JP2002294401A - 冷間加工性および熱処理後の強度安定性に優れた線状または棒状鋼およびその製造方法並びに機械部品 - Google Patents
冷間加工性および熱処理後の強度安定性に優れた線状または棒状鋼およびその製造方法並びに機械部品Info
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Abstract
なくても良好に冷間加工を行うことができる優れた冷間
加工性を有し、かつ成形加工後に焼入れを施した場合で
あっても、硬さにばらつきの生じない熱処理後の強度安
定性に優れた線状または棒状鋼を提供する。 【解決手段】 質量%で、C:0.1〜0.6%、S
i:0.15%以下(0%を含まない)、Mn:0.1
〜0.6%、P:0.02%以下(0%を含む)、S:
0.03%以下(0%を含む)、B:0.0005〜
0.005%、Al:0.01〜0.1%、N:0.0
10%以下(0%を含まない)、Zr:0.025〜
0.08%及び/又はHf:0.05〜0.16%を満
たすとともに下記式(1)を満たし、フェライトおよび
パーライトを主体とする組織を有するようにする。 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(N/14.0)≦4.0 …(1)
Description
た線状または棒状鋼に関するものであり、詳細には、冷
間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によりボルト
やナット等の機械部品を製造するに当たり、熱間圧延ま
まで軟化焼鈍の如く熱処理を施さなくとも良好に冷間加
工を行うことができ、かつ、部品成形後に熱処理を施し
た場合であっても、硬さにばらつきが生じず安定した強
度を得ることのできる線状または棒状鋼に関するもので
ある。
比較して、精度良く加工を行うことができ、かつ鋼材の
歩留りも良好な成形加工法であることから、ボルトやナ
ット等の機械部品を効率よく製造する方法として汎用さ
れている。
的に優れた冷間加工性、即ち、冷間加工時の変形抵抗が
小さく、且つ延性(伸び、絞り)に優れていることが要
求される。鋼の変形抵抗が高いと、冷間加工に使用する
工具の寿命が低下してしまい、一方、延性が低いと冷間
加工時に割れが生じ易く、不良品発生の原因となるから
である。従って一般には、鋼の変形抵抗を低下させ、か
つ延性を高めて冷間加工し易くすることを目的に、冷間
加工前の鋼材に球状化焼鈍処理を施して、鋼材を軟化さ
せ且つ延性を高めることが行われている。
間を要する工程であることから、生産性を高めるととも
に、大幅な省エネルギーと低コスト化を図るべく、該処
理工程を省略する傾向にある。そしてこの様な事情に鑑
み、熱間圧延ままで上記熱処理を施さなくとも良好に冷
間加工を行うことのできる線状または棒状鋼の実現が切
望されているのである。
せる方法の一つに、固溶強化の低減が挙げられる。例え
ば、特許第2566068号、同2998712号、お
よび特開平11−92868号等には、鋼中の固溶強化
元素Si、Mnを低減することで固溶強化の低減を図
り、これらSi、Mnによる焼入れ性の確保を、Bの添
加により補う技術が開示されている。更には、Bをフリ
ーの状態にして焼入れ性向上効果を有効に発揮させるべ
く、N固定元素(一般的にはTiが挙げられる)を添加
して、BがNと結合してBNを形成するのを抑制する技
術が開示されている。
その他の方法として、フリーのNにより生ずる動的歪時
効効果の抑制が挙げられる。フリーのNが存在すると、
冷間加工時に動的歪時効が発生して変形抵抗が増大し、
良好に冷間加工を行うことができないのである。本発明
者らは、B等のN固定元素を添加してNを窒化物として
固定し、冷間加工時の動的歪時効を抑制する方法を既に
提案している(特開平11−72556号)。
鋼には、上述の如く熱間圧延ままでも良好に冷間加工を
行うことのできる優れた冷間加工性の他、冷間加工時の
高い割れ限界、更には成形加工後の焼入れ処理で硬さに
ばらつきが生じず安定した強度を確保できることが特性
として求められる。
生じることから、割れ限界の向上を図るには、粗大な介
