专利名称：热轧棒钢或线材的利记博彩app
技术领域：
本发明涉及一种热轧棒钢或线材，具体而言，涉及一种适合作为利用热锻造粗成形的齿轮、滑轮(pulley)、轴等零部件的原材料的、防止渗碳或者碳氮共渗时的晶粒粗大化的特性优良的热轧棒钢或线材。
背景技术：
汽车及工业机械的齿轮、滑轮、轴等零部件大多情况是利用热锻或者冷锻粗成形之后，实施切削加工，之后，利用渗碳淬火或者碳氮共渗淬火进行表面固化来制造的。但是，若因用于渗碳或者碳氮共渗的加热而使淬火前的奥氏体晶粒粗大化，则容易发生作为零部件的疲劳强度下降、淬火时的变形变大等问题。通常认为，与冷锻零部件相比，热锻零部件在渗碳或者碳氮共渗时其奥氏体晶粒不易粗大化。但是，近年来，鉴于热锻造技术的进步，在各种温度区中进行热锻的情况增多，渗碳或者碳氮共渗时奥氏体晶粒会粗大化的热锻零部件增加。因此，需要一种即使在各种温度区中进行热锻也能够在渗碳或者碳氮共渗的工序中进行加热时稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化的热轧棒钢或线材，例如在专利文献1 专利文献3中提出了一种涉及钢或/及钢的制造方法的技术。具体而言，在专利文献1中公开了一种“晶粒稳定化渗碳用钢”，其特征在于，将限定了 sol. Al量、N量及“sol. A1/N”的比率的钢加热到1200°C以上之后，进行热加工。在专利文献2中公开了一种限定了 A1/N的比率、“A1+2N”的量，并且规定了轧制材料中AlN析出量及铁素体晶粒度编号的“冷加工性优良且防止了渗碳加热时的晶粒粗大化的钢的制造方法”。另外，在该专利文献2中提出的技术如发明名称及发明目的所述的那样，将保持轧制的状态地进行冷加工而粗成形、之后进行渗碳处理作为前提。在专利文献3中公开了对AlN的析出量、贝氏体的组织分数、铁素体带等进行了规定的“粗大晶粒防止特性优良的渗碳钢与其制造方法”。而且，在该专利文献3中提出的技术也如其段落W002]所述的那样，将利用冷锻粗成形、之后进行渗碳淬火作为前提。专利文献1 日本特开昭56-75551号公报专利文献2 日本特开昭61161427号公报专利文献3 日本特开平11-106866号公报在上述的专利文献1 专利文献3中所公开的技术中，称不上在各种温度区中进行了热锻的情况下，必定能够在渗碳或者碳氮共渗的工序中进行加热时稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化。即，在专利文献1中提出的技术是在将钢加热到1200°c以上之后进行热加工的技术，但在进行批量生产的热锻中，存在较多加热温度不是1200°C以上的零部件。因此，并不是即使在各种温度区中进行了热锻的情况下也能够稳定地防止渗碳时的奥氏体晶粒粗大化这样的技术。在专利文献2中提出的技术中，对于原材料的加热温度没有考虑到中心部。并且，虽然对组织、对铁素体晶粒度编号有所规定，但是没有考虑到铁素体组织的分布状态。因此，并不是在各种温度区中进行了热锻的情况下必定能够稳定地防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化这样的技术。在专利文献3中提出的技术对于原材料的加热温度也没有考虑到中心部。并且，虽然对组织、对贝氏体的组织分数、铁素体带有所规定，但是没有考虑到铁素体的分布状态。因此，并不是在各种温度区中进行了热锻的情况下必定能够稳定地防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化这样的技术。
发明内容
本发明即是鉴于上述现状而完成的，其目的在于提供一种热轧棒钢或线材，该热轧棒钢或线材即使在加热到各种温度区、特别是加热到900°C 1200°C之后进行热锻，也能够在渗碳或者碳氮共渗的工序中进行加热时、特别是在以980°C以下的温度加热了 3个小时以内时稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化，从而适合作为利用热锻进行粗成形的零部件的原材料。在本发明中，使各视场的大小为1. OmmX 1. Omm,随机地对各10个视场进行观察，在有2个以上晶粒度编号为5号以下的奥氏体晶粒时，视为奥氏体晶粒发生了粗大化。迄今为止，像专利文献2及专利文献3所记载的那样，已知通过在热轧材料的阶段减少AlN的析出量，能够在利用冷加工(冷锻)进行了粗成形的情况下防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化。