋等問題。因此，V的含量規定為0.5質量％以下。
W0.5質量％以下W有由固溶強化產生的強度提高的效果。進一步地，和C反應而析出WC，有效地有助於強度提高。但是，如果添加量超過0.5質量％，則導致急劇的強度降低。由此，W的含量規定為0.5質量％以下。
又，為了細化晶粒、提高韌性，也可以含有以下的元素。
Zr0.02質量％以下Zr不僅是脫氧劑，而且是細化晶粒並提高強度、韌性的有用元素。但是，即使含量超過0.02質量％，其效果也飽和。因此，Zr的含量規定為0.02質量％以下。
Mg0.02質量％以下Mg是脫氧劑，同時，有效地有助於細化晶粒，提高強度、韌性。但是，即使含量超過0.02質量％，其效果也飽和。因此，Mg的含量規定為0.02質量％以下。
Hf0.10質量％以下Hf對細化晶粒、提高強度、韌性是有效的。但是，即使含量超過0.10質量％，其效果也飽和。因此，Hf的含量規定為0.10質量％以下。
REM0.02質量％以下REM對細化晶粒、提高強度、韌性有效。但是，即使超過0.02質量％，其效果也飽和。因此，REM的含量規定為0.02質量％以下。
另外，作為提高被切削性的元素，還可以分別在以下的範圍含有P、Pb、Ca、Te、Co、Se、Sb和Bi的1種或2種以上。
P0.10質量％以下以提高被切削性為目的，也可以添加P。但是，由於給韌性或者耐疲勞性帶來惡劣的影響，因此，其含量必須在0.10質量％以下。
Pb0.30質量％以下Pb的熔點低，當由於切削時的鋼材發熱而熔化時，則是發揮液體潤滑作用從而提高被切削性的元素。但是，如果含量超過0.30質量％，其結果與其說是飽和，不如說導致耐疲勞性降低。因此，Pb的含量規定為0.30質量％以下。
Ca0.02質量％以下Ca是具有和Pb大致相同效果的元素，為了發揮其效果，最好含有0.0005質量％以上。但是，如果超過0.02質量％，則其效果飽和。因此，Ca的含量規定為0.02質量％以下。最好為0.0005～0.010質量％的範圍。
Te0.05質量％以下Te與Pb、Ca相同，也是提高被切削性的元素。但是，如果超過0.05質量％，則其效果飽和，耐疲勞性降低。因此，其含量限定為0.05質量％以下。
Co0.10質量％以下Co也是具有和Pb、Ca、Te大致相同效果的成分，但如果超過0.10質量％，則其效果飽和。因此，其含量限定為0.10質量％以下。
Sb0.05質量％以下Sb也是具有和Co、Pb、Ca、Te大致相同效果的成分，但如果超過0.05質量％，則其效果飽和。因此，其含量限定為0.05質量％以下。
Bi0.30質量％以下Bi也是具有和Sb、Co、Pb、Ca、Te大致相同效果的成分，但如果超過0.05質量％，則其效果飽和。因此，其含量限定為0.05質量％以下。
Se不到0.02質量％Sb和Mn結合而形成MnSe。MnSe起長切片斷裂器的作用，來改善被切削性。但是，添加0.02質量％以上給耐疲勞性帶來惡劣的影響。因此，其含量規定為不到0.02質量％。
再者，上述的成分即使添加0.002質量％這一微量也能發揮其效果。
在本發明中，在將成分組成範圍調整成以上範圍的基礎上，需要使鋼組織為含有10％以上面積率的片組織的貝氏體組織。
這是因為對於鐵素體來說，如果晶粒粒徑粗大化，就得不到高韌性。另一方面原因是，對於馬氏體組織來說，冷卻速度範圍狹窄，組織和硬度的冷卻速度依存性變大。另外，通過含有用面積率表示的10％以上的片組織，在表觀上貝氏體能夠細分，韌性提高。
再者，為了使鋼組織形成含有片組織的貝氏體組織，添加Cu，在製造工序中，尤其在冷卻工序中，可以在0.001℃/s以上的冷卻速度範圍進行冷卻。
下面，說明按照本發明的製造方法。
通常，採用鑄錠法和連鑄法將調製成上述的合適成分組成的鋼水製成初軋方坯。
接著，實施初軋方坯加熱，但該加熱溫度是1000～1250℃的範圍。為了有效地利用Cu的析出強化、得到與S的複合作用，必須使Cu充分地固溶。為此，重要的是必須在1000～1250℃的溫度實施加熱。
接著，在850℃以上的溫度實施總斷面減小率30％以上的熱軋。為了降低材質各向異性，當然要減少MnS，還必須降低顯微組織的各向異性。為此，相變前的奧氏體晶粒必須是等軸的再結晶晶粒。因此，軋制終了溫度是奧氏體晶粒的再結晶區域的850℃以上，而且重要的是進行總斷面減小率30％以上的加工。
