JP2013166983A - 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】化学組成が、質量%で、C:0.25〜0.50%、Si:0.40〜1.0%、Mn:1.0〜1.6%、S:0.005〜0.035%、Al:0.005〜0.050%、V:0.10〜0.30%およびN:0.005〜0.030%を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物におけるPおよびOの含有量が、P:0.035%以下およびO:0.0030%以下であり、かつ、Fn1=C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7で表される値が0.90〜1.20である熱間鍛造用圧延棒鋼であって、
圧延棒鋼の縦断面R/2部の非金属介在物の幅をW(μm)として極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅が100μm以下であり、
圧延棒鋼の横断面R/2部の単位面積あたりに観察される円相当直径0.3〜1.0μmの硫化物の個数密度が500個/mm2以上である熱間鍛造用圧延棒鋼。
ただし、上式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
【選択図】 なし
Description
圧延棒鋼の縦断面のR1/2部(R1は圧延棒鋼の半径)の非金属介在物の幅をW(μm)として極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅が100μm以下であり、
圧延棒鋼の横断面のR1/2部の単位面積あたりに観察される円相当直径0.3〜1.0μmの硫化物の個数密度が500個/mm2以上であることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼。
Fn1=C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V−5S/7・・・(i)
ただし、上式(i)中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
素形材の縦断面の、R2/2部(R2は素形材の半径)またはT/4部(Tは素形材の厚さ)の非金属介在物の幅をW(μm)として極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅が100μm以下であり、
内部組織がフェライト・パーライト組織であり、
素形材の横断面の、R2/2部またはT/4部の平均パーライト粒径が150μm以下であり、
素形材中心部のミクロ組織に占めるパーライト面積率が75%以下であることを特徴とする熱間鍛造素形材。
Fn1=C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V−5S/7・・・(i)
ただし、上式(i)中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
C:0.25〜0.50%
Cは、鋼を強化する元素であり、0.25%以上含有させる必要がある。一方、Cの含有量が0.50%を超えると、熱間鍛造後の引張り強度は高くなるものの、破壊靱性値および被削性が低下する。したがって、Cの含有量は0.25〜0.50%とする。Cの含有量は0.29%以上とすることが好ましく、0.45%以下とすることが好ましい。
Siは、脱酸元素であるとともに、固溶強化によってフェライトを強化し、熱間鍛造後の引張り強度を高めるのに必要な元素である。これらの効果を確保するには、Siを0.40%以上含有させる必要がある。一方、Siの含有量が1.0%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造用圧延棒鋼および非調質の熱間鍛造素形材の表面の脱炭が著しくなる。したがって、Siの含有量は0.40〜1.0%とする。Siの含有量は0.45%以上とすることが好ましく、0.80%以下とすることが好ましい。
Mnは、固溶強化によってフェライトを強化し、熱間鍛造後の引張り強度を高めるのに必要な元素であり、1.0%以上を含有させる必要がある。一方、Mnの含有量が1.6%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成し、破壊靱性値の低下を招くおそれがある。したがって、Mnの含有量は1.0〜1.6%とする。Mnの含有量は1.1%以上とすることが好ましく、1.4%以下とすることが好ましい。
