JP2017043835A - 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】通常よりも球状化焼鈍の時間を短時間化した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化を達成でき、従来よりも軟質化できる冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法の提供。【解決手段】C、Si、Mn、P、S、Al、Nを含み、鋼の金属組織が、初析フェライトおよびパーライトを含有し、全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が90%以上であると共に、前記初析フェライトの面積率Afが、式(1)で表されるA値との関係で、Af≧Aの関係を満足し、bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15〜30μmであり、且つ、パーライトラメラーの間隔が平均で0.20μm以下である冷間加工用機械構造用鋼。A=(103−128×[C(%)])×0.80(%)・・・(1){[C(%)]は、質量%でCの含有量}【選択図】図1
Description
本発明は、冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法に関する。特に、球状化焼鈍後の変形抵抗が低く、冷間加工性に優れた機械構造用鋼、および該機械構造用鋼を製造するための有用な方法に関する。本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品および建設機械用部品等の各種部品に好適に用いられる。鋼の形態は特に限定されず、例えば圧延線材などを対象とする。前記した各種部品として具体的には、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフトおよびコモンレール等の、機械部品および電装部品等が挙げられる。尚、本明細書において、線材とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後に室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また本明細書において、鋼線とは、上記圧延線材に伸線および/または焼鈍などを施して特性を調整した、線状の鋼材を指す。
自動車用部品および建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたっては、通常、炭素鋼および合金鋼などの熱間圧延線材に、冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍処理が施される。そして、球状化焼鈍後の鋼線に冷間加工を行い、その後切削加工などの機械加工を施すことによって所定の形状に成形し、さらに焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われる。
近年は、省エネルギーの観点より、球状化焼鈍の条件が見直され、特に球状化焼鈍時間の短時間化が要求されている。例えば、球状化焼鈍時間を2〜3割削減できれば、エネルギー消費量の削減およびCO2排出量の削減が期待できる。
しかしながら、球状化焼鈍時間を短時間化した場合、炭化物の球状化の指標である球状化度が大きくなり(つまり、球状化組織が悪くなり)、冷間加工性が劣化することが知られている。そのため、球状化焼鈍時間の短時間化は容易ではない。
これまでに球状化焼鈍時間の短時間化を実現する技術がいくつか提案されている。例えば、特許文献1には、球状化焼鈍前の金属組織を制御することで、比較的短時間の球状化焼鈍を行っても軟質化が可能な冷間加工用機械構造用鋼と、その製造方法が開示されている。具体的には、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が95面積%以上であると共に、フェライトの面積率を所定以上とし、bcc−Fe結晶粒径を適正範囲に制御した冷間加工用機械構造用鋼が開示されている。冷間加工用機械構造用鋼の製造方法では、750〜950℃の温度で仕上げ加工した後、5℃/秒以上の平均冷却速度で600〜660℃の温度範囲まで冷却し、その後、1℃/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却することが開示されている。
また、特許文献2には、金属組織に初析フェライト組織、パーライト組織、およびベイナイト組織を含有させた鋼線材とその製造方法が開示されている。この鋼線材は、軟質化焼鈍時間の短縮化が可能であり、軟質化焼鈍後には優れた冷間鍛造性を実現できることが開示されている。鋼線材の製造方法では、熱間圧延し、巻取り、その後、500℃以上600℃以下の溶融塩槽に10秒以上浸漬した後、次いで530℃以上600℃以下の溶融塩槽に20秒以上150秒以下恒温保持した後冷却することが開示されている。
更に、特許文献3には、フェライト結晶粒度番号が9以上であり、フェライト組織分率が30面積%以上、残部がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト又はこれらの混合組織から成り、ベイナイト+マルテンサイト組織分率が残部の50面積%以上である、冷間鍛造用熱間圧延線材とその製造方法が開示されている。冷間鍛造用熱間圧延線材の製造方法では、Ar3点からAr3点+150℃の温度範囲で仕上圧延後、Ar1点から300℃の間を5〜40℃/秒の冷却速度で冷却することが開示されている。
しかし、上記特許文献2の方法では、初析フェライトの面積率が低いため、球状化焼鈍後の鋼線の硬さが硬くなるおそれがある。また、上記特許文献3の方法では、フェライトの面積率が低く、更にベイナイト又はマルテンサイトを有するため、球状化焼鈍後の鋼線の硬さが硬くなると予想される。
このように、これまで提案されている技術は、球状化焼鈍時間の短時間化に有用であるが、従来技術よりも更に良好な球状化組織が得られると共に、軟質化する技術の開発が望まれている。
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、通常よりも球状化焼鈍の時間を短時間化した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化を達成でき、従来よりも軟質化できる冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、質量%で、C:0.07%以上、0.3%未満、Si:0.05〜0.5%、Mn:0.2〜1.7%、P:0%超、0.03%以下、S:0.001〜0.05%、Al:0.01〜0.1%、およびN:0〜0.015%を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、初析フェライトおよびパーライトを含有し、全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が90%以上であると共に、前記初析フェライトの面積率Afが、下記式(1)で表されるA値との関係で、Af≧Aの関係を満足し、bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15〜30μmであり、且つ、パーライトラメラーの間隔が平均で0.20μm以下であるところに要旨を有する
A=(103−128×[C(%)])×0.80 (%) ・・・(1)
但し、上記式(1)中、[C(%)]は、質量%でCの含有量を示す。
A=(103−128×[C(%)])×0.80 (%) ・・・(1)
但し、上記式(1)中、[C(%)]は、質量%でCの含有量を示す。
本発明の好ましい実施形態において、上記冷間加工用機械構造用鋼は、更に質量%で、Cr:0%超、0.5%以下、Cu:0%超、0.25%以下、Ni:0%超、0.25%以下、Mo:0%超、0.25%以下、およびB:0%超、0.01%以下よりなる群から選択される1種以上を含有し、かつ下記式(X)を満足する。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 ・・・(X)