此後，以0.001～1℃/s的冷卻速度將600～300℃的溫度區冷卻。在此，使冷卻速度為0.001℃/s以上是為了提高被切削性以及形成含有片組織的貝氏體組織。另外，規定為1℃/s以下是為了使Cu細小地析出，而謀求強度提高。
再者，上述的冷卻速度是此種鋼材在熱加工時的一般冷卻速度，即大氣放冷情況的一般冷卻速度。即，在本發明中，軋制後沒有必要實施特別的控制冷卻。
另外，600～300℃的溫度區是貝氏體生成溫度區。因此，至少對於該溫度區，可以以0.001～1℃/s的冷卻速度進行冷卻。
這樣，可得到材質各向異性小、而且強度、韌性以及被切削性優良的非調質鋼。
實施例在轉爐中熔煉表2～4所示成分組成的鋼水，採用連鑄鑄成初軋方坯。再者，在比較例中，發明範圍以外的成分，在其數值下加下線表示。接著，通過粗軋軋成84mm方、90mm方、250mm方和500mm方的鋼坯，在表5所示的熱軋條件下熱軋這些鋼坯，軋成80mm、85mm、200mm、350mm的棒鋼，進行放冷。另外，其中一部分進行控制冷卻。
調查這樣得到的各棒鋼的組織、機械性能、衝擊特性和被切削性。得到的結果記於表5～8。
關於組織，是將用3％硝酸酒精腐蝕的試樣進行光學顯微鏡觀察。另外，從10個暗視場看到的部位的面積計算出片組織的面積率。
機械性能是切取JIS4號拉伸試樣，通過拉伸試驗測定的。
關於衝擊特性，是從L方向和C方向切取JIS3號衝擊試樣，在20℃下進行夏比衝擊試驗，測定夏氏衝擊功。在表中，示出L方向試樣的衝擊功，關於C方向，示出和L方向的比率。
關於被切削性，是用和圖2所示的試驗相同的試驗測定工具壽命。
作為有關被切削性的指標，按以下的4個等級評價切屑處理性。
◎細細地截斷，產生長度為10mm以下的切屑○細細地截斷，產生長度為10～15mm的切屑△部分地產生15～30mm長的切屑×連續地產生30mm以上的切屑如表5～8所示，按照本發明得到的非調質鋼都得到TS≥926MPa的高強度和uE20≥101J/cm2的高韌性。並且，被切削性也優良，材質各向異性也小。
與此相反，對於作為歷來型的非調質鋼的鋼49，強度和韌性的冷卻速度依存性大(No.59、60、61)。即，鐵素體—珠光體組織的鋼49，即使在冷卻速度快時，TS也才是894MPa，達不到900 MPa。如果冷卻速度變慢，則只能得到更低的值。另外，即使在冷卻速度快時，韌性也才是46J/cm2，在冷卻速度慢時，降低至18J/cm2左右。
這一點，即使歷來型的非調質鋼，鋼48的強度和韌性的平衡在任何冷卻速度下和鋼49比都是良好的(No.56、57、58)。但是，如果與作為歷來型的非調質鋼的鋼50(No.62、63、64)、鋼51(No.65、66、67)以及本發明鋼進行比較，鋼48的強度、韌性都低。
即，作為比較例的鋼49和鋼48，有能夠適用於冷卻速度較快的細徑棒鋼的可能性，但對冷卻速度慢的粗徑棒鋼是不適合的。
與此相反，發明鋼的機械性能或者韌性，其冷卻速度依存性極小。即，即使在為粗徑棒鋼的情形下，也能夠均等地賦予充分的強度和韌性。
產業上的應用可能性這樣，按照本發明，原則上不需要熱加工後的調質處理，並且也不需要控制按軋制尺寸而不同的冷卻速度，能夠在獲得良好的被切削性和材質各向異性的同時，得到優良的強度和韌性。
像這樣，本發明的非調質鋼比現有的非調質鋼具有優良的強度—韌性平衡。因此，能夠廣泛用於以需要高強度且高韌性的汽車用重要保險部件為首的軸類、轉動部件和滑動部件等各種機械部件。
表2
表3
表4
表5
表6
表7
表8
權利要求
1.一種材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼，其特徵在於含有C超過0.05質量％～不到0.10質量％、Si1.0質量％以下、Mn超過2.2質量％～5.0質量％、S不到0.020質量％、Cu超過1.0質量％～3.0質量％、Ni3.0質量％以下、Cr0.01～2.0質量％、 Al0.1質量％以下、Ti0.01～0.10質量％、B0.0003～0.03質量％、N0.0010～0.0200質量％、 O0.0060質量％以下，剩餘部分是Fe和不可避免的雜質，鋼組織是片組織的面積率為10％以上的貝氏體。
2.按照權利要求1所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼，其特徵在於鋼還含有從Mo1.0質量％以下、 Nb0.5質量％以下中選擇的1種或者2種。