在物の生成を抑制することが一般に有効である。この様
な割れの基点となる粗大な介在物としてMnSが挙げら
れるが、粗大MnSの発生を抑制するにはS量を低減す
ることが一般的である。またTi添加鋼においては粗大
TiNが生じ易いことから、特開平9−296251号
では、TiとNの総量およびTi/N比を規制して、粗
大TiNの生成を抑制する技術が開示されている。
強度や硬さを調整するため焼入れ処理を施すことが一般
的であるが、この焼入れが不安定であると、焼入れ後の
部品に硬さや寸法のばらつきが生じ易い。この様に焼入
れを不安定にさせる原因の一つとして、焼入れ時にオー
ステナイト結晶粒が粗大化することが挙げられる。結晶
粒が粗大化すると靭性も劣化し易くなることから、結晶
粒の粗大化を抑制することが、熱処理後の強度安定性を
確保し、靭性の劣化を防止する上で重要なのであって、
特許第2998712号、特開平11−92868号、
同9−296251号では、Ti,Nb等の炭窒化物を
析出させ、そのピニング効果で結晶粒粗大化を抑制する
ことが提案されている。
手段が既に提案されているが、圧延ままでの優れた冷間
加工性、割れ限界の向上、および部品成形後に熱処理を
施した場合の強度安定性の3つの特性を同時に達成する
ことは困難であり、未だ達成されていないのである。例
えばBの焼入れ性効果発現およびNによる動的歪時効効
果の抑制を目的に、フリーNを固定すべくTiを添加し
た場合、少量のTiではNを固定しきれず、Bの焼入れ
性効果発現およびNによる動的歪時効効果の抑制を達成
することができない。従って多量のTiを添加すること
となるが、この様にTiを多量に添加すると、粗大Ti
Nが生じ易く、この粗大TiNを基点とした割れが生じ
易くなることから、割れ限界を高めるには有効な手段と
言うことができない。
場合についても、多量に添加すれば、圧延ままの硬さ低
減や焼入れ後の硬さのばらつき低減は可能かもしれない
が、Tiを多量に添加した場合には、上述の如く割れ限
界を向上させることができない。またNbについても、
結晶粒粗大化に有効なNb炭窒化物の熱力学的な平衡析
出量が少ないこと、およびNbの拡散速度が速く100
0℃以上の高温ではNb炭窒化物の再固溶速度が速いこ
とから、十分な効果を期待することができない。更にT
iやNbの多量の添加は、炭窒化物を生成して析出強化
を生じ易くすることから、軟質化を図る上であまり有効
でないのである。
従来技術の問題を解決すべくなされたものであって、そ
の目的は、熱間圧延ままであっても、変形抵抗が増大し
たり割れを生ずることなく良好に冷間鍛造、冷間圧造、
冷間転造等の冷間塑性加工を行うことができ、かつ、部
品成形後に熱処理を施した場合であっても、硬さにばら
つきの生じない強度安定性に優れた線状または棒状鋼、
およびこの様な線状または棒状鋼を製造する為の有用な
方法、更にはこの様な線状または棒状鋼を用いて得られ
る機械部品を提供することにある。
棒状鋼とは、質量%で、C:0.1〜0.6%、Si:
0.15%以下(0%を含まない)、Mn:0.1〜
0.6%、P:0.02%以下(0%を含む)、S:
0.03%以下(0%を含む)、B:0.0005〜
0.005%、Al:0.01〜0.1%、N:0.0
10%以下(0%を含まない)、Zr:0.025〜
0.08%及び/又はHf:0.05〜0.16%を満
たすとともに下記式(1)を満たし、フェライトおよび
パーライトを主体とする組織を有することを要旨とする
ものである。 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(N/14.0)≦4.0 …(1)
〜0.6%、Si:0.15%以下(0%を含まな
い)、Mn:0.1〜0.6%、P:0.02%以下
(0%を含む)、S:0.03%以下(0%を含む)、
B:0.0005〜0.005%、Al:0.01〜
0.1%、N:0.010%以下(0%を含まない)、
Zr:0.025〜0.08%及び/又はHf:0.0
5〜0.16%を満たすとともに、Ti:0.005〜
0.02%、Nb:0.005〜0.05%、およびT
a:0.005〜0.05%よりなる群から選択される
