JP2000273580A - 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法Info
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- JP2000273580A JP2000273580A JP11082694A JP8269499A JP2000273580A JP 2000273580 A JP2000273580 A JP 2000273580A JP 11082694 A JP11082694 A JP 11082694A JP 8269499 A JP8269499 A JP 8269499A JP 2000273580 A JP2000273580 A JP 2000273580A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 球状化焼鈍を行うことなく冷間加工すること
ができる冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製
造方法を提供する。 【解決手段】 鋼中のＣをセメンタイト生成温度よりも
高温でＶＣ炭化物として析出させることにより、鋼中の
固溶Ｃ量を実質的に低減させ、初析フェライト量を大幅
に増加させ、冷間加工性を著しく向上させたものであ
る。すなわち、本発明の冷間圧造用鋼は、化学成分がma
ss％で、Ｃ：０．０６〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５％
以下、Ｍｎ：０．５〜１．０％以下、Ｖ：０．１０〜
０．６０％を含み、初析フェライトとパーライトとの合
計量が面積率で９０％以上であり、かつ前記初析フェラ
イト量が下記式(1) で示されるｆ値以上の面積％を有す
る。 ｆ＝１００−１２５[C] ＋２２．５[V] ……(1) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％であり、ｆ＞１００
でｆ＝１００である。
ができる冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製
造方法を提供する。 【解決手段】 鋼中のＣをセメンタイト生成温度よりも
高温でＶＣ炭化物として析出させることにより、鋼中の
固溶Ｃ量を実質的に低減させ、初析フェライト量を大幅
に増加させ、冷間加工性を著しく向上させたものであ
る。すなわち、本発明の冷間圧造用鋼は、化学成分がma
ss％で、Ｃ：０．０６〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５％
以下、Ｍｎ：０．５〜１．０％以下、Ｖ：０．１０〜
０．６０％を含み、初析フェライトとパーライトとの合
計量が面積率で９０％以上であり、かつ前記初析フェラ
イト量が下記式(1) で示されるｆ値以上の面積％を有す
る。 ｆ＝１００−１２５[C] ＋２２．５[V] ……(1) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％であり、ｆ＞１００
でｆ＝１００である。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、球状化焼鈍を行う
ことなく簡単な軟化焼鈍を施すことにより、あるいは圧
延のままで冷間加工に供することができる冷間圧造用鋼
およびその製造方法に関する。
ことなく簡単な軟化焼鈍を施すことにより、あるいは圧
延のままで冷間加工に供することができる冷間圧造用鋼
およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】冷間鍛造に代表される冷間圧造には、熱
間圧延後の線材、棒材等に対して、通常、冷間加工性を
向上させるために球状化焼鈍が施された鋼材が使用さ
れ、冷間圧造後には調質熱処理が施される。
間圧延後の線材、棒材等に対して、通常、冷間加工性を
向上させるために球状化焼鈍が施された鋼材が使用さ
れ、冷間圧造後には調質熱処理が施される。
【０００３】しかし、球状化焼鈍を行うことは生産性、
製造コスト高を招来し、特に球状化焼鈍は加熱時間が一
昼夜にも及び、また多量のエネルギーを消費する。この
ため、球状化焼鈍を行うことなく、冷間圧造に適する鋼
材の開発が望まれていた。
製造コスト高を招来し、特に球状化焼鈍は加熱時間が一
昼夜にも及び、また多量のエネルギーを消費する。この
ため、球状化焼鈍を行うことなく、冷間圧造に適する鋼
材の開発が望まれていた。
【０００４】かかる要望に対して、近年、鋼中のフェラ
イト量を増大させることにより、球状化焼鈍を行うこと
なく冷間加工が可能な鋼材が種々提案されている。例え
ば、特開平９−７８１８１号公報にはＭｎ／Ｃを増大さ
せることにより、鋼のフェライト分率を高める技術が提