但し、[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]および[Mo%]は、それぞれ、質量%で示したCr、Cu、NiおよびMoの含有量を示す。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 ・・・(X)
但し、[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]および[Mo%]は、それぞれ、質量%で示したCr、Cu、NiおよびMoの含有量を示す。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼線は、更に、質量%で、Ti:0%超、0.1%以下を含有する。
本発明に係る上記冷間加工用機械構造用鋼の製造方法は、950℃以上、1150℃以下で仕上圧延し、次いで700〜750℃の第1冷却終了温度まで平均冷却速度:3℃/秒以下で冷却する第1冷却と、前記第1冷却終了温度から少なくとも600℃の温度範囲まで平均冷却速度:5〜30℃/秒で冷却する第2冷却とを順次行うことを含む。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、化学成分組成を適切に調整するとともに、全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率と初析フェライトの面積率を所定以上とし、bcc(body−centered cubic、体心立方格子)−Fe結晶粒の平均円相当直径(以下、単に「bcc−Fe平均粒径」と呼ぶ場合がある。)、およびパーライトラメラーの間隔をそれぞれ適切な範囲としている。これにより、通常よりも球状化焼鈍時間を短時間化した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化組織を得ることができ、従来よりも軟質化することができる。従って、本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、球状化焼鈍後、室温または加工発熱領域において上記の各種部品に加工される時に、鋼の変形抵抗が低く、且つ加工用金型および鋼(素材)の割れが抑制されるので、優れた冷間加工性を発揮できる。
本発明者らは、通常よりも球状化焼鈍時間を短時間化した(以下、「短時間球状化焼鈍」と呼ぶ。)場合であっても、従来と同等以上の球状化組織を得られるとともに、従来よりも軟質化できるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するため、様々な角度から検討した。その結果、球状化焼鈍後の鋼線の金属組織(球状化組織)において、フェライト結晶粒径を粗大化させ、炭化物の平均粒子間距離を拡大することで、鋼の軟質化を達成できることを見いだした。そして、そのような球状化組織を得るためには、球状化焼鈍前の金属組織(以下、「前組織」と呼ぶ。)の制御が重要である、との着想を得た。上記の鋼線の金属組織(球状化組織)を得るためには、前組織を、初析フェライトとパーライトを主相とする組織とした上で、初析フェライトの面積率を出来るだけ高くし、bcc−Fe結晶粒を従来よりも粗大になるように制御し、かつパーライトラメラーの間隔を所定以下とすればよいこと、そして、そのような前組織を有する鋼は、短時間球状化焼鈍後に、球状化組織において従来と同等以上の球状化組織を得られるとともに、従来よりも軟質化できること、を見出し、本発明を完成した。
以下、本発明で規定する各要件について説明する。
本発明の鋼の金属組織は、初析フェライトとパーライトを含有する。これらの組織は、球状化焼鈍後の鋼の変形抵抗を低減させて、冷間加工性の向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に初析フェライトとパーライトを含有する金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができない。そこで、以下に説明するように、これら組織の面積率およびbcc−Fe結晶粒の平均粒径なども適切に制御する必要がある。
初析フェライトおよびパーライトの合計面積率:90%以上
鋼の前組織にベイナイトおよびマルテンサイト等の微細な組織が多い場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトおよび/またはマルテンサイトの影響によって組織が局部的に微細となり、鋼の軟質化が不十分となる。こうした観点から、鋼を十分に軟質化するためには、全組織に対する初析フェライトとパーライトの合計面積率は90%以上とする必要がある。初析フェライトとパーライトの合計面積率は、好ましくは95%以上であり、より好ましくは97%以上であり、最も好ましくは100%である。なお、初析フェライトとパーライト以外の金属組織としては、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトが挙げられる。前述の通り、マルテンサイト等のこれら組織の面積率が高くなると鋼の強度が高くなるため、これらの組織は全く含まれていなくても良い。鋼は、他の組織因子としてセメンタイト以外の炭化物、窒化物、酸化物、および/または硫化物を含有してよい。
鋼の前組織にベイナイトおよびマルテンサイト等の微細な組織が多い場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトおよび/またはマルテンサイトの影響によって組織が局部的に微細となり、鋼の軟質化が不十分となる。こうした観点から、鋼を十分に軟質化するためには、全組織に対する初析フェライトとパーライトの合計面積率は90%以上とする必要がある。初析フェライトとパーライトの合計面積率は、好ましくは95%以上であり、より好ましくは97%以上であり、最も好ましくは100%である。なお、初析フェライトとパーライト以外の金属組織としては、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトが挙げられる。前述の通り、マルテンサイト等のこれら組織の面積率が高くなると鋼の強度が高くなるため、これらの組織は全く含まれていなくても良い。鋼は、他の組織因子としてセメンタイト以外の炭化物、窒化物、酸化物、および/または硫化物を含有してよい。
bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径:15〜30μm
鋼の前組織におけるbcc−Fe結晶粒の平均円相当直径、即ちbcc−Fe平均粒径を30μm以下にしておくと、短時間球状化焼鈍後にも良好な球状化組織(つまり、球状化度の小さい球状化組織)が得られる。bcc−Fe平均粒径が30μmを超えると、短時間球状化焼鈍では球状化組織が劣化し(つまり、球状化度が大きくなり)、所望の球状化組織が得られない。bcc−Fe平均粒径は、好ましくは29μm以下であり、より好ましくは28μm以下である。しかしながら、前組織におけるbcc−Fe平均粒径が小さくなり過ぎると、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒径の微細化により強化され、鋼の軟質化が困難となる。そこで、bcc−Fe平均粒径を15μm以上とした。bcc−Fe平均粒径は、好ましくは16μm以上であり、より好ましくは17μm以上である。なお、結晶粒の円相当直径とは、各結晶粒と同一面積を有する円の直径を意味する。
鋼の前組織におけるbcc−Fe結晶粒の平均円相当直径、即ちbcc−Fe平均粒径を30μm以下にしておくと、短時間球状化焼鈍後にも良好な球状化組織(つまり、球状化度の小さい球状化組織)が得られる。bcc−Fe平均粒径が30μmを超えると、短時間球状化焼鈍では球状化組織が劣化し(つまり、球状化度が大きくなり)、所望の球状化組織が得られない。bcc−Fe平均粒径は、好ましくは29μm以下であり、より好ましくは28μm以下である。しかしながら、前組織におけるbcc−Fe平均粒径が小さくなり過ぎると、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒径の微細化により強化され、鋼の軟質化が困難となる。そこで、bcc−Fe平均粒径を15μm以上とした。bcc−Fe平均粒径は、好ましくは16μm以上であり、より好ましくは17μm以上である。なお、結晶粒の円相当直径とは、各結晶粒と同一面積を有する円の直径を意味する。