少なくとも1種の元素が、下記式(2)および(3)を
満たすように含まれ、かつフェライトおよびパーライト
を主体とする組織を有することを要旨とするものでもあ
る。 0.4≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9) …(2) 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9)/(N/14.0)≦4.0 …(3)
熱処理における焼入れ性を高めるため、Cr:1.5%
以下、Mo:1%以下、およびNi:2%以下よりなる
群から選択される少なくとも1種の元素を含有させるこ
とも望ましい。
にあたっては、熱間圧延における仕上圧延を800℃〜
1000℃で行った後、850℃〜600℃温度域の冷
却を平均冷却速度3℃/s以下で行うことによって、フ
ェライトおよびパーライトを主体とする組織を生成さ
せ、また結晶粒の粗大化を抑制することが大変有効であ
る。
主体とする組織」とは、フェライトおよびパーライトが
合計で80%(面積率)以上占める組織を指すものとす
る。
いて得られる機械部品も含むものとする。
の下で、冷間加工前の軟化焼鈍処理を省略して、非調質
のまま良好に冷間加工を行うことができ、かつ部品成形
後に熱処理を施した場合であっても、安定した強度を確
保することのできる強度安定性に優れた線状または棒状
鋼の実現を目指して鋭意研究を進めた。その結果、冷間
加工時に動的歪時効効果を生じさせて変形抵抗を増大さ
せたり、Bの焼入れ性効果を妨げるフリーのNを固定す
る元素として、Zrおよび/またはHfを添加すること
が大変有効であるとの知見を見出し、これらの元素の定
量的作用効果について更に検討した結果、上記本発明に
想到したのである。
Hfを添加することを採用したのは、 Tiよりも窒化物形成能が高く、フリーNが残存し難
いことから、Bの焼入れ性効果が安定すること; TiやNbよりも拡散速度が遅いので、高温(100
0℃以上)でのZr(C,N)および/またはHf
(C,N)の再固溶速度が遅く、少量でも十分に結晶粒
の粗大化を抑制できること; これらの元素の炭窒化物が生成されたとしても、析出
硬化が非常に小さいため、十分に軟質化を行うことが可
能であることが挙げられる。
ーNを固定することができ、かつ結晶粒の粗大化も抑制
することができ、更には粗大な炭窒化物の生成も抑えら
れて耐割れ性を向上させることができるのである。
有効に発揮させるには、Zrを0.025%以上、好ま
しくは0.04%以上、及び/又は、Hfを0.05%
以上、好ましくは0.1%以上添加する必要がある。一
方、Zrおよび/またはHfの添加量が過剰になると、
Nと窒化物を形成してなお、余剰のZrおよび/または
Hfが存在する状態となり、これら余剰のZrおよび/
またはHfが炭窒化物を形成して析出強化を生ずること
となるため好ましくない。また、多量のNが同時に存在
する場合には、粗大な窒化物が析出して割れ限界が低下
するため好ましくない。従って、Zrを0.08%以
下、好ましくは0.06%以下、及び/又は、Hfを
0.16%以下、好ましくは0.14%以下に抑える必
要がある。
焼入れ性向上効果を発揮させ、かつ冷間加工時の動的歪
時効による変形抵抗の増大を抑制するには、下記式
(1)に示す如く(Zr/91.2+Hf/178.5)/(N/14.0)の
値を1.2以上、好ましくは1.5以上とする必要があ
る。一方、下記式(1)における(Zr/91.2+Hf/178.5)
/(N/14.0)の値が4.0を超えると、Nに対してZr
やHfが過剰に存在する状態となり、余剰のZrおよび
/またはHfが微細炭化物となって析出し、析出強化が
生じるため軟質化の観点から好ましくない。(Zr/91.2
+Hf/178.5)/(N/14.0)の値は、好ましくは3.0以下
である。 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(N/14.0)≦4.0 …(1)
するため、Ti、NbおよびTaよりなる群から選択さ
れる1種以上を適量添加することも有効である。特にN
bは、圧延時のオーステナイト粒径を微細化する効果を