案されている。また、特開平１０−７２６１９号公報に
は、鋼中にＶの窒化物を形成させてオーステナイトから
フェライトへの変態を促進してフェライト生成量を増大
させる技術が提案されている。
イト量を増大させることにより、球状化焼鈍を行うこと
なく冷間加工が可能な鋼材が種々提案されている。例え
ば、特開平９−７８１８１号公報にはＭｎ／Ｃを増大さ
せることにより、鋼のフェライト分率を高める技術が提
案されている。また、特開平１０−７２６１９号公報に
は、鋼中にＶの窒化物を形成させてオーステナイトから
フェライトへの変態を促進してフェライト生成量を増大
させる技術が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
９−７８１８１号公報や特開平１０−７２６１９号公報
に記載された技術では、Ｃ含有量に応じて定まるフェラ
イトの平衡生成量を越えてまでフェライト量を増加させ
ることはできない。このため、十分な冷間加工性を備え
ているとは言えないものである。
９−７８１８１号公報や特開平１０−７２６１９号公報
に記載された技術では、Ｃ含有量に応じて定まるフェラ
イトの平衡生成量を越えてまでフェライト量を増加させ
ることはできない。このため、十分な冷間加工性を備え
ているとは言えないものである。
【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、球状化焼鈍を施すことなく、冷間加工に供すること
ができる冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製
造方法を提供することを目的とするものである。
で、球状化焼鈍を施すことなく、冷間加工に供すること
ができる冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製
造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、鋼中のＣをセ
メンタイト生成温度よりも高温で炭化物として析出させ
ることにより、鋼中の固溶Ｃ量を実質的に低減させ、変
形抵抗、変形能を阻害するセメンタイトひいてはセメン
タイトとフェライトとの層状組織であるパーライトの生
成を抑制する一方、初析フェライト量を大幅に増加さ
せ、冷間加工性を著しく向上させたものである。すなわ
ち、本発明の冷間圧造用鋼は、化学成分がmass％で、Ｃ
：０．０６〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍ
ｎ：０．５〜１．０％以下、Ｖ ：０．１０〜０．６０
％を含み、初析フェライトとパーライトとの合計量が面
積率で９０％以上であり、かつ前記初析フェライト量が
下記式(1) で示されるｆ値以上の面積％とされ、前記初
析フェライト中にＶＣが析出したものである。 ｆ＝１００−１２５[C] ＋２２．５[V] ……(1) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％であり、ｆ＞１００
のときはｆ＝１００とする。
メンタイト生成温度よりも高温で炭化物として析出させ
ることにより、鋼中の固溶Ｃ量を実質的に低減させ、変
形抵抗、変形能を阻害するセメンタイトひいてはセメン
タイトとフェライトとの層状組織であるパーライトの生
成を抑制する一方、初析フェライト量を大幅に増加さ
せ、冷間加工性を著しく向上させたものである。すなわ
ち、本発明の冷間圧造用鋼は、化学成分がmass％で、Ｃ
：０．０６〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍ
ｎ：０．５〜１．０％以下、Ｖ ：０．１０〜０．６０
％を含み、初析フェライトとパーライトとの合計量が面
積率で９０％以上であり、かつ前記初析フェライト量が
下記式(1) で示されるｆ値以上の面積％とされ、前記初
析フェライト中にＶＣが析出したものである。 ｆ＝１００−１２５[C] ＋２２．５[V] ……(1) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％であり、ｆ＞１００
のときはｆ＝１００とする。
【０００８】本発明鋼の化学成分限定理由は以下のとお
りである。なお、単位はすべてmass％である。 Ｃ：０．０６〜０．５０％ Ｃは強度を確保するために添加される必須の元素であ
る。０．０６％未満では強度不足となり、一方０．５０
％を越えると適量のＶの添加によってもセメンタイトの
生成を抑制することが困難になる。このため、下限を
０．０６％、好ましくは０．１０％とし、一方上限を
０．５０％、好ましくは０．４５％、より好ましくは
０．３０％とする。
りである。なお、単位はすべてmass％である。 Ｃ：０．０６〜０．５０％ Ｃは強度を確保するために添加される必須の元素であ