前記したbcc−Fe平均粒径の制御の対象となる組織は、隣り合う2つの結晶粒の方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたbcc−Fe結晶粒である。組織中には方位差が15°以下の小角粒界も含まれる。しかしながら、それら小角粒界は球状化焼鈍後に得られる球状化組織に及ぼす影響が小さい。球状化焼鈍後に所望の球状化組織を得るには、球状化焼鈍前組織の大角粒界を制御する必要がある。前記大角粒界で囲まれたbcc−Fe平均粒径を所定範囲とすることによって、短時間球状化焼鈍でも良好な球状化組織(つまり、球状化度の小さい球状化組織)を達成できる。なお、前記した「方位差」は、「ずれ角」もしくは「斜角」とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはEBSP法(Electron Back Scattering Pattern法)を採用すればよい。また、bcc−Feとは、初析フェライトの他、パーライト組織中に含まれるフェライトも含む趣旨である。
パーライトラメラーの間隔:0.20μm以下
本発明の鋼の金属組織は、前述した通り、初析フェライトとパーライトを有する。パーライトラメラーの間隔を狭くする(つまり、パーライトラメラーを微細化する)と、短時間球状化焼鈍でも炭化物(主に、パーライト中のセメンタイト)の球状化が促進され、良好な球状化組織が得られる。こうした観点から、前組織におけるパーライトラメラーの間隔は平均で(以下、単に「平均ラメラー間隔」と呼ぶ)0.20μm以下とする必要がある。平均ラメラー間隔は、好ましくは0.18μm以下であり、より好ましくは0.16μm以下である。平均ラメラー間隔の下限は特に限定されないが、通常0.05μm程度である。
本発明の鋼の金属組織は、前述した通り、初析フェライトとパーライトを有する。パーライトラメラーの間隔を狭くする(つまり、パーライトラメラーを微細化する)と、短時間球状化焼鈍でも炭化物(主に、パーライト中のセメンタイト)の球状化が促進され、良好な球状化組織が得られる。こうした観点から、前組織におけるパーライトラメラーの間隔は平均で(以下、単に「平均ラメラー間隔」と呼ぶ)0.20μm以下とする必要がある。平均ラメラー間隔は、好ましくは0.18μm以下であり、より好ましくは0.16μm以下である。平均ラメラー間隔の下限は特に限定されないが、通常0.05μm程度である。
なお、本明細書において「パーライトラメラーの間隔」とは、隣接するラメラーセメンタイト層の間の距離をいう。より正確には、ラメラーセメンタイト層の厚さの中心位置から、隣接するラメラーセメンタイト層の厚さの中心位置までの最短距離である。
初析フェライトの面積率Af≧A
更に、前組織において、初析フェライトの面積率が増加すると、球状化焼鈍中の炭化物析出サイトが減少することにより炭化物の数密度が減少して、炭化物の粗大化が促進される。これにより、炭化物の粒子間距離が広くなり、金属組織を更に軟質化することができる。一方、初析フェライトの面積率は、含有炭素量に影響を受けて変化する。炭素量が増加すると、初析フェライト面積率は減少する。同様に、良好な球状化材を得るための適切な初析フェライト面積率も、含有炭素量に応じて変化する。炭素量が多いほど、適切な初析フェライトの面積率は減少する。こうした観点から数多くの実験結果を解析したところ、前組織において、全組織に対する初析フェライトの面積率Afが、下記式(1)で表されるA値と、Af≧Aの関係を満足することによって、更なる軟質化を図ることができることを見出した。
A=(103−128×[C(%)])×0.80(%) ・・・(1)
但し、上記式(1)中、[C(%)]は、質量%でCの含有量を示す。
Afは、好ましくは(103−128×[C(%)])×0.85以上であり、より好ましくは(103−128×[C(%)])×0.90以上である。なお、上記観点からはAfの上限は特に限定されない。しかしながら、Afを高くすると製造コストが増加するため、生産性を考慮すると、Afは(103−128×[C(%)])×0.97以下であることが好ましい。
更に、前組織において、初析フェライトの面積率が増加すると、球状化焼鈍中の炭化物析出サイトが減少することにより炭化物の数密度が減少して、炭化物の粗大化が促進される。これにより、炭化物の粒子間距離が広くなり、金属組織を更に軟質化することができる。一方、初析フェライトの面積率は、含有炭素量に影響を受けて変化する。炭素量が増加すると、初析フェライト面積率は減少する。同様に、良好な球状化材を得るための適切な初析フェライト面積率も、含有炭素量に応じて変化する。炭素量が多いほど、適切な初析フェライトの面積率は減少する。こうした観点から数多くの実験結果を解析したところ、前組織において、全組織に対する初析フェライトの面積率Afが、下記式(1)で表されるA値と、Af≧Aの関係を満足することによって、更なる軟質化を図ることができることを見出した。
A=(103−128×[C(%)])×0.80(%) ・・・(1)
但し、上記式(1)中、[C(%)]は、質量%でCの含有量を示す。
Afは、好ましくは(103−128×[C(%)])×0.85以上であり、より好ましくは(103−128×[C(%)])×0.90以上である。なお、上記観点からはAfの上限は特に限定されない。しかしながら、Afを高くすると製造コストが増加するため、生産性を考慮すると、Afは(103−128×[C(%)])×0.97以下であることが好ましい。
本発明は、冷間加工用機械構造用鋼であり、その鋼種は冷間加工用機械構造用鋼として通常の化学成分組成を有するものであれば良いが、C、Si、Mn、P、S、AlおよびNについては、以下の適切な範囲に調整する。なお、本明細書では、化学成分組成について「%」とは、質量%を意味する。
C:0.07%以上、0.3%未満
Cは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、C含有量は0.07%以上とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.09%以上であり、より好ましくは0.11%以上である。しかしながら、Cが過剰に含有されると強度が高くなって冷間加工性が低下するので、0.3%未満とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.28%以下であり、より好ましくは0.26%以下である。
Cは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、C含有量は0.07%以上とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.09%以上であり、より好ましくは0.11%以上である。しかしながら、Cが過剰に含有されると強度が高くなって冷間加工性が低下するので、0.3%未満とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.28%以下であり、より好ましくは0.26%以下である。
Si:0.05〜0.5%
Siは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度向上元素として有用である。このような効果を有効に発揮させるため、Si含有量を0.05%以上と定めた。Si含有量は、好ましくは0.07%以上であり、より好ましくは0.10%以上である。一方、Siが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでSi含有量を0.5%以下と定めた。Si含有量は、好ましくは0.45%以下であり、より好ましくは0.40%以下である。
Siは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度向上元素として有用である。このような効果を有効に発揮させるため、Si含有量を0.05%以上と定めた。Si含有量は、好ましくは0.07%以上であり、より好ましくは0.10%以上である。一方、Siが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでSi含有量を0.5%以下と定めた。Si含有量は、好ましくは0.45%以下であり、より好ましくは0.40%以下である。