有し、軟質化の観点から有効な元素である。
の効果を有効に発揮させるには、Tiを0.005%以
上添加することが好ましく、より好ましくは0.010
%以上である。Nbについては0.005%以上添加す
ることが好ましく、より好ましくは0.010%以上で
ある。またTaについては、0.005%以上添加する
ことが好ましく、より好ましくは0.010%以上であ
る。
く粗大窒化物が形成され、この粗大窒化物を基点に割れ
が生じ、却って割れ限界を低下させることとなる。ま
た、微細炭化物が析出して析出強化が生じ、十分に軟質
化を図ることができない。従って、Ti量は0.02%
以下とすることが好ましく、より好ましくは0.015
%以下である。Nbを添加する場合には、0.05%以
下とすることが好ましく、より好ましくは0.03%以
下である。Taについては、0.05%以下となるよう
添加することが好ましく、0.03%以下に抑えること
がより好ましい。
適量添加を採用することで、従来技術におけるTiやN
bを用いた場合の問題点を克服し、圧延ままの硬さ低
減、冷間加工時の割れ限界の向上、および成形加工後の
焼入れにおける硬さばらつきの低減を同時に達成するこ
とができたものであるから、これらTi、Nb、Taを
添加する場合であっても、Zrおよび/またはHfの効
果が有効に発揮されるよう下記式(2)を満足させる必
要がある。 0.4≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9) …(2)
場合には、Ti、Nb、Taの微細炭窒化物による析出
強化が顕著になって、軟質化が不十分となったり、冷間
加工時に割れが生ずることとなるため好ましくないので
ある。上記式(2)の右辺は、好ましくは0.5以上で
ある。
適量添加した上で、更にTi、NbおよびTaよりなる
群から選択される少なくとも1種を適量添加する場合、
Bの焼入れ性効果を有効に発揮させ、かつ冷間加工時の
動的歪時効による変形抵抗の増大を抑制すべくフリーの
Nを固定するには、下記式(3)を満足させる必要があ
る。 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9)/(N/14.0)≦4.0 …(3)
式(1)の場合と同様であり、フリーのNを十分に捕捉
して有効にBの焼入れ性向上効果を発揮させ、かつ冷間
加工時の動的歪時効効果を抑制するには、上記式(3)
における(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/
180.9)/(N/14.0)の値を1.2以上、好ましくは1.
5以上とする必要がある。一方、上記式(3)における
(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9)/
(N/14.0)の値が4.0を超えると、Nに対してZrや
Hfが過剰な状態となり、これら余剰のZrやHfが微
細炭化物となって析出し、析出強化を生ずることとなる
ため好ましくない。(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb
/92.9+Ta/180.9)/(N/14.0)の値は、好ましくは3.
0以下である。
規定した理由を詳述する。
る。所望の強度を得るには、0.1%以上、好ましくは
0.15%以上含有させる必要がある。一方、過剰に含
有されていると冷間加工性が低下し、熱間圧延まま良好
に冷間加工を行うことができないので、0.6%以下、
好ましくは0.5%以下に抑える。
い)、 Mn:0.1〜0.6% SiおよびMnは脱酸剤として添加する元素であり、ま
た、焼入れ性を高めて焼入れ後の強度を確保し、かつ靭
性を調整するのにも有効な元素である。特にMnは、M
nSとしてSを固定し、連続鋳造時の割れの原因となる
鉄とSとの化合物の形成を有効に防止する。この様な効
果を発揮させるには、Mnを0.1%以上、好ましくは
0.15%以上添加する必要がある。
が多過ぎると、焼入れ性が高まりすぎて必要以上に強度
が上昇し、圧延ままで冷間加工を行うことが困難とな
る。従って、Si量を0.15%以下、好ましくは0.