る。０．０６％未満では強度不足となり、一方０．５０
％を越えると適量のＶの添加によってもセメンタイトの
生成を抑制することが困難になる。このため、下限を
０．０６％、好ましくは０．１０％とし、一方上限を
０．５０％、好ましくは０．４５％、より好ましくは
０．３０％とする。
【０００９】Ｓｉ：０．０５％以下 Ｓｉは冷間加工性を低下させるので本発明では少ない程
よく、０．０５％以下に止める。なお、Ｓｉは脱酸、固
溶強化作用があるので、かかる作用を期待する場合は
０．００５％以上の添加が好ましい。
よく、０．０５％以下に止める。なお、Ｓｉは脱酸、固
溶強化作用があるので、かかる作用を期待する場合は
０．００５％以上の添加が好ましい。
【００１０】Ｍｎ：０．５〜１．０％ Ｍｎは焼入性を向上させ、調質熱処理の際に強度を向上
させる作用を有する。０．５％未満ではかかる作用が過
少であり、一方１．０％を越えると焼入性が過大とな
り、圧延材中にベイナイト、マルテンサイトなどの過冷
組織を生成して、変形抵抗を高めるようになるため好ま
しくない。このため、下限を０．５％、好ましくは０．
５５％とし、一方上限を１．０％、好ましくは０．７５
％とする。
させる作用を有する。０．５％未満ではかかる作用が過
少であり、一方１．０％を越えると焼入性が過大とな
り、圧延材中にベイナイト、マルテンサイトなどの過冷
組織を生成して、変形抵抗を高めるようになるため好ま
しくない。このため、下限を０．５％、好ましくは０．
５５％とし、一方上限を１．０％、好ましくは０．７５
％とする。
【００１１】Ｖ：０．１０〜０．６０％ Ｖは本発明では重要な元素であり、セメンタイトの生成
温度より高温域でＣをＶＣとして析出させることで、固
溶Ｃ量を減少させ、これによりセメンタイトの生成を抑
制するとともに初析セメンタイトの生成を促進させる効
果を有する。かかる効果を奏するようにするには、ＶＣ
析出温度をＡ3 点より高温側にする必要がある。このた
め、Ｃ含有量を考慮して、Ｖ含有量の下限を０．１０
％、好ましくは０．１５％とし、その上限を０．６０
％、好ましくは０．５０％とする。
温度より高温域でＣをＶＣとして析出させることで、固
溶Ｃ量を減少させ、これによりセメンタイトの生成を抑
制するとともに初析セメンタイトの生成を促進させる効
果を有する。かかる効果を奏するようにするには、ＶＣ
析出温度をＡ3 点より高温側にする必要がある。このた
め、Ｃ含有量を考慮して、Ｖ含有量の下限を０．１０
％、好ましくは０．１５％とし、その上限を０．６０
％、好ましくは０．５０％とする。
【００１２】本発明鋼は前記成分を基本成分として含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、本発明
の効果を損なうことなく、種々の特性を向上させる元素
を含有することができる。かかる元素の一例として、請
求項２に記載したように、下記のＢ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ
の１種以上を含有することができる。 Ｂ：０．００１０〜０．００３０％ Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０
％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ これらの元素は焼入性を向上させる作用を有しており、
各元素の下限値未満ではかかる作用が過少であり、一方
各元素の上限値を越えると冷間加工性が劣化するように
なる。
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、本発明
の効果を損なうことなく、種々の特性を向上させる元素
を含有することができる。かかる元素の一例として、請
求項２に記載したように、下記のＢ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ
の１種以上を含有することができる。 Ｂ：０．００１０〜０．００３０％ Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０
％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％ これらの元素は焼入性を向上させる作用を有しており、
各元素の下限値未満ではかかる作用が過少であり、一方
各元素の上限値を越えると冷間加工性が劣化するように
なる。
【００１３】なお、不純物であるＰ、Ｓは冷間加工の際
に割れを助長するものであり、少ないほどよく、０．０
３０％以下、好ましくは０．０１０％以下に止めるのが
よい。また、Ｃｒはセメンタイトを硬質化して冷間加工
性を劣化させるので、本発明では有害な不純物であり、
少ないほどよい。
に割れを助長するものであり、少ないほどよく、０．０