Mn:0.2〜1.7%
Mnは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Mn含有量を0.2%以上と定めた。Mn含有量は、好ましくは0.3%以上であり、より好ましくは0.4%以上である。一方、Mnが過剰に含有されると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでMn含有量を1.7%以下と定めた。Mn含有量は、好ましくは1.5%以下であり、より好ましくは1.3%以下である。
Mnは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Mn含有量を0.2%以上と定めた。Mn含有量は、好ましくは0.3%以上であり、より好ましくは0.4%以上である。一方、Mnが過剰に含有されると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでMn含有量を1.7%以下と定めた。Mn含有量は、好ましくは1.5%以下であり、より好ましくは1.3%以下である。
P:0%超、0.03%以下
Pは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、P含有量は0.03%以下と定めた。P含有量は、好ましくは0.02%以下であり、より好ましくは0.017%以下、更に好ましくは0.01%以下である。P含有量は少なければ少ない程好ましく、0%であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより0.001%程度残存してしまう場合もある。
Pは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、P含有量は0.03%以下と定めた。P含有量は、好ましくは0.02%以下であり、より好ましくは0.017%以下、更に好ましくは0.01%以下である。P含有量は少なければ少ない程好ましく、0%であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより0.001%程度残存してしまう場合もある。
S:0.001〜0.05%
Sは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でMnSとして存在して延性を劣化させるので、冷間加工性に有害な元素である。そこでS含有量を0.05%以下と定めた。S含有量は、好ましくは0.04%以下であり、より好ましくは0.03%以下である。但し、Sは被削性を向上させる作用を有するので、0.001%以上含有させることは有用である。S含有量は、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003%以上である。
Sは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でMnSとして存在して延性を劣化させるので、冷間加工性に有害な元素である。そこでS含有量を0.05%以下と定めた。S含有量は、好ましくは0.04%以下であり、より好ましくは0.03%以下である。但し、Sは被削性を向上させる作用を有するので、0.001%以上含有させることは有用である。S含有量は、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003%以上である。
Al:0.01〜0.1%
Alは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるため、Al含有量を0.01%以上と定めた。Al含有量は、好ましくは0.013%以上であり、より好ましくは0.015%以上である。しかしながら、Al含有量が過剰になると、Al2O3が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでAl含有量を0.1%以下と定めた。Al含有量は、好ましくは0.090%以下であり、より好ましくは0.080%以下である。
Alは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるため、Al含有量を0.01%以上と定めた。Al含有量は、好ましくは0.013%以上であり、より好ましくは0.015%以上である。しかしながら、Al含有量が過剰になると、Al2O3が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでAl含有量を0.1%以下と定めた。Al含有量は、好ましくは0.090%以下であり、より好ましくは0.080%以下である。
N:0〜0.015%
Nは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Nが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでN含有量を0.015%以下と定めた。N含有量は、好ましくは0.013%以下であり、より好ましくは0.010%以下である。N含有量は少なければ少ない程好ましく0%であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより0.001%程度残存してしまう場合もある。
Nは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Nが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでN含有量を0.015%以下と定めた。N含有量は、好ましくは0.013%以下であり、より好ましくは0.010%以下である。N含有量は少なければ少ない程好ましく0%であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより0.001%程度残存してしまう場合もある。
本発明の機械構造用鋼の基本成分は上記の通りであり、1つの実施形態として、残部は実質的に鉄である。なお、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の特性を阻害しない程度の、例えばSb、Zn等の微量成分の存在を許容し得ること、およびP、S、N以外の、例えばO、H等の不可避不純物も含み得ることを意味する。さらに本発明では、必要に応じて以下の任意元素を選択的に含有していても良い。選択された任意元素(選択成分)の種類に応じて、鋼の特性を更に改善し得る。
なお、上述のように、P、SおよびNは、不可避的に含まれる元素(不可避不純物)であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた不可避的に含まれる元素を意味する。
Cr:0%超、0.5%以下、Cu:0%超、0.25%以下、Ni:0%超、0.25%以下、Mo:0%超、0.25%以下およびB:0%超、0.01%以下よりなる群から選択される1種以上
Cr、Cu、Ni、MoおよびBは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。必要によって、それらの元素を単独で又は2種以上で含有してもよい。このような効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。前記した効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Cr量が0.015%以上、より好ましくは0.020%以上である。Cu量、Ni量およびMo量の好ましい含有量は、いずれも0.02%以上、より好ましくは0.05%以上である。B量の好ましい含有量は、0.0003%以上、より好ましくは0.0005%以上である。