Sは、本発明において重要な元素である。SはMnと結合して硫化物を形成する。特に、圧延棒鋼に円相当直径が0.3〜1.0μmの硫化物が多数存在すると、熱間鍛造においてオーステナイト粒の成長を抑制する効果がある。そのため、微細な硫化物の個数密度を増加すれば、熱間鍛造素形材の組織を微細化し、破壊靱性値を向上させることができる。さらには、硫化物によって被削性が改善する。これらの効果を得るには、Sを0.005%以上含有させる必要がある。一方、Sの含有量が0.035%を超えると、幅が大きな硫化物が存在するようになり、横目疲労強度の低下を招く。したがって、Sの含有量は0.005〜0.035%とする。Sの含有量は0.010%以上であることが好ましく、0.030%未満であることが好ましく、0.025%以下であることがより好ましい。
Alは、脱酸作用を有するだけでなく、Nと結合して微細なAlNを形成し、ピンニング効果によって熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長を抑制するため、熱間鍛造素形材の組織を微細化し、破壊靱性値を改善する効果がある。このため、Alは0.005%以上含有させる必要がある。一方、Alの含有量が0.050%を超えると、その効果は飽和する。したがって、Alの含有量は0.005〜0.050%とする。Alの含有量は0.010%以上とすることが好ましく、0.040%以下とすることが好ましい。
Vは、CおよびNと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、非調質の熱間鍛造素形材の横目疲労強度を効果的に高める作用を有する。このため、Vは0.10%以上含有させる必要がある。一方、Vの含有量が0.30%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、製造コストの上昇および破壊靱性値の低下を招く。したがって、Vの含有量は0.10〜0.30%とする。Vの含有量は0.14%以上とすることが好ましく、0.29%以下とすることが好ましい。
Nは、Vと結合して微細な窒化物または炭窒化物を形成し、非調質の熱間鍛造素形材の横目疲労強度を高める作用を有する。また、Alと結合して微細なAlNを形成し、ピンニング効果によって熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長を抑制するため、熱間鍛造素形材の組織を微細化し、破壊靱性値を改善する効果がある。このため、Nは0.005%以上含有させる必要がある。しかしながら、Nの含有量が0.030%を超えると、鋼中にピンホールが形成される場合がある。したがって、Nの含有量は0.005〜0.030%とする。Nの含有量は0.008%以上とすることが好ましく、0.020%以下とすることが好ましい。
Pは、鋼中に不純物として含まれる元素であり、特にその含有量が0.035%を超えると偏析が著しくなり、横目疲労強度の低下を招くおそれがある。したがって、Pの含有量は0.035%以下とする。Pの含有量は0.030%以下とすることが好ましい。また、不純物として含まれるPの含有量は、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲でできる限り少なくすることが望ましい。
Oは、Al、Siなどの脱酸元素と結合して、酸化物を形成する。粗大な酸化物は疲労破壊の起点となり、非調質の熱間鍛造素形材の横目疲労強度を低下させる。特に、幅の大きな酸化物が存在すると、横目疲労強度を低下させる原因になる。Oの含有量が0.0030%を超えると、非金属介在物の予測最大幅を100μm以下にすることは困難となり、その結果、横目疲労強度が低下する。したがって、Oの含有量は0.0030%以下とする。Oの含有量は0.0015%以下とすることが好ましい。また、不純物として含まれるOの含有量は、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲でできる限り少なくすることが望ましい。
Tiは、Nと結合してTiNを形成し、オーステナイト粒の成長を抑制する効果がある。そのため、熱間鍛造素形材の組織を微細化し、破壊靱性値を向上させることができる。そのため、必要に応じてTiを含有させても良い。しかしながら、Tiの含有量が0.030%を超えると、Ti炭化物による析出強化が顕著となり、破壊靭性値の低下を招くおそれがある。したがって、Tiを含有させる場合、0.030%以下とする。Tiの含有量は0.020%以下とすることがより好ましい。上記の効果を安定して得るには、Tiを0.002%以上含有させることが好ましい。Tiの含有量は0.004%以上とすることがより好ましい。
Cuは、固溶強化によって鋼を強化する元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかしながら、Cuの含有量が0.30%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、破壊靱性値および被削性の低下を招くおそれがある。したがって、Cuを含有させる場合、0.30%以下とする。Cuの含有量は0.20%以下とすることがより好ましい。上記の効果を安定して得るには、Cuを0.03%以上含有させることが好ましい。Cuの含有量は0.05%以上とすることがより好ましい。