３０％以下、好ましくは０．０１０％以下に止めるのが
よい。また、Ｃｒはセメンタイトを硬質化して冷間加工
性を劣化させるので、本発明では有害な不純物であり、
少ないほどよい。
【００１４】次に、本発明鋼の組織について説明する。
本発明では、初析フェライトとパーライトとの合計量を
面積率で９０％以上とする。この合計量が９０％未満で
は、低温変態生成物であるマルテンサイトやベイナイト
が多くなり、変形抵抗が著しく高くなり、冷間加工性の
劣化が著しくなる。このため、初析フェライトとパーラ
イトとの合計量の下限を９０％、好ましくは９５％、よ
り好ましくは１００％とする。
本発明では、初析フェライトとパーライトとの合計量を
面積率で９０％以上とする。この合計量が９０％未満で
は、低温変態生成物であるマルテンサイトやベイナイト
が多くなり、変形抵抗が著しく高くなり、冷間加工性の
劣化が著しくなる。このため、初析フェライトとパーラ
イトとの合計量の下限を９０％、好ましくは９５％、よ
り好ましくは１００％とする。
【００１５】さらに本発明では、前記初析フェライト量
を前記式(1) で示されるｆ値以上の面積％とする。ｆ値
はＶを含まない場合にＣ含有量によって定まるフェライ
トの平衡生成量を越え、Ｖの添加によりＣをＶＣとして
析出固定した結果、実質的に減少した固溶Ｃ量に応じて
生成し、かつ十分な冷間加工性を確保し得る初析フェラ
イト量を意味するものである。本発明では、鋼の初析フ
ェライト量（面積％）をｆ値以上とすることで、Ｃ量と
Ｖ量とで定まる十分な量の初析フェライトを確保するこ
とができ、冷間加工性を著しく向上させることができ
る。
を前記式(1) で示されるｆ値以上の面積％とする。ｆ値
はＶを含まない場合にＣ含有量によって定まるフェライ
トの平衡生成量を越え、Ｖの添加によりＣをＶＣとして
析出固定した結果、実質的に減少した固溶Ｃ量に応じて
生成し、かつ十分な冷間加工性を確保し得る初析フェラ
イト量を意味するものである。本発明では、鋼の初析フ
ェライト量（面積％）をｆ値以上とすることで、Ｃ量と
Ｖ量とで定まる十分な量の初析フェライトを確保するこ
とができ、冷間加工性を著しく向上させることができ
る。
【００１６】ここで、前記式(1) の導出の根拠となった
実験について説明する。 Ｃ：０．１〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：
０．７４％、Ｖ：０．５％を含有し、残部実質的にＦｅ
からなるＡ鋼と、Ｖを含有しない点を除き他は同成分の
Ｂ鋼とを溶製し、その鋳造片を熱間圧延（鋼片加熱温度
１０５０℃、仕上圧延温度８２０℃、圧延後の冷却速度
０．８℃／ｓ）して１０mmφの棒材を得て、得られた圧
延材のフェライト面積％を測定し、Ｃ含有量とフェライ
ト面積率との関係を調べた。その結果を図１に示す。図
１より、フェライト面積％は、Ｖ無添加のＢ鋼ではＣ含
有量に対して（１００−１２５[C] ）％得られ、一方Ｖ
添加鋼のＡ鋼では少なくとも（１００−１２５[C] ＋２
２．５[V]）％ 得られることがわかった。そして、Ａ鋼
を用いて熱間圧延した棒材について、後述する割れ発生
限界加工率を調べたところ、７５％以上であることが確
認された。
実験について説明する。 Ｃ：０．１〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：
０．７４％、Ｖ：０．５％を含有し、残部実質的にＦｅ
からなるＡ鋼と、Ｖを含有しない点を除き他は同成分の
Ｂ鋼とを溶製し、その鋳造片を熱間圧延（鋼片加熱温度
１０５０℃、仕上圧延温度８２０℃、圧延後の冷却速度
０．８℃／ｓ）して１０mmφの棒材を得て、得られた圧
延材のフェライト面積％を測定し、Ｃ含有量とフェライ
ト面積率との関係を調べた。その結果を図１に示す。図
１より、フェライト面積％は、Ｖ無添加のＢ鋼ではＣ含
有量に対して（１００−１２５[C] ）％得られ、一方Ｖ
添加鋼のＡ鋼では少なくとも（１００−１２５[C] ＋２
２．５[V]）％ 得られることがわかった。そして、Ａ鋼
を用いて熱間圧延した棒材について、後述する割れ発生
限界加工率を調べたところ、７５％以上であることが確
認された。
【００１７】図１より、Ｖ添加鋼のｆはＶの添加により
（１００−１２５[C] ）％を越え、冷間加工性に著しい
改善効果を与えることができる初析フェライト量の境界
を示すことがわかる。もっとも、Ｖを添加しても、後述
するように、ＶをＶＣとして析出させるような適切な加
工熱処理が施されなければ、フェライト面積％がｆ値以
上とはならず、冷間加工性の著しい向上、ひいては簡単
な軟化焼鈍あるいは圧延のままでの冷間加工が困難とな
る。なお、ｆは面積％を示す指標であるため、１００％
を越えることはない。また、ＶＣはオーステナイト中に
析出するため、初析フェライトのみならず、オーステナ