但是，在各种温度区中进行了热锻的情况下，即使在热轧材料的阶段减少AlN的析出量，也未必能够稳定地防止在980°C以下的温度下进行渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化。为此，本发明人对AlN的析出量、分散状态及显微组织对于在各种温度区中进行了热锻的情况下、即使在渗碳或者碳氮共渗的工序中加热到980°C以下的温度也能够稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化的热轧棒钢或线材所造成的影响反复地进行了调查 研究。其结果，获得了下述(a) (e)的见解。在以下说明中，“渗碳或者碳氮共渗”有时简称为“渗碳”。并且，只要没有预先特别说明，“渗碳加热”就是指“在980°C以下的温度下进行的用于渗碳的加热”。(a)即使在利用热锻进行粗成形的情况下，在热轧材料的阶段中AlN的析出量较少的话，在渗碳加热时奥氏体晶粒不易粗大化。(b)在作为批量生产工序通常的以大截面连续铸造后的铸坯中生成粗大的A1N，若其残留在热轧材料中，即使AlN的析出量较少，在渗碳加热时奥氏体晶粒也容易粗大化。(c)在加热铸坯及初轧铸坯而得到的钢坯的过程中，由于从表面侧开始升温，因此使中心部的温度达到与表面的温度相同的温度需要较长时间。因此，在通常的加热的情况下，在热轧材料的中心部，与表层部相比，AlN的析出量及粗大的AlN晶粒增多，未必能够稳定地防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化。 (d) AlN析出量的定量通常通过分析从表层部电解萃取的残渣来进行。因此，利用通常的萃取残渣分析求得到的AlN析出量并不是中心部附近的防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化的指标。为了实现在中心部附近防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化，需要使在中心部附近的AlN的析出量也为规定量以下。
(e)在热轧材料阶段的钢材截面内的显微组织的不均勻性即使在进行了热锻之后也关系到渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化状况，若降低热轧材料的铁素体分数的偏差，则在渗碳加热时奥氏体晶粒不易粗大化。本发明即是基于上述见解而完成的，其主要内容在于下述(1) (3)所示的热轧棒钢或线材。(1) 一种热轧棒钢或线材，其特征在于，按质量％计含有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%，余量由佝及杂质组成，杂质中的P、Ti及0(氧)分别具有P 0. 025%以下、Ti 0. 003%以下及0 :0. 002%以下的化学组成；组织由铁素体·珠光体组织、铁素体·珠光体·贝氏体组织或铁素体·贝氏体组织构成；使每1个视场的面积为62500 μ m2地随机对横截面进行15个视场观察测量时的、铁素体分数的标准偏差为0.10以下；在横截面中观察从表面到半径的1/5的区域及从中心部到半径的1/5的区域时，在各区域内以AlN形态析出的Al量为0. 005%以下，并且，直径为IOOnm以上的AlN的个数密度为5个/100 μ m2以下。(2)根据上述(1)所述的热轧棒钢或线材，其特征在于，按质量％计含有从Ni 1.5%以下及Mo :0. 8%以下中选择的1种以上元素来代替狗的一部分。(3)根据上述⑴或者(2)所述的热轧棒钢或线材，其特征在于，按质量％计含有从Nb 0. 08%以下及V :0. 2%以下中选择的1种以上元素来代替!^e的一部分。作为余量的“狗及杂质”中的“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料或者环境等中混入的物质。AlN的“直径”是指利用通常的方法制作萃取复型试样(extraction replicasample)，使用透射式电子显微镜观察到的AlN的长径和短径的算数平均。“铁素体·珠光体组织”是指铁素体和珠光体的混合组织，“铁素体·珠光体·贝氏体组织”是指铁素体、珠光体及贝氏体的混合组织，“铁素体·贝氏体组织”是指铁素体和贝氏体的混合组织。在形成上述的各混合组织的“铁素体”中不包括珠光体中的铁素体。本发明的热轧棒钢或线材即使在加热到各种温度区、特别是加热到900°C 1200°C之后进行热锻，也能够在渗碳或者碳氮共渗的工序中进行加热时、特别是以980°C以下的温度加热了 3个小时以内时稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化，因此，能够适当地用作利用热锻进行粗成形的齿轮、滑轮、轴等零部件的原材料。