Cr、Cu、Ni、MoおよびBは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。必要によって、それらの元素を単独で又は2種以上で含有してもよい。このような効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。前記した効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Cr量が0.015%以上、より好ましくは0.020%以上である。Cu量、Ni量およびMo量の好ましい含有量は、いずれも0.02%以上、より好ましくは0.05%以上である。B量の好ましい含有量は、0.0003%以上、より好ましくは0.0005%以上である。
しかしながら、Cr、Cu、NiおよびMoの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間加工性を劣化させるおそれがある。そこで、Cr含有量は0.5%以下が好ましく、Cu、NiおよびMo含有量はいずれも0.25%以下が好ましい。Cr量のより好ましい含有量は0.45%以下、更に好ましくは0.40%以下である。Cu量、Ni量およびMo量のより好ましい含有量は、いずれも0.22%以下、更に好ましくは0.20%以下である。
また、Bの含有量が過剰になると、靭性を劣化させるおそれがある。そこで、B含有量は0.01%以下が好ましい。B量のより好ましい含有量は、0.007%以下、更に好ましくは0.005%以下である。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75
本発明の実施形態に係る鋼線は、Cr、Cu、NiおよびMoの1種以上を上述した範囲で含有する場合、下記式(X)を満足することが好ましい。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 ・・・(X)
但し、[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]および[Mo%]は、それぞれ、質量%で示したCr、Cu、NiおよびMoの含有量を示す。
Cr、Cu、NiおよびMoの含有量が上記式(X)を満たすことにより、鋼の強度が高くなり過ぎることを抑制して、冷間加工性を向上できる。
本発明の実施形態に係る鋼線は、Cr、Cu、NiおよびMoの1種以上を上述した範囲で含有する場合、下記式(X)を満足することが好ましい。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 ・・・(X)
但し、[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]および[Mo%]は、それぞれ、質量%で示したCr、Cu、NiおよびMoの含有量を示す。
Cr、Cu、NiおよびMoの含有量が上記式(X)を満たすことにより、鋼の強度が高くなり過ぎることを抑制して、冷間加工性を向上できる。
Ti:0%超、0.1%以下
Tiは、Nと化合物を形成し、固溶Nを低減することで、軟質化の効果を発揮する。よって必要によって、Tiを含有してもよい。このような効果を有効に発揮させるための好ましいTi含有量は、0.01以上、より好ましくは0.02以上である。しかしながら、Tiの含有量が過剰になると、形成される化合物が硬さ増加を招く。そこで、好ましいTi含有量は0.08%以下、より好ましくは0.05以下である。
Tiは、Nと化合物を形成し、固溶Nを低減することで、軟質化の効果を発揮する。よって必要によって、Tiを含有してもよい。このような効果を有効に発揮させるための好ましいTi含有量は、0.01以上、より好ましくは0.02以上である。しかしながら、Tiの含有量が過剰になると、形成される化合物が硬さ増加を招く。そこで、好ましいTi含有量は0.08%以下、より好ましくは0.05以下である。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するためには、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上圧延温度を調整するとともに、その後の冷却速度を2段階として冷却速度と温度範囲を適切に調整するのが好ましい。具体的には、
950℃以上、1150℃以下で仕上圧延し、その後、
950℃以上、1150℃以下から700〜750℃の第1冷却終了温度まで平均冷却速度:3℃/秒以下で冷却する第1冷却と、
前記第1冷却終了温度から少なくとも600℃の温度範囲まで平均冷却速度:5〜30℃/秒で冷却する第2冷却とをこの順で行う。
仕上圧延温度、第1冷却および第2冷却について、それぞれ詳しく説明する。
950℃以上、1150℃以下で仕上圧延し、その後、
950℃以上、1150℃以下から700〜750℃の第1冷却終了温度まで平均冷却速度:3℃/秒以下で冷却する第1冷却と、
前記第1冷却終了温度から少なくとも600℃の温度範囲まで平均冷却速度:5〜30℃/秒で冷却する第2冷却とをこの順で行う。
仕上圧延温度、第1冷却および第2冷却について、それぞれ詳しく説明する。
(a)仕上圧延温度:950℃以上、1150℃以下
bcc−Fe平均粒径を15〜30μmにするためには、仕上圧延温度を適切に制御する必要がある。仕上圧延温度が1150℃を超えると、bcc−Fe平均粒径を30μm以下にすることが困難となる。よって、仕上圧延温度は1150℃以下とすることが好ましい。但し、仕上圧延温度が950℃未満となると、bcc−Fe平均粒径を15μm以上にすることが困難となる。よって、仕上圧延温度は950℃以上とすることが好ましい。仕上圧延温度は、好ましくは970℃以上であり、より好ましくは990℃以上である。仕上圧延温度は、好ましくは1130℃以下であり、より好ましくは1110℃以下である。
bcc−Fe平均粒径を15〜30μmにするためには、仕上圧延温度を適切に制御する必要がある。仕上圧延温度が1150℃を超えると、bcc−Fe平均粒径を30μm以下にすることが困難となる。よって、仕上圧延温度は1150℃以下とすることが好ましい。但し、仕上圧延温度が950℃未満となると、bcc−Fe平均粒径を15μm以上にすることが困難となる。よって、仕上圧延温度は950℃以上とすることが好ましい。仕上圧延温度は、好ましくは970℃以上であり、より好ましくは990℃以上である。仕上圧延温度は、好ましくは1130℃以下であり、より好ましくは1110℃以下である。
(b)第1冷却
第1冷却の平均冷却速度:3℃/秒以下
第1冷却は、仕上圧延温度である950℃以上、1150℃以下から開始し、700〜750℃の第1冷却終了温度で終了する。第1冷却において、冷却速度が速くなると初析フェライト面積率Afが小さくなり、Af≧Aの関係が満足出来なくなる可能性がある。そこで、第1冷却の平均冷却速度を3℃/秒以下とする。第1冷却の平均冷却速度は好ましくは2.5℃/秒以下であり、より好ましくは2℃/秒以下である。第1冷却の平均冷却速度の下限は特に限定されない。しかしながら、現実的な範囲として、0.01℃/秒以上とするのが好ましい。なお、第1冷却では、平均冷却速度が3℃/秒以下である限り、冷却速度を変化させても良い。
第1冷却の平均冷却速度:3℃/秒以下
第1冷却は、仕上圧延温度である950℃以上、1150℃以下から開始し、700〜750℃の第1冷却終了温度で終了する。第1冷却において、冷却速度が速くなると初析フェライト面積率Afが小さくなり、Af≧Aの関係が満足出来なくなる可能性がある。そこで、第1冷却の平均冷却速度を3℃/秒以下とする。第1冷却の平均冷却速度は好ましくは2.5℃/秒以下であり、より好ましくは2℃/秒以下である。第1冷却の平均冷却速度の下限は特に限定されない。しかしながら、現実的な範囲として、0.01℃/秒以上とするのが好ましい。なお、第1冷却では、平均冷却速度が3℃/秒以下である限り、冷却速度を変化させても良い。
(c)第2冷却
第2冷却の平均冷却速度:5〜30℃/秒
第2冷却は、700〜750℃の温度範囲から開始し、少なくとも600℃で終了する。第2冷却において、平均冷却速度が5℃/秒より遅いとパーライトの平均ラメラー間隔を0.20μm以下とすることが困難となる。第2冷却の平均冷却速度は、好ましくは7℃/秒以上であり、より好ましくは10℃/秒以上である。一方、30℃/秒より速いと、ベイナイトやおよび/またはマルテンサイトのような組織が生じて、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を90%以上とすることが困難となる。第2冷却の平均冷却速度は、好ましくは28℃/秒以下であり、より好ましくは25℃/秒以下である。なお、第2冷却では、平均冷却速度が5〜30℃/秒である限り、冷却速度を変化させてもよい。