イトから変態するすべての組織に微細分散した形態をと
る。
（１００−１２５[C] ）％を越え、冷間加工性に著しい
改善効果を与えることができる初析フェライト量の境界
を示すことがわかる。もっとも、Ｖを添加しても、後述
するように、ＶをＶＣとして析出させるような適切な加
工熱処理が施されなければ、フェライト面積％がｆ値以
上とはならず、冷間加工性の著しい向上、ひいては簡単
な軟化焼鈍あるいは圧延のままでの冷間加工が困難とな
る。なお、ｆは面積％を示す指標であるため、１００％
を越えることはない。また、ＶＣはオーステナイト中に
析出するため、初析フェライトのみならず、オーステナ
イトから変態するすべての組織に微細分散した形態をと
る。
【００１８】また、請求項３に記載したように、本発明
鋼の硬度を１５０Ｈｖ以下とすることで、冷間加工性が
より一層向上し、球状化焼鈍のみならず、短時間の加熱
を行う簡単な軟化焼鈍をも行うことなく、圧延のままで
十分に冷間加工を行うことができるようになる。なお、
鋼の硬度を低下させるには、後述のように、熱延後の冷
却速度を十分遅くすればよい。これによって、析出ＶＣ
が粗くなり、転位密度が減少して、フェライト相が軟質
になる。
鋼の硬度を１５０Ｈｖ以下とすることで、冷間加工性が
より一層向上し、球状化焼鈍のみならず、短時間の加熱
を行う簡単な軟化焼鈍をも行うことなく、圧延のままで
十分に冷間加工を行うことができるようになる。なお、
鋼の硬度を低下させるには、後述のように、熱延後の冷
却速度を十分遅くすればよい。これによって、析出ＶＣ
が粗くなり、転位密度が減少して、フェライト相が軟質
になる。
【００１９】本発明鋼は、請求項４に記載したように、
請求項１又は２に記載した化学成分を有する鋼片を１０
００〜１２５０℃に加熱し、仕上温度をＡr3 点以上か
つ下記式(2) で示された仕上温度上限ＦＤＴＬ℃以下の
温度で熱間圧延を行い、圧延終了後、冷却速度１℃／ｓ
以下で冷却することによって製造される。 ＦＤＴＬ（℃）＝８００＋１９０×（[C] ＋０．５[V] ） ……(2) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％である。
請求項１又は２に記載した化学成分を有する鋼片を１０
００〜１２５０℃に加熱し、仕上温度をＡr3 点以上か
つ下記式(2) で示された仕上温度上限ＦＤＴＬ℃以下の
温度で熱間圧延を行い、圧延終了後、冷却速度１℃／ｓ
以下で冷却することによって製造される。 ＦＤＴＬ（℃）＝８００＋１９０×（[C] ＋０．５[V] ） ……(2) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％である。
【００２０】鋼片加熱温度は、含有するＶＣを一旦固溶
させるために１０００℃以上、好ましくは１０５０℃以
上とする。一方、過度に高温に加熱すると、鋼片の酸
化、加熱コストの上昇を招くので、上限を１２５０℃、
好ましくは１２２０℃とする。
させるために１０００℃以上、好ましくは１０５０℃以
上とする。一方、過度に高温に加熱すると、鋼片の酸
化、加熱コストの上昇を招くので、上限を１２５０℃、
好ましくは１２２０℃とする。
【００２１】また熱間圧延については、Ａr3 点以上か
つ前記式(2) で定まるＦＤＴＬ℃以下のオーステナイト
低温域で仕上圧延してＶＣを歪誘起析出させるが、前記
ＦＤＴＬ℃を越えるとＶＣの析出が生じず、フェライト
面積率を増大させることができないようになる。
つ前記式(2) で定まるＦＤＴＬ℃以下のオーステナイト
低温域で仕上圧延してＶＣを歪誘起析出させるが、前記
ＦＤＴＬ℃を越えるとＶＣの析出が生じず、フェライト
面積率を増大させることができないようになる。
【００２２】熱延後の冷却速度は、オーステナイト域で
のＶＣ析出量を増大させつつ粒成長させることが重要で
あり、このため冷却速度の上限を１．０℃／ｓ、好まし
くは０．６℃／ｓとする。これにより、鋼硬度は２００
Ｈｖを下回るようになり、球状化焼鈍を行うことなく冷
間加工が可能となる。より好ましくは０．３℃／ｓ以下
とすることで、鋼硬度を１５０Ｈｖ以下にすることがで
き、圧延のままで十分な冷間加工性を備えたものとな
る。
のＶＣ析出量を増大させつつ粒成長させることが重要で
あり、このため冷却速度の上限を１．０℃／ｓ、好まし
くは０．６℃／ｓとする。これにより、鋼硬度は２００
Ｈｖを下回るようになり、球状化焼鈍を行うことなく冷
間加工が可能となる。より好ましくは０．３℃／ｓ以下
とすることで、鋼硬度を１５０Ｈｖ以下にすることがで
き、圧延のままで十分な冷間加工性を備えたものとな
る。
【００２３】
【実施例】下記表１、表２に記載した化学成分の鋼を溶
製し、その鋼片を表３、表４に記載したとおり、下記の
圧延条件Ａ〜Ｄに従って熱間圧延し、直径１０mmの棒材
を得た。 圧延条件Ａ：ＳＴ＝１０５０℃、ＦＤＴ＝８２０℃、Ｃ