具体实施例方式以下对本发明的各技术特征进行详细地说明。各元素含量的“ ％，，表示“质量％ ”的思思ο(A)化学组成C 0. 0. 3%C是为了确保渗碳淬火或者碳氮共渗淬火时零部件的芯部强度所必需的元素，其
5含量小于0. 时上述的效果不充分。另一方面，若C的含量大于0.3%，则热锻后的切削性显著下降。因此，使C的含量为0. 0.3%。优选C的含量为0. 18%以上，0.25%以下。Si 0. 05% 1. 5%Si提高淬透性及回火软化阻力的效果较大，因此，其是对提高疲劳强度有效的元素。但是，Si的含量小于0.05%时上述的效果不充分。另一方面，若Si的含量大于1.5%，不仅提高疲劳强度的效果会饱和，而且热锻后的切削性也会显著下降。因此，使Si的含量为0. 05% 1. 5%。在Si的含量为0. 4%以上时，疲劳强度的提高效果变得显著，因此，优选Si的含量为0.4%以上。优选Si的含量为0.8%以下。Mn 0. 4% 2. 0%Mn提高淬透性及回火软化阻力的效果较大，因此，其是对提高疲劳强度有效的元素。但是，其含量小于0.4%时上述的效果不充分。另一方面，若Mn的含量大于2.0%，不仅提高疲劳强度的效果会饱和，而且热锻后的切削性也会显著下降。因此，使Mn的含量为0.4% 2.0%。优选Mn的含量为0.8%以上，1.2%以下。S 0. 003% 0. 05%S与Mn结合而形成MnS，提高切削性。但是，其含量小于0. 003%时难以获得上述的效果。另一方面，若S的含量增多，则容易生成粗大的MnS，从而存在使疲劳强度下降的倾向，特别是在其含量大于0. 05%时，疲劳强度会显著下降。因此，使S的含量为0. 003% 0.05%。另外，优选S的含量为0.01%以上，0.03%以下。Cr 0. 5% 3. 0%Cr提高淬透性及回火软化阻力的效果较大，因此，其是对提高疲劳强度有效的元素。但是，其含量小于0.5%时上述的效果不充分。另一方面，若Cr的含量大于3.0%，不仅提高疲劳强度的效果会饱和，而且热锻后的切削性也会显著下降。因此，使Cr的含量为0.5% 3.0%。在Cr的含量为1.3%以上时，疲劳强度的提高效果变得显著，因此，优选Cr的含量为1.3%以上。另外，优选Cr的含量为2.0%以下。Al 0. 02% 0. 05%Al具有脱氧作用，并且易于与N结合而形成A1N，其是对防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化有效的元素。但是，Al的含量小于0. 02%时，即使满足其他的技术特征，也无法获得后述的“以980°C以下的温度加热了 3个小时的情况下不产生粗晶粒”这样的、在本发明中作为目标的防止奥氏体晶粒粗大化的效果。在Al含量大于0. 05%的情况下，也与Al的含量小于0. 02%的情况相同，即使满足其他的技术特征，也无法获得上述的在本发明中作为目标的防止奥氏体晶粒粗大化的效果。因此，使Al的含量为0.02% 0.05%。优选Al的含量为0. 03%以上，0. 04%以下。N 0. 010% 0. 025%N是易于与Al、Nb、V、Ti结合而形成AlN、NbN、VN、TiN的元素。在本发明中，上述的氮化物中的AlN、NbN、VN具有防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化的效果。但是，N的含量小于0. 010%时，即使满足其他的技术特征，也无法获得在本发明中作为目标的防止奥氏体晶粒粗大化的效果。另一方面，若N的含量大于0. 025%，特别是在炼钢工序中，则难以稳定地进行批量生产。因此，使N的含量为0.010% 0.025%。优选N的含量为0.013%以上，0. 020%以下。本发明的热轧棒钢或线材的化学组成的一实施方式方式为，除上述元素以外，余量由狗和杂质组成，杂质中的P、Ti及0(氧)分别为P 0. 