Niは、固溶強化によって鋼を強化する元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかしながら、Niの含有量が0.20%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、破壊靱性値および被削性の低下を招くおそれがある。したがって、Niを含有させる場合、0.20%以下とする。Niの含有量は0.10%以下とすることがより好ましい。上記の効果を安定して得るには、Niを0.03%以上含有させることが好ましい。Niの含有量は0.05%以上とすることがより好ましい。
Crは、固溶強化によって鋼を強化する元素であるので、引張り強度を高めたい場合、含有させても良い。しかしながら、Crの含有量が0.50%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、破壊靱性値および被削性の低下を招くおそれがある。したがって、Crを含有させる場合、0.50%以下とする。Crの含有量は0.30%以下とすることが好ましい。上記の効果を安定して得るには、Crを0.03%以上含有させることが好ましい。Crの含有量は0.05%以上とすることがより好ましい。
Moは、固溶強化によって鋼を強化する元素であるので、引張り強度を高めたい場合、含有させても良い。しかしながら、Moの含有量が0.10%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、破壊靱性値および被削性の低下を招くおそれがある。したがって、Moを含有させる場合、0.10%以下とする。Moの含有量は0.08%以下とすることが好ましい。上記の効果を安定して得るには、Moを0.02%以上含有させることが好ましい。Moの含有量は0.04%以上とすることがより好ましい。
Fn1は、下式(i)で表わされ、引張り強度に与える影響の指標となるパラメーターである。熱間鍛造用圧延棒鋼を用いて熱間鍛造して得られる熱間鍛造素形材において、フェライト・パーライト組織の中のフェライトの比率が多くなった場合においても、900MPa以上の高い引張り強さを確保するためには、Fn1の値が規定する範囲になるよう各元素の含有量を調整する必要がある。Fn1の値が0.90未満であると、非調質の熱間鍛造素形材の引張り強度が低くなり、所望の横目疲労強度を得ることができない。よって、Fn1の値は0.90以上にする必要がある。Fn1の値は0.95以上とすることが好ましい。一方、Fn1の値が1.20を超えると熱間鍛造後に熱間鍛造素形材にベイナイトが生成する可能性がある。ベイナイトが生成すると、熱間鍛造素形材の破壊靭性値および被削性が低下する。したがって、Fn1の値は1.20以下とする。Fn1の値は1.16以下とすることが好ましい。
Fn1=C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V−5S/7・・・(i)
ただし、上式(i)中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
本発明に係る熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材においては、それぞれ、縦断面R1/2部(R1は圧延棒鋼の半径)、および縦断面のR2/2部(R2は素形材の半径)またはT/4部(Tは素形材の厚さ)における非金属介在物の幅をW(μm)として極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅を100μm以下とする。
Yj=−ln(−ln(j/51))
熱間鍛造用圧延棒鋼に、円相当直径で0.3〜1.0μmの微細な硫化物が所定の個数密度で存在すると、結晶粒界のピンニング効果によって熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長を抑制する効果がある。円相当直径で0.3μm未満の硫化物については、熱間鍛造時の加熱によって固溶してしまうため、ピンニング効果が十分に得られない可能性がある。一方、円相当直径で1.0μm以上の硫化物は、顕著な結晶粒界のピンニング効果が期待できない。また、円相当直径で0.3〜1.0μmの硫化物の個数密度が500個/mm2未満であると、結晶粒界のピンニング効果が不十分となり、熱間鍛造後の組織が粗大となり、熱間鍛造素形材の破壊靭性値が低下するおそれがある。したがって、本発明に係る熱間鍛造用圧延棒鋼においては、横断面のR1/2部の単位面積あたりに観察される円相当直径0.3〜1.0μmの硫化物の個数密度を500個/mm2以上とする。硫化物の個数密度は800個/mm2以上であることが好ましい。
S=710R−0.39
ここで、Sは鋳片またはインゴットの中心と表面の中間位置の2次のデンドライトアームの間隔(μm)、Rは凝固開始から凝固完了までの平均冷却速度(℃/分)である。