Ｒ＝０．８℃／ｓ 圧延条件Ｂ：ＳＴ＝１０５０℃、ＦＤＴ＝８２５℃、Ｃ
Ｒ＝０．３℃／ｓ 圧延条件Ｃ：ＳＴ＝１１７０℃、ＦＤＴ＝１０００℃、
ＣＲ＝０．９℃／ｓ 圧延条件Ｄ：ＳＴ＝１０５０℃、ＦＤＴ＝８１０℃、Ｃ
Ｒ＝０．５℃／ｓ 但し、ＳＴは鋼片加熱温度、ＦＤＴは仕上温度、ＣＲは
圧延後の冷却速度を意味する。
製し、その鋼片を表３、表４に記載したとおり、下記の
圧延条件Ａ〜Ｄに従って熱間圧延し、直径１０mmの棒材
を得た。 圧延条件Ａ：ＳＴ＝１０５０℃、ＦＤＴ＝８２０℃、Ｃ
Ｒ＝０．８℃／ｓ 圧延条件Ｂ：ＳＴ＝１０５０℃、ＦＤＴ＝８２５℃、Ｃ
Ｒ＝０．３℃／ｓ 圧延条件Ｃ：ＳＴ＝１１７０℃、ＦＤＴ＝１０００℃、
ＣＲ＝０．９℃／ｓ 圧延条件Ｄ：ＳＴ＝１０５０℃、ＦＤＴ＝８１０℃、Ｃ
Ｒ＝０．５℃／ｓ 但し、ＳＴは鋼片加熱温度、ＦＤＴは仕上温度、ＣＲは
圧延後の冷却速度を意味する。
【００２４】また、表１、表２には、前記式(1) によっ
て求めたｆ値（％）のほか、下記式(3) により算出した
目標割れ発生限界加工率（目標ＷＲ、単位％）、下記式
(4)により算出した目標引張強さ（目標ＴＳ、単位Ｎ／m
m2 ）、前記式(2) によって算出した目標仕上温度上限
（目標ＦＤＴＬ、単位℃）を併せて記載した。なお、式
(3) および式(4) は炭素鋼の球状化焼鈍材の冷間鍛造性
の評価から得られた式であり、割れ発生限界加工率は以
下の要領により測定されたものである。棒材から高さ１
５mmの円柱状試験片を切り出し、室温にて端面拘束圧縮
試験を行った。この際、圧縮率を１％きざみで変化さ
せ、各圧縮率で試験片数（ｎ数）５について試験を行
い、５個とも側面に割れが認められなかった場合の最大
圧縮率を割れ発生限界加工率とした。 目標割れ発生限界加工率（％）＝[C ]×（−２５．９）＋８７．５ …(3) 目標引張強さ（Ｎ／mm2 ）＝１４４×[C ]＋３８８ …(4) 但し、[C ]は炭素含有量（mass％）である。
て求めたｆ値（％）のほか、下記式(3) により算出した
目標割れ発生限界加工率（目標ＷＲ、単位％）、下記式
(4)により算出した目標引張強さ（目標ＴＳ、単位Ｎ／m
m2 ）、前記式(2) によって算出した目標仕上温度上限
（目標ＦＤＴＬ、単位℃）を併せて記載した。なお、式
(3) および式(4) は炭素鋼の球状化焼鈍材の冷間鍛造性
の評価から得られた式であり、割れ発生限界加工率は以
下の要領により測定されたものである。棒材から高さ１
５mmの円柱状試験片を切り出し、室温にて端面拘束圧縮
試験を行った。この際、圧縮率を１％きざみで変化さ
せ、各圧縮率で試験片数（ｎ数）５について試験を行
い、５個とも側面に割れが認められなかった場合の最大
圧縮率を割れ発生限界加工率とした。 目標割れ発生限界加工率（％）＝[C ]×（−２５．９）＋８７．５ …(3) 目標引張強さ（Ｎ／mm2 ）＝１４４×[C ]＋３８８ …(4) 但し、[C ]は炭素含有量（mass％）である。
【００２５】得られた各試料について、下記の要領でミ
クロ組織を観察し、初析フェライト、パーライトの面積
％を求めた。各試料の外周面から直径の１／４の位置の
ミクロ組織を光学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察し、
３視野における初析フェライトとパーライトの面積率
（％）を測定し、その平均値を各組織の面積％とした。
なお、残部の組織はベイナイト組織あるいはマルテンサ
イト組織であった。
クロ組織を観察し、初析フェライト、パーライトの面積
％を求めた。各試料の外周面から直径の１／４の位置の
ミクロ組織を光学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察し、
３視野における初析フェライトとパーライトの面積率
（％）を測定し、その平均値を各組織の面積％とした。
なお、残部の組織はベイナイト組織あるいはマルテンサ
イト組織であった。
【００２６】また、各試料につき、ミクロ組織観察視野
の５点にて、荷重５kgf で硬度（Ｈｖ）を測定し、その
平均値を組織の硬度とした。また、前記測定要領にて割
れ発生限界加工率を求めた。また、試料より引張試験片
を採取し、引張強さを測定した。これらの測定結果を表
３、表４に併せて示す。但し、試料No. １〜１４、No.
４１〜５４は６８０℃×３ｈｒ保持後、空冷する軟化焼
鈍を施してから、一方試料No. ２１〜３４、No. ６１〜
７４は徐冷の効果を確認するため圧延のままで割れ発生
限界加工率、引張強さを測定した。
の５点にて、荷重５kgf で硬度（Ｈｖ）を測定し、その
平均値を組織の硬度とした。また、前記測定要領にて割
れ発生限界加工率を求めた。また、試料より引張試験片
を採取し、引張強さを測定した。これらの測定結果を表
３、表４に併せて示す。但し、試料No. １〜１４、No.