025%以下、Ti 0. 003%以下以及0 :0. 002%以下。以下对杂质中的P、Ti及0进行说明。P 0. 025% 以下P是容易通过晶界偏析而使晶界脆化的元素，若其大于0.025%，则降低疲劳强度。因此，使杂质中的P的含量为0. 025%以下。优选使杂质中的P的含量为0. 015%以下。Ti 0. 003% 以下Ti容易与N结合而形成硬质且粗大的TiN，会降低疲劳强度。特别是在Ti的含量大于0.003%时，疲劳强度会显著下降。因此，使杂质中的Ti含量为0.003%以下。优选使作为杂质元素的Ti的含量为0. 002%以下。0(氧)0· 002% 以下0容易与Al结合而形成硬质的氧化物类夹杂物，会降低疲劳强度。特别是在0的含量大于0.002%时，疲劳强度会显著下降。因此，使杂质中的0含量为0.002%以下。优选使作为杂质元素的0的含量为0. 001%以下。本发明的热轧棒钢或线材的化学组成的另一实施方式为，含有Ni、Mo、Nb及V中的1种以上元素来代替狗的一部分。以下对作为任意元素的上述Ni、Mo、Nb及V的作用效果和限定含量的理由进行说明。Ni及Mo均具有提高淬透性的作用。因此，在欲获得更大的淬透性的情况下，也可以含有这些元素。以下对上述的Ni及Mo进行说明。Ni :1. 5% 以下Ni具有提高淬透性的效果，是对进一步提高疲劳强度有效的元素，因此，也可以根据需要而含有Ni。但是，若Ni的含量大于1.5%，不仅通过提高淬透性而提高疲劳强度的效果会饱和，而且热锻后的切削性也会显著下降。因此，使在含有Ni的情况下的Ni的量为1.5%以下。另外，优选在含有Ni的情况下的Ni的量为0.8%以下。另一方面，为了可靠地获得上述的Ni通过提高淬透性而提高疲劳强度的效果，优选在含有Ni的情况下的Ni的量为0. 以上。Mo 0. 8% 以下Mo具有提高淬透性的效果，并且还具有提高回火软化阻力的效果，是对进一步提高疲劳强度有效的元素，因此，也可以根据需要而含有Mo。但是，若Mo的含量大于0. 8 %，不仅提高疲劳强度的效果会饱和，而且热锻后的切削性也会显著下降。因此，使在含有Mo的情况下的Mo的量为0. 8%以下。另外，优选在含有Mo的情况下的Mo的量为0. 4%以下。另一方面，为了可靠地获得上述的Mo通过提高淬火性和回火软化阻力而提高疲劳强度的效果，优选在含有Mo的情况下的Mo的量为0. 05%以上。对于上述的Ni及Mo而言，可以仅含有其中任意一种，或者也可以以两种混合的方式含有。这些元素的合计含量即使为2. 3%以下也可，但优选使其合计含量为1.2%以下。Nb及V均具有补充上述的由AlN防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化的作用，因此，也可以含有这些元素。以下对上述的Nb及V进行说明。Nb 0. 08% 以下Nb易于与C、N结合而形成NbC、NbN、Nb(C、N)，是对补充上述的由AlN防止渗碳加热时的奥氏体晶粒的粗大化有效的元素。但是，若Nb的含量大于0.08%，则防止奥氏体晶粒粗大化的效果反而下降。因此，合金成本增加，会损害经济性。因而，使在含有他的情况下的Nb的量为0.08%以下。另外，优选在含有迆的情况下的Nb的量为0.04%以下。另一方面，为了可靠地获得上述的Nb的防止奥氏体晶粒粗大化的效果，优选在含有Nb的情况下的Nb的量为0. 01 %以上。V 0. 2% 以下V易于与C、N结合而形成VN、VC，其中，VN对补充上述的由AlN防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化有效。但是，若V的含量大于0.2%，则防止奥氏体晶粒粗大化的效果反而下降。因此，合金成本增加，会损害经济性。因而，使在含有V的情况下的V的量为0.2%以下。另外，优选在含有V的情况下的V的量为0. 以下。另一方面，为了可靠地获得上述的V的防止奥氏体晶粒粗大化的效果，优选在含有V的情况下的V的量为0. 02%以上。对于上述的Nb及V而言，可以仅含有其中任意一种，或者也可以以两种混合的方式含有。这些元素的合计含量即使为0.以下也可，但优选其合计含量为0. 14%以下。(B)趣脑面醉· 1/5白働彻人Φ心1/5白働t时，在各区域内以AlN形态析出的Al的量及肓径为IOOnm以上的AlN的个数密度由于铸坯及钢坯是大截面，因此直到中心部达到规定的温度需要较长时间。