熱間鍛造素形材において、優れた横目疲労強度、破壊靱性値および被削性を確保するためには、熱間鍛造素形材の内部組織をフェライト・パーライト組織とする必要がある。ミクロ組織にベイナイトまたはマルテンサイトが認められると、破壊靱性値および被削性が著しく低下してしまう。
熱間鍛造用圧延棒鋼において、圧延棒鋼のR1/2部を含む幅5mm×長さ15mmの縦断面を有する試料を10個切り出し、縦断面が被検面となるように樹脂埋め、鏡面研磨を行い、以下の方法で極値統計処理を行って、非金属介在物の予測最大幅を推定した。
Yj=−ln(−ln(j/51))
最小二乗法によって求めた直線から、累積分布関数が99.99%となる時(すなわち基準化変数Yj=9.21の時)のWjの値を読み取り、これを「極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅」とした。
熱間鍛造用圧延棒鋼において、圧延棒鋼のR1/2部から10mm×10mmの横断面を有する試料を切出し、横断面が被検面となるように樹脂埋め、鏡面研磨した試料を用い、以下の方法で円相当直径が0.3〜1.0μmの硫化物の個数密度を調査した。
上記の厚さ約35mm、幅約60mmの熱間鍛造素形材において、幅約60mmの1/2の位置から素形材のT/4部を含む厚さ5mm×長さ15mmの縦断面を有する試料を10個切り出し、縦断面が被検面となるように樹脂埋め、鏡面研磨を行い、以下の方法で極値統計処理を行って、非金属介在物の予測最大幅を推定した。
Yj=−ln(−ln(j/51))
最小二乗法によって求めた直線から、累積分布関数が99.99%となる時(すなわち基準化変数Yj=9.21の時)のWjの値を読み取り、これを「極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅」とした。
上記の厚さ約35mm、幅約60mmの熱間鍛造素形材において、幅約60mmの1/2の位置から素形材のT/4部を含む10mm×10mmの横断面を有する試料を切り出した。そして、上記の横断面が被検面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨した後、3%硝酸アルコール(ナイタル腐食液)で腐食してミクロ組織を現出させた。その後、光学顕微鏡の倍率を200倍として5視野についてミクロ組織画像を撮影し、T/4部における「相」を同定した。さらに、このミクロ組織画像を用いて、フェライトに囲まれたパーライトコロニー群をパーライト粒として、その面積に相当する円の直径、すなわち円相当直径をもってパーライト粒径として、5視野のパーライト粒径を算術平均することで平均パーライト粒径を算出した。
上記の厚さ約35mm、幅約60mmの熱間鍛造素形材のT/4部から、試験片の長手方向が素形材の幅方向、すなわち素形材の中心軸に対して垂直方向とし、また試験片の平行部の中心が素形材の幅約60mmの1/2の位置になるように、JIS Z 2241(2011)に規定される14A号試験片(ただし、平行部の直径:5mm)を採取した。そして、標点距離を25mmとして室温で引張り試験を行い、引張り強度を求めた。なお、素形材の引張り強度は900MPa以上であることを目標とした。
上記の厚さ約35mm、幅約60mmの熱間鍛造素形材の幅方向の両端をフライス加工してスケールを除去するとともに平面に仕上げた。そして、上記のフライス加工した素形材の両端とJIS G 4051(2009)に規定された市販のS10Cを電子ビーム溶接によって溶接し、厚さ約35mm、幅130mmの板材を作製した。その後、上記板材のT/4部から、試験片の長手方向が板材の幅方向、すなわち素形材の中心軸に対して垂直方向とし、また試験片の平行部の中心が板材の幅130mmの1/2の位置になるように、JIS Z 2274(1978)に規定される1号試験片(ただし、平行部の直径:8mm、平行部の長さ:17mm、つかみ部の直径:15mm、平行部とつかみ部の間のR:24mm、全長:106mm)の小野式回転曲げ試験片を作製した。
上記の厚さ35mm、幅約60mmの熱間鍛造素形材のT/4部から、試験片の長手方向が素形材の中心軸方向とし、また試験片の幅の中心が素形材の幅約60mmの1/2の位置になるように、ASTM E 399−06に規定されるSE(B)試験片(長さ115mm、幅25mm、厚さ12.5mm)を採取した。試験片の長手方向の中央位置に、幅方向に、長さ10.5mm(試験片厚さ方向には長さ一定)の切欠きを設け、その先端にはさらに長さ2.0mmの予き裂を疲労負荷により導入した。試験片の形状を図2に示す。
上記の厚さ約35mm、幅約60mmの熱間鍛造素形材の全面をフライス加工してスケールを除去するとともに平面に仕上げた。そして、素形材の中心部に予め10mm深さの直径9.6mmの下穴をあけてから、直径9.5mmのTiAlNコーティングしたオイルホール付きの超硬ドリルを用いて、1穴あたり90mmの深さまで穿孔した。この時のドリルの回転速度は2011rpm(切削速度:約60m/分)、一回転あたりの送り量は0.10mm/revとし、油圧を2MPaとして水溶性切削潤滑油を供給した。被削性は、切削動力計を用いて穿孔したときのドリルの中心軸方向にかかるスラスト抵抗を測定して評価した。穿孔初期では切削抵抗のばらつきが大きいため、10穴目を穿孔した時に測定したスラスト抵抗の平均値で評価した。被削性は、スラスト抵抗の平均値が1800N以下であることを目標とした。なお、被削性評価の指標としてスラスト抵抗の平均値が1800N以下であるものを「○」、1800Nを超えるものを「×」とした。