４１〜５４は６８０℃×３ｈｒ保持後、空冷する軟化焼
鈍を施してから、一方試料No. ２１〜３４、No. ６１〜
７４は徐冷の効果を確認するため圧延のままで割れ発生
限界加工率、引張強さを測定した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】表３の試料No. １〜１４は発明成分の鋼を
発明条件の下で製造した発明例であり、フェライト＋パ
ーライト量が９０％以上であり、しかもフェライト量が
式(1) で規定されたｆ値以上を有しており、全ての発明
例において、簡単な軟化焼鈍を施すだけで、球状化焼鈍
を施すことによって達成される目標割れ発生限界加工率
を上回っており、優れた冷間加工性を有することがわか
る。
発明条件の下で製造した発明例であり、フェライト＋パ
ーライト量が９０％以上であり、しかもフェライト量が
式(1) で規定されたｆ値以上を有しており、全ての発明
例において、簡単な軟化焼鈍を施すだけで、球状化焼鈍
を施すことによって達成される目標割れ発生限界加工率
を上回っており、優れた冷間加工性を有することがわか
る。
【００３２】また、表３の試料No. ２１〜３４は発明成
分の鋼を熱延後の冷却速度を０．３℃／ｓで徐冷した発
明条件の下で製造した発明例であり、試料No. １〜１４
に比して硬度が１５０Ｈｖ以下となっており、軟化焼鈍
を全く行うことなく、熱延のままで冷間加工性に優れる
ことがわかる。なお、組織の一例として、試料No. ２５
の組織写真を図２に示す。同図は、フェライト中のＶＣ
の析出を確認するために電子顕微鏡（１０００倍）によ
り観察したものであり、一部にパーライトが観察される
が、大部分がフェライトとなっており、フェライト中に
は無数のＶＣの析出が認められる。
分の鋼を熱延後の冷却速度を０．３℃／ｓで徐冷した発
明条件の下で製造した発明例であり、試料No. １〜１４
に比して硬度が１５０Ｈｖ以下となっており、軟化焼鈍
を全く行うことなく、熱延のままで冷間加工性に優れる
ことがわかる。なお、組織の一例として、試料No. ２５
の組織写真を図２に示す。同図は、フェライト中のＶＣ
の析出を確認するために電子顕微鏡（１０００倍）によ
り観察したものであり、一部にパーライトが観察される
が、大部分がフェライトとなっており、フェライト中に
は無数のＶＣの析出が認められる。
【００３３】また、表４の試料No. ４１〜５４は発明成
分の鋼を用いた例であるが、仕上温度が１０００℃と、
式(2) で定まる仕上温度の上限を越えているため、ＶＣ
の析出が起こらず、初析フェライト量が本発明条件を満
たさないようになり、割れが発生しやすくなって冷間加
工性に劣ることがわかる。
分の鋼を用いた例であるが、仕上温度が１０００℃と、
式(2) で定まる仕上温度の上限を越えているため、ＶＣ
の析出が起こらず、初析フェライト量が本発明条件を満
たさないようになり、割れが発生しやすくなって冷間加
工性に劣ることがわかる。
【００３４】また、表４の試料No. ６１〜７４は圧延条
件が本発明を満足するものの、鋼成分が本発明の基本成
分範囲外のものではフェライト量がｆ値未満であり、十
分な量のフェライトの析出が起こっておらず、冷間加工
性が劣っている。また、特性向上元素を過度に添加した
試料No.７０〜７２では、フェライト量は増加している
ものの、強度の上昇が著しく、やはり良好な冷間加工性
が得られていない。
件が本発明を満足するものの、鋼成分が本発明の基本成
分範囲外のものではフェライト量がｆ値未満であり、十
分な量のフェライトの析出が起こっておらず、冷間加工
性が劣っている。また、特性向上元素を過度に添加した
試料No.７０〜７２では、フェライト量は増加している
ものの、強度の上昇が著しく、やはり良好な冷間加工性
が得られていない。
【００３５】
【発明の効果】本発明の冷間圧造用鋼によれば、Ｖ：
０．１０〜０．６０％を含有する所定の化学成分の下、
フェライト＋パーライトの合計量を９０面積％以上と
し、ＶＣの析出による固溶Ｃ量の減少に基づき、式(1)
で示されるｆ値以上の初析フェライト量が生成している
ので、優れた冷間加工性を備えたものとなり、従来、冷
間加工に際して必要とされた球状化焼鈍を簡略ないし省
略することができるようになる。また、本発明の製造方
法によれば、熱延段階でＶＣの析出を促進して、固溶Ｃ
量を減少させることができ、多量の初析フェライトが析
出した前記冷間圧造用鋼を容易に製造することができ、
生産性に優れる。
０．１０〜０．６０％を含有する所定の化学成分の下、
フェライト＋パーライトの合計量を９０面積％以上と
し、ＶＣの析出による固溶Ｃ量の減少に基づき、式(1)
で示されるｆ値以上の初析フェライト量が生成している
ので、優れた冷間加工性を備えたものとなり、従来、冷
間加工に際して必要とされた球状化焼鈍を簡略ないし省
略することができるようになる。また、本発明の製造方
法によれば、熱延段階でＶＣの析出を促進して、固溶Ｃ
量を減少させることができ、多量の初析フェライトが析
出した前記冷間圧造用鋼を容易に製造することができ、
生産性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｖ添加鋼（Ａ鋼）およびＶ無添加鋼（Ｂ鋼）に
おけるＣ含有量とフェライト面積率との関係を示すグラ
フである。
おけるＣ含有量とフェライト面積率との関係を示すグラ
フである。
【図２】発明例（試料No. ２５）における電子顕微鏡
（１０００倍）による金属組織写真を示す。
（１０００倍）による金属組織写真を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 家口 浩 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA02 AA04 AA05 AA16 AA19 AA21 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA02 CA02 CA03 CC03 CC04 CD01
Claims (4)
- 【請求項１】 化学成分がmass％で、Ｃ ：０．０６〜
０．５０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５〜
１．０％以下、Ｖ ：０．１０〜０．６０％を含み、初
析フェライトとパーライトとの合計量が面積率で９０％
以上であり、かつ前記初析フェライト量が下記式(1) で
示されるｆ値以上の面積％であり、前記初析フェライト
中にＶＣが析出した冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼。 ｆ＝１００−１２５[C] ＋２２．５[V] ……(1) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％であり、ｆ＞１００