因此，一般而言，在加热铸坯及钢坯时，与表层部相比，中心部的温度较低，其保持在规定的温度的时间较短。因此，在作为热加工后的状态的热轧棒钢或线材的阶段中，AlN的析出量及分散状态在表层部和中心部不同，而在奥氏体晶粒的粗大化中也产生差异。但是，观察在热轧棒钢或线材的横截面中从表面到半径的1/5的区域及从中心部到半径的1/5的区域时，若在各区域内以AlN形态析出的Al的量为0. 005%以下且直径为IOOnm以上的AlN的个数密度为5个/100 μ m2以下，则即使在加热到900°C 1200°C之间的各种温度之后进行热锻，也能够在从表层到中心部的全部区域内抑制渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化。因此，在本发明中，规定如下在横截面中观察从表面到半径1/5的区域及从中心部到半径1/5的区域时，在各区域内以AlN形态析出的Al的量为0. 005%以下且直径IOOnm为以上的AlN的个数密度为5个/100 μ m2以下。以AlN形态析出的Al的量例如能够通过如下的方式求出选取合适的试验片，用树脂掩蔽该试验片的横截面使得该试验片的横截面不会被电解研磨，之后，利用作为通常条件的10%的AA系电解液，以电流密度为250A/m2 350A/m2的方式进行萃取(电解)，用筛网尺寸为0. 2 μ m的过滤器过滤萃取后得到的溶液，对过滤物进行通常的化学分析。在过滤时，通过使用筛网为0. 2 μ m的过滤器，能够采集大半部分的nm尺寸的析出物。上述的10%的AA系电解液是指10体积％的乙酰丙酮-1质量％的四甲基氯化铵-甲醇溶液。对于上述两个区域内的IOOnm以上的AlN例如能够通过如下的方式以每IOOym2面积的个数密度而求出利用通常方法自各区域制作萃取复型试样，并通过使用透射式电子显微镜，以倍率为20000倍且使每1个视场的面积为10 μ m2地随机进行各10个视场观察。优选在上述两个区域内，以AlN形态析出的Al量均为0. 003 %以下，直径IOOnm以上的AlN的个数密度均为3个/100 μ m2以下。(C)组织通常认为，作为热加工后的状态的热轧棒钢或线材的阶段中的显微组织的不均勻性在为了粗成形为齿轮等所需零部件形状而进行了热锻之后，也作为趋势被继承下来，其对防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化的特性产生影响。因此，需要使显微组织适当化。组织由铁素体·珠光体组织、铁素体·珠光体·贝氏体组织或铁素体·贝氏体组织构成，在使1个视场的面积为62500 μ m2地随机对横截面进行15个视场观察测量时的、铁素体分数的标准偏差为0. 10以下的情况下，能够防止渗碳加热时的奥氏体晶粒的粗大化。在组织中含有马氏体的情况下，由于马氏体为硬质且韧性较低，因此在矫正、搬运热轧棒钢或线材时容易产生裂纹。由于铁素体组织不含有渗碳体，与含有渗碳体的珠光体组织及贝氏体组织相比，其分布状态在热锻之后也容易产生影响。因此，若组织是上述的含有铁素体组织的各种混合组织，且上述铁素体分数的标准偏差为0. 10以下，则在热轧棒钢或线材阶段的截面内的显微组织的偏差较少，从而能够防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化。上述的组织中的“相”例如能够通过如下的方式鉴定切下热轧棒钢或线材的与其长度方向垂直且包含中心部在内的截面，之后，进行镜面研磨，并利用硝酸酒精溶液进行腐蚀，由此获得试验片，以倍率为400倍且使视场大小为250 μ mX 250 μ m地随机对该试验片进行15个视场观察。并且，利用通常方法对上述的各视场进行图像解析而求得铁素体分数(面积分数)，据此，能够算出铁素体分数的标准偏差。优选上述铁素体分数的标准偏差为0. 07以下。钢的化学组成、铸坯及钢坯的制造条件、铸坯及钢坯中的成分元素的偏析、对热轧棒钢或线材的热加工条件及热加工后的冷却速度等会对上述的以AlN形态析出的Al的量、AlN的个数密度(分散状态)及显微组织产生影响。因此，作为获得上述的以AlN形态析出的Al的量、AlN分散状态及显微组织的方法的一例，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的钢的情况。不言而喻，本发明的热轧棒钢或线材的制造方法并不限定于此。 对凝固中途的铸坯实施压下； 对铸坯实施加热温度为1250°C 1300°C且加热时间为5个小时以上的加热之后进行初轧；·使初轧后的钢坯的冷却为放冷； 使钢坯的加热温度为1230°C 1280°C且加热时间为1. 5个小时以上地进行热加工；·使热加工的精加工温度为950°C 1050°C，精加工之后，以在大气中的放冷(以下，简称作“放冷”)以下的冷却速度冷却到600°C以下的温度；