3.按照權利要求1或2所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼，其特徵在於鋼還含有從V0.5質量％以下、W0.5質量％以下中選擇的1種或者2種。
4.按照權利要求1、2或3所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼，其特徵在於鋼還含有從Zr0.020質量％以下、 Mg0.02質量％以下Hf0.10質量％以下、 REM0.02質量％以下中選擇的1種或者2種以上。
5.按照權利要求1～4中的任何一項所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼，其特徵在於鋼還含有從P0.10質量％以下、 Pb0.30質量％以下、Co0.1質量％以下、 Ca0.02質量％以下、Te0.05質量％以下、Se不到0.02質量％、Sb0.05質量％以下、Bi0.30質量％以下中選擇的1種或者2種以上。
6.一種材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼的製造方法，其特徵在於將含有C超過0.05質量％～不到0.10質量％、Si1.0質量％以下、Mn超過2.2質量％～5.0質量％、S不到0.020質量％、Cu超過1.0質量％～3.0質量％、Ni3.0質量％以下、Cr0.01％～2.0質量％、 Al0.1質量％以下、Ti0.01～0.10質量％、B0.0003～0.03質量％、N0.0010～0.0200質量％、 O0.0060質量％以下，剩餘部分為Fe和不可避免的雜質構成的鋼加熱至1000～1250℃後，在850℃以上的溫度下進行總斷面減小率30％以上的熱加工，然後以0.001～1℃/s的冷卻速度將600～300℃的溫度區冷卻。
7.按照權利要求6所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼的製造方法，其特徵在於鋼還含有從Mo1.0質量％以下、 Nb0.5質量％以下中選擇的1種或者2種。
8.按照權利要求6或7所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼的製造方法，其特徵在於鋼還含有從V0.5質量％以下、W0.5質量％以下中選擇的1種或者2種。
9.按照權利要求6、7或8所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼的製造方法，其特徵在於鋼還含有從Zr0.020質量％以下、 Mg0.02質量％以下Hf0.10質量％以下、 REM0.02質量％以下中選擇的1種或者2種以上。
10.按照權利要求6～9中的任何一項所述的材質各向異性小且強度、韌性和被切削性優良的非調質鋼的製造方法，其特徵在於鋼還含有從P0.10質量％以下、Pb0.30質量％以下、Co0.1質量％以下、Ca0.02質量％以下、Te0.05質量％以下、 Se不到0.02質量％、Sb0.05質量％以下、 Bi0.30質量％以下中選擇的1種或者2種以上。
全文摘要
作為機械結構用合金鋼,提供在熱加工後不需要特別的控制冷卻速度或時效處理,即使是幾乎不施加加工的部位,也能夠使抗拉強度、屈服強度和韌性充分地提高,並且在材質各向異性以及被切削性方面都優良的非調質鋼。也就是說,該種鋼是含有C:超過0.05質量%～不到0.10質量%、Si:不到1.0質量%、Mn:超過2.2質量%～5.0質量%、S:不到0.020質量%、Cu:超過1.0質量%～3.0質量%、Ni:3.0質量%以下、Cr:0.01%～2.0質量%、Al:0.1質量%以下、Ti:0.01～0.10質量%、B:0.0003～0.03質量%、N:0.0010～0.0200質量%、O:0.0060質量%以下,剩餘部分為Fe和不可避免的雜質,鋼組織是片組織的面積率為10%以上的貝氏體的非調質鋼。
文檔編號C22C38/54GK1380911SQ01801386
公開日2002年11月20日 申請日期2001年3月22日 優先權日2000年3月24日
發明者長谷和邦, 大森靖浩, 星野俊幸, 天野虔一 申請人:川崎制鐵株式會社