のときはｆ＝１００とする。 - 【請求項２】 化学成分としてさらに、 Ｂ：０．００１０〜０．００３０％ Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％の内から１種以上を含有
する請求項１に記載した冷間圧造用鋼。 - 【請求項３】 硬度が１５０Ｈｖ以下である請求項１又
は２に記載した冷間圧造用鋼。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載した化学成分を有
する鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱し、仕上温度を
Ａr3 点以上かつ下記式(2) で示された仕上温度上限Ｆ
ＤＴＬ℃以下の温度で熱間圧延を行い、圧延終了後、冷
却速度１℃／ｓ以下で冷却する冷間加工性に優れた冷間
圧造用鋼の製造方法。 ＦＤＴＬ（℃）＝８００＋１９０×（[C] ＋０．５[V] ） ……(2) 但し、[C] ，[V] はＣ，Ｖの含有％である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11082694A JP2000273580A (ja) | 1999-03-26 | 1999-03-26 | 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11082694A JP2000273580A (ja) | 1999-03-26 | 1999-03-26 | 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000273580A true JP2000273580A (ja) | 2000-10-03 |
Family
ID=13781531
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11082694A Pending JP2000273580A (ja) | 1999-03-26 | 1999-03-26 | 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000273580A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013007088A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| JP2013007089A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 |
| KR20170007406A (ko) | 2014-06-16 | 2017-01-18 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그의 제조 방법 |
| KR20170106413A (ko) | 2015-03-30 | 2017-09-20 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조용 시효 경화용 강 |
| JP2019500489A (ja) * | 2015-11-12 | 2019-01-10 | ポスコＰｏｓｃｏ | 冷間鍛造性に優れた線材及びその製造方法 |
| CN112853211A (zh) * | 2021-01-05 | 2021-05-28 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法 |
| CN115161545A (zh) * | 2022-04-22 | 2022-10-11 | 江苏永钢集团有限公司 | 一种高塑性低强度中碳冷镦钢精线及其生产方法 |
-
1999
- 1999-03-26 JP JP11082694A patent/JP2000273580A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013007088A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
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| KR20170007406A (ko) | 2014-06-16 | 2017-01-18 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그의 제조 방법 |
| US10570478B2 (en) | 2014-06-16 | 2020-02-25 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for mechanical structure for cold working, and method for producing same |
| KR20170106413A (ko) | 2015-03-30 | 2017-09-20 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조용 시효 경화용 강 |
| US10538831B2 (en) | 2015-03-30 | 2020-01-21 | Nippon Steel Corporation | Age-hardening steel for cold forging use |
| JP2019500489A (ja) * | 2015-11-12 | 2019-01-10 | ポスコＰｏｓｃｏ | 冷間鍛造性に優れた線材及びその製造方法 |
| US10988821B2 (en) | 2015-11-12 | 2021-04-27 | Posco | Wire rod having excellent cold forgeability and manufacturing method therefor |
| CN112853211A (zh) * | 2021-01-05 | 2021-05-28 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法 |
| CN112853211B (zh) * | 2021-01-05 | 2022-04-22 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法 |
| CN115161545A (zh) * | 2022-04-22 | 2022-10-11 | 江苏永钢集团有限公司 | 一种高塑性低强度中碳冷镦钢精线及其生产方法 |
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