10%以下とし、Mn量は0.6%以下、好ましくは
0.4%以下となるようにする。
形成して連続鋳造時に割れを引き起こすこととなる。ま
た、粗大なMnS系介在物を形成して、冷間加工時の割
れの発生原因ともなる。従って、S量は0.03%以
下、好ましくは0.01%以下に抑えるようにする。ま
た、Pが過剰に含有されていると、S同様に冷間加工時
の割れの発生原因となったり、焼入れ後の靭性低下を招
くことから、P量は0.02%以下、好ましくは0.0
1%以下に抑えるようにする。
素であるSiおよびMnの添加を抑え、これらの元素に
よる焼入れ性向上効果をB添加により補っている。即
ち、BはSiおよびMnの様に固溶強化することなく焼
入れ性を高める重要な元素であり、この様な効果を有効
に発揮させるには、Bを0.0005%以上、好ましく
は0.001%以上添加する必要がある。しかしB量が
多過ぎても、上記効果が飽和するだけであるので、その
上限を0.005%、好ましくは0.004%とする。
%以上添加する。しかしながら過剰に添加しても、上記
作用が飽和し、アルミナ等の介在物が増加して冷間加工
時の割れを招くことになるので、0.1%以下、好まし
くは0.05%以下に抑えるようにする。
を固定させるのに必要なZr量も増加し、その結果、粗
大ZrNが形成されて冷間加工時に割れが発生すること
となる。従って、N含有量は0.010%以下、好まし
くは0.008%以下に抑えることとする。
上の通りであるが、必要によってはCr、Mo及びNi
よりなる群から選ばれる少なくとも1種を適量含有させ
て、次の様な改善効果を得ることも有効である。
焼入れ後の強度を確保したり、靭性を調整するのに有効
である。この様な効果を発揮させるには、Crを0.1
%以上、Moを0.05%以上、Niを0.1%以上添
加することが好ましい。しかしながら、これらの元素を
過剰に添加しても焼入れ性の向上効果は飽和し、コスト
が増加するだけであるので、Crを添加する場合には
1.5%以下に抑えることが好ましく、より好ましくは
1.3%以下である。Moは、1%以下に抑えることが
好ましく、より好ましくは0.5%以下である。またN
iは、2%以下とすることが好ましく、より好ましくは
1.5%以下である。
あり、残部成分は実質的にFeであるが、該線状または
棒状鋼中に、微量の不可避不純物の含有が許容されるの
は勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範
囲で更に他の元素を積極的に含有させることも可能であ
る。
ては、その製造において下記の様な条件で熱間圧延を行
うことが大変有効である。
る程度低温とする方が、オーステナイト粒径が微細化し
て焼入れ性が低下するため軟質化には望ましいが、仕上
圧延温度が低すぎると、圧延機に大きな負担がかかるこ
とになる。また、圧延組織が必要以上に微細化され、こ
の結晶粒微細化により強度が上昇してしまうため軟質化
の観点からは好ましくない。従って仕上圧延は、800
℃以上、好ましくは850℃以上で行うのがよい。一
方、仕上圧延温度が高すぎても、オーステナイト結晶粒
が非常に粗大となり軟質化が困難となるため、1000
℃以下、好ましくは950℃以下で仕上圧延を行うのが
よい。
〜600℃の温度域がオーステナイトから(フェライト
+パーライト)へ変態させるのに重要な温度域であるこ
とから、上記温度域の冷却速度を制御することが必要で
ある。即ち、上記温度域における冷却速度が速すぎる
と、フェライトおよびベイナイトを主体とする組織が生
成されずに硬いマルテンサイト組織が生成されて、十分
に軟質化を図ることができない。従って、上記冷却速度
は3℃/s以下とするのがよく、好ましくは2℃/s以
下である。
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
割れ性、および焼入れ後の硬さばらつきに及ぼす影響を
調べた。
分組成の試料を転炉にて溶製後、分解圧延を経て、表3
に示す条件(仕上圧延温度、800〜650℃温度域の
冷却速度)で熱間圧延を行い、直径35mmの丸棒を作
成した。尚、800〜650℃温度域における冷却速度
は、風冷またはコンベアカバーにより変化させた。
径16mm、高さ24mmの円柱試料を作成し、円柱表