第2冷却の平均冷却速度:5〜30℃/秒
第2冷却は、700〜750℃の温度範囲から開始し、少なくとも600℃で終了する。第2冷却において、平均冷却速度が5℃/秒より遅いとパーライトの平均ラメラー間隔を0.20μm以下とすることが困難となる。第2冷却の平均冷却速度は、好ましくは7℃/秒以上であり、より好ましくは10℃/秒以上である。一方、30℃/秒より速いと、ベイナイトやおよび/またはマルテンサイトのような組織が生じて、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率を90%以上とすることが困難となる。第2冷却の平均冷却速度は、好ましくは28℃/秒以下であり、より好ましくは25℃/秒以下である。なお、第2冷却では、平均冷却速度が5〜30℃/秒である限り、冷却速度を変化させてもよい。
ここで「少なくとも600℃」とは、上述した平均冷却速度で冷却する第2冷却の終了温度が最高で600℃であることを意味する。「600℃」とした理由は、本発明で規定するパーライトの平均ラメラー間隔、並びに初析フェライトおよびパーライトの合計面積率といった金属組織の形態は、600℃までの冷却工程で略決定されて、600℃以降の冷却速度には殆ど影響されないからである。よって、当該第2冷却の終了温度は600℃に限定されず、後記する実施例のように室温であっても良い。或は、例えば当該第2冷却の終了温度を400℃とし、その後、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却しても良い。一般には、放冷時の平均冷却速度は、上述した第2冷却の平均冷却速度より遅くなることが多い。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を用いれば、短時間の球状化焼鈍、例えばAc1〜Ac1+30℃程度の温度範囲で1〜3時間程度の球状化焼鈍を行うことにより、球状化度を後述する目標球状化度以下とでき、更に硬さを後述する目標硬さ以下とすることができる。なお、Ac1は下記式から算出される値である。下記式中、(%元素名)は各元素の質量%での含有量を意味する。
Ac1(℃)=723−10.7(%Mn)−16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)
Ac1(℃)=723−10.7(%Mn)−16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は下記実施例によって制限されず、前記および後記の本発明の趣旨に適合し得る範囲で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包含される。
下記表1に示す化学成分組成の鋼を用いて圧延を行ってφ17.0mmの線材を得て、さらに機械加工によりφ8.0mm×12.0mmの加工フォーマスタ用の試験片を得た。得られた加工フォーマスタ用の試験片を用いて、表2に記載の条件にて、加工フォーマスタ試験機により、加工熱処理試験を実施した。表2に記載の加工条件は、実機における圧延条件を模擬している。なお、表2中、加工温度は仕上圧延温度に相当する。
表2に記載の条件にて加工熱処理試験を実施した後の試験片について、下記(1)〜(3)の要領で組織を評価した。また、加工熱処理試験後、さらに球状化焼鈍した試験片について、下記(4)および(5)の要領で球状化度および硬さの測定を行った。いずれの測定においても、加工熱処理後または球状化焼鈍後の試験片を、試験片の中心軸を通り且つ当該中心軸と平行な面(軸中心断面)で切断した。切断した試料片を「縦断面サンプル」と称することがある。縦断面サンプルを、試験片の軸中心断面が観察できるように樹脂埋めした。加工熱処理後および球状化焼鈍後の試験片について、円筒状の試験片の直径をDとしたとき、試験片の側面から中心に向かってD/4の位置(「D/4位置」)で測定を行った。
(1)組織面積率の測定
軸中心断面を鏡面研磨した縦断面サンプルを、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。その後、D/4位置の組織を、光学顕微鏡にて倍率400倍で、220μm×165μmの領域を5視野撮影した。得られた写真に対し、等間隔の10本の縦線、横線を格子状に引き、100個の交点上に存在する初析フェライトおよびパーライトの点数を測定した。各視野において各組織の面積率(%)を求めて、5視野の平均値を算出した。
軸中心断面を鏡面研磨した縦断面サンプルを、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。その後、D/4位置の組織を、光学顕微鏡にて倍率400倍で、220μm×165μmの領域を5視野撮影した。得られた写真に対し、等間隔の10本の縦線、横線を格子状に引き、100個の交点上に存在する初析フェライトおよびパーライトの点数を測定した。各視野において各組織の面積率(%)を求めて、5視野の平均値を算出した。
(2)bcc−Fe平均粒径の測定
bcc−Fe平均粒径の測定には、EBSP解析装置およびFE−SEM(Field−Emission Scanning Electron Microscope、電界放出型走査電子顕微鏡)を用いた。結晶方位差(斜角)が15°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、bcc−Fe平均粒径を決定した。このとき、測定領域は200μm×400μm、測定ステップは1.0μm間隔として測定した。測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス(Confidence Index)が0.1以下の測定点は解析対象から削除した。また、金属組織中にマルテンサイト組織が析出したサンプルは、適切なbcc−Fe平均粒径が得られないため、測定を行わなかった。
bcc−Fe平均粒径の測定には、EBSP解析装置およびFE−SEM(Field−Emission Scanning Electron Microscope、電界放出型走査電子顕微鏡)を用いた。結晶方位差(斜角)が15°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、bcc−Fe平均粒径を決定した。このとき、測定領域は200μm×400μm、測定ステップは1.0μm間隔として測定した。測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス(Confidence Index)が0.1以下の測定点は解析対象から削除した。また、金属組織中にマルテンサイト組織が析出したサンプルは、適切なbcc−Fe平均粒径が得られないため、測定を行わなかった。
(3)パーライトラメラーの間隔の測定
図1(a)はパーライトラメラーの組織1の模式図を、図1(b)はパーライトラメラーの組織1の拡大図を示す。パーライトラメラーの組織1は、図1(b)に示すように、ラメラーフェライト3とラメラーセメンタイト2が層状(ラメラー状)に並んだ組織である。本発明で規定するラメラー間隔とはラメラーセメンタイト2の間隔である。
図1(a)はパーライトラメラーの組織1の模式図を、図1(b)はパーライトラメラーの組織1の拡大図を示す。パーライトラメラーの組織1は、図1(b)に示すように、ラメラーフェライト3とラメラーセメンタイト2が層状(ラメラー状)に並んだ組織である。本発明で規定するラメラー間隔とはラメラーセメンタイト2の間隔である。