2a−2e:枝部
11:貫通孔
12a−12e:微小孔
Claims (8)
- 化学組成が、質量%で、C:0.25〜0.50%、Si:0.40〜1.0%、Mn:1.0〜1.6%、S:0.005〜0.035%、Al:0.005〜0.050%、V:0.10〜0.30%およびN:0.005〜0.030%を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物におけるPおよびOの含有量が、P:0.035%以下およびO:0.0030%以下であり、かつ、下式(i)で表されるFn1が0.90〜1.20である熱間鍛造用圧延棒鋼であって、
圧延棒鋼の縦断面のR1/2部(R1は圧延棒鋼の半径)の非金属介在物の幅をW(μm)として極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅が100μm以下であり、
圧延棒鋼の横断面のR1/2部の単位面積あたりに観察される円相当直径0.3〜1.0μmの硫化物の個数密度が500個/mm2以上であることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼。
Fn1=C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V−5S/7・・・(i)
ただし、上式(i)中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。 - 化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、さらにTi:0.030%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼。
- 化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、さらにCu:0.30%以下、Ni:0.20%以下、Cr:0.50%以下およびMo:0.10%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼。
- 化学組成が、質量%で、C:0.25〜0.50%、Si:0.40〜1.0%、Mn:1.0〜1.6%、S:0.005〜0.035%、Al:0.005〜0.050%、V:0.10〜0.30%およびN:0.005〜0.030%を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物におけるPおよびOの含有量が、P:0.035%以下およびO:0.0030%以下であり、かつ、下式(i)で表されるFn1が0.90〜1.20である熱間鍛造素形材であって、
素形材の縦断面の、R2/2部(R2は素形材の半径)またはT/4部(Tは素形材の厚さ)の非金属介在物の幅をW(μm)として極値統計処理によって得られる累積分布関数が99.99%の時の非金属介在物の予測最大幅が100μm以下であり、
内部組織がフェライト・パーライト組織であり、
素形材の横断面のR2/2部またはT/4部の平均パーライト粒径が150μm以下であり、
素形材中心部のミクロ組織に占めるパーライト面積率が75%以下であることを特徴とする熱間鍛造素形材。
Fn1=C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V−5S/7・・・(i)
ただし、上式(i)中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。 - 化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、さらにTi:0.030%以下を含有することを特徴とする請求項4に記載の熱間鍛造素形材。
- 化学組成が、Feの一部に代えて、質量%で、さらにCu:0.30%以下、Ni:0.20%以下、Cr:0.50%以下およびMo:0.10%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項4または請求項5に記載の熱間鍛造素形材。
- 請求項4から請求項6までのいずれかに記載の熱間鍛造素形材を素材として用いることを特徴とするコモンレール。
- 請求項4から請求項6までのいずれかに記載の熱間鍛造素形材を切削加工して交差孔を形成することを特徴とするコモンレールの製造方法。
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