面に、円柱軸に平行に先端ノッチR0.03mm、深さ
0.5mmのノッチを切削加工により入れて冷間加工性
試験材を作成した。また、前記丸棒に減面率75%の引
抜き加工を施した後、850〜1100℃で30分間加
熱し、水焼入れを行って焼入れ試料を作成した。
切断後、その断面を鏡面研磨してビッカース硬さを測定
した。圧延材中心と表面の中央の位置にて、円周方向に
等間隔で5点測定し、その平均値を求めた。
延ままの硬さに対して、試験材の圧延まま硬さがどの程
度低減されたかを示す「軟質化度」を、(同一炭素量を
有する通常の炭素鋼の圧延ままの硬さ)と(試験材の圧
延まま硬さ)との差より求め、この軟質化度が20以上
の場合を合格(○)とした。ここで前記通常の炭素鋼と
は、JIS G 0551のキルド鋼を指し、本実施例の
圧延条件を適用した場合、硬さは経験的に次式で表され
る。 HV=166×C+140 [Cは炭素量(mass%)]
た焼入れ試料の硬さを、圧延まま硬さの測定と同様の方
法で測定した。5点間の測定値のばらつきが、±15%
以下の場合を合格(○)とした。
加工性試験材を作成し、圧縮率80%で圧縮試験を行っ
た。その結果、1個でもノッチ底に割れが生じた場合を
不合格(×)とし、5個全てに割れが生じなかった場合
を合格(○)とした。
同じ部位で、JIS G 0551に準じて旧オーステナ
イト粒度を測定し、観察視野全体から判断される平均粒
度に対して、粒度で2度以上粗大とされる粗粒が該観察
視野中に発生する温度(結晶粒粗大化温度)を測定し、
一般的な焼入れ温度である950℃まで粗大結晶粒が発
生しない場合を合格(○)とした。
の要件を満たすものであり、圧延ままでも良好に冷間加
工できるほどに軟質化されており、冷間加工時の耐割れ
性に優れ、かつ焼入れを施した場合にも硬さにばらつき
が生じていないことが分かる。
の要件を満たさず、圧延ままで冷間加工できるほど軟質
化されていないか、耐割れ性に劣っているか、もしくは
焼入れを施した場合の硬さが著しくばらつく結果となっ
ている。
fの添加量が本発明で規定する添加量上限を超えてお
り、これらの元素の析出強化が生じて十分に軟質化を図
ることができなかった。特に、No.24および26で
は、N量も規定範囲を超えているため、圧縮試験で割れ
も生じる結果となった。No.27は、Zr添加量が規
定範囲を下回り、窒化物形成量が少なかったため、結晶
粒の粗大化を抑制することができず、焼入れ後の硬さが
ばらつく結果となった。
ないため、良好に焼入れを行うことができず、焼入れ後
の硬さがばらつく結果となった。
nが規定量を超えたため、軟質化が不十分となってしま
った。
てTi、Nb、Taが多量に添加されており、これらT
i、Nb、Taによる析出強化が生じて軟質化を図るこ
とができなかった。
2+Hf/178.5)/(N/14.0)の値が下限値を下回り、フリ
ーのNが十分に固定されなかったため、Bの焼入れ性向
上効果が十分に発揮されず、硬さにばらつきが生じる結
果となった。また、N量が規定範囲を超えているため、
粗大な窒化物が形成されて割れも生じた。
2+Hf/178.5)/(N/14.0)の値が上限値を上回り、過剰
のZrが微細炭窒化物を形成して析出強化が顕著となっ
たため、軟質化を図ることができなかった。
ため、結晶粒が粗大化されて焼入れ後の硬さにばらつき
が生じる結果となった。
00℃温度域の平均冷却速度を変化させて、熱間圧延ま
まの硬さ(軟質化度)に与える影響を調べた。
4に示す条件(仕上圧延温度、800〜650℃温度域
の冷却速度)で熱間圧延を行って、直径35mmの丸棒
を得た。得られた丸棒について上記の方法と同様にして
圧延ままの硬さを測定し、軟質化度を求めた。その結果
を表4に併記する。
規定する条件で熱間圧延を行ったものであるため、フェ
ライトおよびパーライトを主体とする組織が得られ、か
つ結晶粒の粗大化も生ずることなく、十分に軟質化が図
れていることが分かる。
延温度が本発明の規定範囲を下回っているため、結晶粒
の微細化が促進されて強度が上昇し、軟質化が不十分と
なった。No.55〜57は、仕上圧延温度が本発明の
規定範囲を超えているため、オーステナイト組織が粗大
化して、軟質化が不十分となってしまった。またNo.