軸中心断面を鏡面研磨した縦断面サンプルをピクラールエッチングによって組織を現出させた。その後、FE−SEMを用いてD/4位置の組織観察を行い、倍率3000倍にて42μm×28μmの領域、もしくは倍率5000倍にて25μm×17μmの領域を合計5視野撮影した。この時、各視野に少なくとも一つのパーライトが含まれるようにした。撮影した写真の各視野において最も微細なラメラー間隔の(つまり、ラメラー間隔が最も狭い)パーライトを選択して、測定対象とした。測定対象のパーライトについて、層状組織に直交し(つまり、各層の延在する方向に直交し)、かつ始端および終端がラメラーセメンタイトの厚さ中心に位置するように、1本の線分4を引いた。線分4の長さLと、線分4に含まれるラメラーセメンタイト2の本数n(言い換えると、線分4と交差するラメラーセメンタイト2の層の数n)を測定した。なお、本数nには、線分の始端および終端が位置しているラメラーセメンタイトも含まれる。式(2)を用いて、長さLと本数nから、ラメラー間隔λを算出した。各視野においてラメラー間隔λを求めて、5視野の平均値を算出した。なお、図1(b)では、n=5の例を示しているが、これに限定されない。本明細書では、ラメラー間隔λを算出する際は、線分4と交差するラメラーセメンタイト2の本数nが5以上となるように、線分4を引いた。
λ=L/(n−1) ・・・(2)
また、金属組織中にマルテンサイト組織が析出して、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が90%未満のサンプルは、ラメラー間隔の算出が困難であるため、測定を行わなかった。
λ=L/(n−1) ・・・(2)
また、金属組織中にマルテンサイト組織が析出して、初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が90%未満のサンプルは、ラメラー間隔の算出が困難であるため、測定を行わなかった。
(4)球状化焼鈍後の球状化度の測定
球状化焼鈍後した試料片の縦断面サンプルについて、軸中心断面を鏡面研磨した後に、ピクラールエッチングによって組織を現出させた。D/4位置の組織を、光学顕微鏡を用いて倍率400倍で5視野観察した。各視野の球状化度をJIS G3539:1991の付図によってNo.1〜No.4で評価して、5視野の平均値を算出した。なお、球状化度が小さいほど、良好な球状化組織であることを意味する。
球状化焼鈍後した試料片の縦断面サンプルについて、軸中心断面を鏡面研磨した後に、ピクラールエッチングによって組織を現出させた。D/4位置の組織を、光学顕微鏡を用いて倍率400倍で5視野観察した。各視野の球状化度をJIS G3539:1991の付図によってNo.1〜No.4で評価して、5視野の平均値を算出した。なお、球状化度が小さいほど、良好な球状化組織であることを意味する。
(5)球状化焼鈍後の硬さの測定
球状化焼鈍後した試料片の縦断面サンプルについて、軸中心断面を鏡面研磨した縦断面サンプルのD/4位置の硬度を測定した。硬度測定には、ビッカース硬度計を用いて、荷重1kgfで測定した。D/4位置にある5つの異なる点で測定を行い、その平均値(HV)を求めた。
球状化焼鈍後した試料片の縦断面サンプルについて、軸中心断面を鏡面研磨した縦断面サンプルのD/4位置の硬度を測定した。硬度測定には、ビッカース硬度計を用いて、荷重1kgfで測定した。D/4位置にある5つの異なる点で測定を行い、その平均値(HV)を求めた。
実施例
上記表1に示した鋼種A〜Uを用い、加工温度(仕上圧延温度に相当)および冷却速度を下記表2のように変化させて、加工フォーマスタ試験を実施した。これにより、異なる前組織を有する加工フォーマスタ試験片を夫々作製した。なお、鋼種Oは、Mnの量が1.7%を超えており、本願発明の範囲外である。鋼種Pは、Tiの量が0.1%を超えており、本願発明の範囲外である。また、鋼種A〜OおよびQ〜Uでは、[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]が0.75質量%以下であり、上述の式(X)を満たしている。鋼種Pでは、[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]が0.75質量%を超えており、式(X)を満たさない。
上記表1に示した鋼種A〜Uを用い、加工温度(仕上圧延温度に相当)および冷却速度を下記表2のように変化させて、加工フォーマスタ試験を実施した。これにより、異なる前組織を有する加工フォーマスタ試験片を夫々作製した。なお、鋼種Oは、Mnの量が1.7%を超えており、本願発明の範囲外である。鋼種Pは、Tiの量が0.1%を超えており、本願発明の範囲外である。また、鋼種A〜OおよびQ〜Uでは、[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]が0.75質量%以下であり、上述の式(X)を満たしている。鋼種Pでは、[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]が0.75質量%を超えており、式(X)を満たさない。
表2の加工条件において、No.10、20、43、44を除いて、「第1冷却」は加工温度から開始し、第1冷却終了温度である700〜750℃の温度範囲で終了し、「第2冷却」は「第1冷却」の第1冷却終了温度から開始し、室温で終了する。No.10、20、44は、第1冷却開始時の加工温度から第2冷却の終了温度まで、一定の平均冷却速度で冷却しているため、「第1冷却」および「第2冷却」を区別していない。なお、No.44は、850℃から300℃までの範囲を40.0℃/秒の平均冷却速度で冷却した後、室温まで放冷した。また、No.43は、「第1冷却」の終了温度を650℃、「第2冷却」の終了温度を550℃とし、その後、室温まで放冷した。
上記加工フォーマスタ試験片を、中心軸と直交する断面で4等分した。そのうちの1つを組織調査用のサンプルとし、他の1つを球状化焼鈍用サンプルとした。球状化焼鈍は、試験片をそれぞれ真空封入し、大気炉にて熱処理をすることにより行った。球状化焼鈍は、730℃で2時間均熱保持後、平均冷却速度30℃/時で710℃まで冷却した後、平均冷却速度10℃/時で680℃まで冷却し、その後放冷した。
上記(1)〜(5)の要領で評価した球状化焼鈍前の組織、球状化焼鈍後の球状化度および硬さを表3に示す。なお、C含有量によって、求められる球状化度が異なる。そこで、目標とする球状化度(表3内では「目標球状化度」と記載。)は、下記式(3)で求めた値とした。また、C、SiおよびMn含有量によって、求められる硬さが異なる。そこで、目標とする硬さ(表3内では「目標硬さ」と記載。)は、下記式(4)で求めた値とした。
目標球状化度=5×[C%]+1.5 ・・・(3)
目標硬さ=88.4×Ceq+86.0 ・・・(4)
ただし、Ceq=[C%]+0.2×[Si%]+0.2×[Mn%]であり、[C%]、[Si%]および[Mn%]は、それぞれ質量%でC、SiおよびMnの含有量を示す。
目標球状化度=5×[C%]+1.5 ・・・(3)
目標硬さ=88.4×Ceq+86.0 ・・・(4)
ただし、Ceq=[C%]+0.2×[Si%]+0.2×[Mn%]であり、[C%]、[Si%]および[Mn%]は、それぞれ質量%でC、SiおよびMnの含有量を示す。
表3の結果より、次のように考察できる。表3のNo.1〜8、13、15〜17、19、21、23、24、26、27、29〜32、35〜38および45〜50は、いずれも本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、短時間球状化焼鈍でも、球状化焼鈍後の球状化度が目標を達成しており、更に目標硬さを達成できている。
一方、表3のNo.9〜12、14、18、20、22、25、28、33、34、39〜44は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く例であり、球状化焼鈍後において、球状化度および硬さの少なくともいずれかが目標に達していない。
No.9は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Aを用いたが、仕上圧延温度に相当する加工温度が低かった。そのため、bcc−Fe平均粒径が小さくなり、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.10は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Aを用いたが、第2冷却の冷却速度が遅かった。そのため、パーライト平均ラメラー間隔が大きくなり、球状化焼鈍後の球状化度が悪かった。