·自钢坯向棒钢、线材锻造的锻造比(钢坯的截面积/棒钢、线材的截面积)为8以上。在热加工中的精加工之后，不必以放冷以下的冷却速度冷却到室温，也可以在达到600°C以下的温度的时刻利用气冷、喷雾冷却、水冷等适当的方法进行冷却。在本说明书中的加热温度是加热炉的炉内温度的平均值的意思，加热时间是在炉时间的意思。热加工的精加工温度是指棒钢、线材的表面温度，并且，精加工后的冷却速度也是指棒钢、线材的表面冷却速度。以下，利用实施例进一步详细说明本发明。实施例实施例1利用70吨转炉对具有表1所示的化学组成的钢α及钢β进行成分调整，之后，进行连续铸造，制作成400mmX 300mm四方的铸坯(铸块)，并冷却到600°C。在连续铸造的凝固中途的阶段实施压下。上述的钢α及钢β均是化学组成处于本发明中规定的范围内的钢。将上述这样制作成的铸坯从上述的600°C加热到1280°C，之后，进行初轧，制作成180mmX 180mm四方的钢坯，并冷却到室温。并且，在加热上述180mmX 180mm四方的钢坯之后，进行热轧，得到直径为40mm的棒钢。在表2中，作为制造条件<1> 制造条件<9>表示自400mmX300mm的铸坯精加工成直径为40mm的棒钢时，铸坯的加热条件、初轧后的冷却条件、钢坯的加热条件、棒钢轧制的精轧温度和轧制后的冷却条件的详细内容。^t 1表 1
钢化学组成(质量%)余量Fe及杂质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表权利要求
1.一种热轧棒钢或线材，其特征在于，按质量 ％ 计含有 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%，余量由狗及杂质组成，杂质中的P、Ti及0分别具有P 0. 025%以下、Ti 0. 003%以下及0 0. 002%以下的化学组成；组织由铁素体·珠光体组织、铁素体·珠光体·贝氏体组织或铁素体·贝氏体组织构成；使每1个视场的面积为62500 μ m2地随机对横截面进行15个视场观察测量时的、铁素体分数的标准偏差为0. 10以下；在横截面中观察从表面到半径的1/5的区域及从中心部到半径的1/5的区域时，在各区域内以AlN形态析出的Al量为0. 005%以下，并且，直径为IOOnm以上的AlN的个数密度为5个/100 μ m2以下。
2.根据权利要求1所述的热轧棒钢或线材，其特征在于，按质量％计含有从Ni :1. 5%以下及Mo :0. 8%以下中选择的1种以上元素来代替!^e的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的热轧棒钢或线材，其特征在于，按质量％计含有从Nb :0. 08%以下及V :0. 2%以下中选择的1种以上的元素来代替！^的一部分。
全文摘要
本发明提供一种热轧棒钢或线材。该热轧棒钢或线材含有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和杂质组成，杂质中的P≤0.025％、Ti≤0.003％、O≤0.002％，其组织由铁素体·珠光体、铁素体·珠光体·贝氏体或铁素体·贝氏体构成，使每1个视场的面积为62500μm2地随机对横截面进行15个视场观察测量时的、铁素体分数的标准偏差为0.10以下，在从横截面表面到半径的1/5的区域和从横截面中心部到半径的1/5的区域中，以AlN形态析出的Al量为0.005％以下，直径为100nm以上的AlN的个数密度为5个/100μm2以下。即使在各种温度区中进行热锻，也能够在渗碳加热时稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化。
文档编号C22C38/00GK102597290SQ20108004987
公开日2012年7月18日 申请日期2010年10月26日 优先权日2009年11月5日
发明者中村孝幸, 大藤善弘, 鬼头启 申请人:住友金属工业株式会社