58〜60では、熱間圧延後の850〜600℃温度域
の平均冷却速度が速すぎたために、マルテンサイト等硬
質の組織が形成されて、軟質化が不十分となった。
状または棒状鋼におけるZrおよび/またはHfの添加
量を本発明で規定する如く制御することによって、熱間
圧延ままの鋼の硬さを低減させて、割れを生じさせるこ
となく良好に冷間加工を行うことができ、かつ成形加工
後に焼入れを行った場合にも硬さにばらつきが生じず安
定した強度が得られることとなった。この様な線状また
は棒状鋼の実現によって、軟化焼鈍等の熱処理を行わな
い熱間圧延ままの非調質鋼を、冷間鍛造、冷間圧造、冷
間転造等の冷間塑性加工に適用することができ、効率よ
く機械構造用部品等を製造できることとなった。
Claims (6)
- 【請求項1】 質量%で(以下、同じ)、C :0.1
〜0.6%、Si:0.15%以下(0%を含まな
い)、Mn:0.1〜0.6%、P :0.02%以下
(0%を含む)、S :0.03%以下(0%を含
む)、B :0.0005〜0.005%、Al:0.
01〜0.1%、N :0.010%以下(0%を含ま
ない)、Zr:0.025〜0.08%及び/又はH
f:0.05〜0.16%を満たすとともに下記式
(1)を満たし、フェライトおよびパーライトを主体と
する組織を有することを特徴とする冷間加工性および熱
処理後の強度安定性に優れた線状または棒状鋼。 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(N/14.0)≦4.0 …(1) - 【請求項2】 更に他の元素であって、Cr:1.5%
以下、Mo:1%以下およびNi:2%以下よりなる群
から選択される少なくとも1種の元素を含むものである
請求項1に記載の線状または棒状鋼。 - 【請求項3】 C:0.1〜0.6%、Si:0.15
%以下(0%を含まない)、Mn:0.1〜0.6%、
P :0.02%以下(0%を含む)、S :0.03
%以下(0%を含む)、B :0.0005〜0.00
5%、Al:0.01〜0.1%、N :0.010%
以下(0%を含まない)、Zr:0.025〜0.08
%及び/又はHf:0.05〜0.16%を満たすとと
もに、Ti:0.005〜0.02%、Nb:0.00
5〜0.05%およびTa:0.005〜0.05%よ
りなる群から選択される少なくとも1種の元素が下記式
(2)および(3)を満たすように含まれ、かつフェラ
イトおよびパーライトを主体とする組織を有することを
特徴とする冷間加工性および熱処理後の強度安定性に優
れた線状または棒状鋼。 0.4≦(Zr/91.2+Hf/178.5)/(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9) …(2) 1.2≦(Zr/91.2+Hf/178.5+Ti/47.9+Nb/92.9+Ta/180.9)/(N/14.0)≦4.0 …(3) - 【請求項4】 更に他の元素であって、Cr:1.5%
以下、Mo:1%以下およびNi:2%以下よりなる群
から選択される少なくとも1種の元素を含むものである
請求項3に記載の線状または棒状鋼。 - 【請求項5】 請求項1〜4の線状または棒状鋼を製造
する方法であって、熱間圧延における仕上圧延を800
℃〜1000℃で行った後、850℃〜600℃温度域
の冷却を平均冷却速度3℃/s以下で行うことによって
フェライトおよびパーライトを主体とする組織を生成さ
せることを特徴とする冷間加工性および熱処理後の強度
安定性に優れた線状または棒状鋼の製造方法。 - 【請求項6】 請求項1〜4のいずれかに記載の線状ま
たは棒状鋼を用いて得られる機械部品。
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