No.11は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Aを用いたが、第1冷却の冷却速度が速かった。そのため、初析フェライトの面積率が小さくなり、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.12は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Aを用いたが、加工温度が高かった。そのため、bcc−Fe平均粒径が大きくなり、球状化焼鈍後の球状化度が大きくなった(つまり、球状化組織が悪かった)。
No.14は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Bを用いたが、第2冷却の冷却速度が遅かった。そのため、パーライト平均ラメラー間隔が大きくなり、球状化焼鈍後の球状化度が大きくなった(つまり、球状化組織が悪かった)。
No.18は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Dを用いたが、加工温度が高かった。そのため、bcc−Fe平均粒径が大きくなり、球状化焼鈍後の球状化度が大きくなった(つまり、球状化組織が悪かった)。
No.20は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Eを用いたが、第1冷却の冷却速度が速かった。そのため、初析フェライトの面積率が小さくなり、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.22は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Fを用いたが、第2冷却の冷却速度が速かった。そのため、マルテンサイト組織が析出して、初析フェライトとパーライトの合計面積率および初析フェライトの面積率が小さくなった。その結果、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.25は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Hを用いたが、加工温度が低かった。そのため、bcc−Fe平均粒径が小さくなり、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.28は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Iを用いたが、第1冷却の冷却速度が速かった。そのため、初析フェライトの面積率が小さくなり、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.33は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Lを用いたが、第1冷却の冷却速度が速かった。そのため、初析フェライトの面積率が小さくなり、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.34は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Lを用いたが、第2冷却の冷却速度が速かった。そのため、マルテンサイト組織が析出して、初析フェライトとパーライトの合計面積率および初析フェライトの面積が小さくなった。その結果、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.39、40は、Mn含有量が多い表1の鋼種Oを用いたため、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.41、42は、Cr含有量が多く、かつ式(X)を満たさない表1の鋼種Pを用いたため、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.43は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Qを用いたが、加工温度が低く、かつ第1冷却の冷却速度が速かった。そのため、bcc−Fe平均粒径が小さくなり、またマルテンサイト組織が析出して初析フェライトの面積率が低下した。その結果、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
No.44は、本発明の組成を満足する表1の鋼種Rを用いたが、加工温度が低く、第1冷却の冷却速度が速く、さらに第2冷却の冷却速度が速かった。そのため、bcc−Fe平均粒径が小さくなり、初析フェライトの面積率が低下し、さらにマルテンサイト組織が析出して初析フェライトとパーライトの合計面積率が低下した。その結果、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
なお、No.1〜8、13、15〜17、19、21、23、24、26、27、29〜32、35〜38および45〜50(本発明で規定する要件の全てを満足する)は、第2冷却において室温まで冷却した。しかしながら、600℃まで第2冷却してその後放冷しても良く、ほぼ同じ結果が得られることが期待される。
1 パーライトラメラーの組織
2 ラメラーセメンタイト
3 ラメラーフェライト
4 線分(層状組織に直交し、かつ始端および終端がラメラーセメンタイトの厚さ中心に位置している)
2 ラメラーセメンタイト
3 ラメラーフェライト
4 線分(層状組織に直交し、かつ始端および終端がラメラーセメンタイトの厚さ中心に位置している)
Claims (4)
- 質量%で、
C :0.07%以上、0.3%未満、
Si:0.05〜0.5%、
Mn:0.2〜1.7%、
P :0%超、0.03%以下、
S :0.001〜0.05%、
Al:0.01〜0.1%、および
N :0〜0.015%を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、初析フェライトおよびパーライトを含有し、全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率が90%以上であると共に、前記初析フェライトの面積率Afが、下記式(1)で表されるA値との関係で、Af≧Aの関係を満足し、
bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15〜30μmであり、且つ、
パーライトラメラーの間隔が平均で0.20μm以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
A=(103−128×[C(%)])×0.80(%) ・・・(1)
但し、上記式(1)中、[C(%)]は、質量%でCの含有量を示す。 - 更に、質量%で、
Cr:0%超、0.5%以下、
Cu:0%超、0.25%以下、
Ni:0%超、0.25%以下、
Mo:0%超、0.25%以下、および
B :0%超、0.01%以下よりなる群から選択される1種以上を含有し、かつ
下記式(X)を満足する請求項1に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 ・・・(X)
但し、[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]および[Mo%]は、それぞれ、質量%で示したCr、Cu、NiおよびMoの含有量を示す。 - 更に、質量%で、
Ti:0%超、0.1%以下を含有する請求項1または2に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 - 請求項1〜3のいずれか1項に記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、
950℃以上、1150℃以下で仕上圧延し、
次いで700〜750℃の第1冷却終了温度まで平均冷却速度:3℃/秒以下で冷却する第1冷却と、前記第1冷却終了温度から少なくとも600℃の温度範囲まで平均冷却速度:5〜30℃/秒で冷却する第2冷却とを順次行うことを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
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