JP2017048459A - 機械構造部品用鋼線 - Google Patents
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Abstract
【課題】冷間加工時における変形抵抗の低減と共に、耐割れ性の向上を図り、優れた冷間加工性を発揮できる機械構造部品用鋼線を提供する。
【解決手段】本発明の機械構造部品用鋼線は、質量%で、C:0.3〜0.6%、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、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15μm以下であり、25μm2当たりのセメンタイト個数が2.0×10×[C%]個以下である。
【選択図】なし
【解決手段】本発明の機械構造部品用鋼線は、質量%で、C:0.3〜0.6%、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、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15μm以下であり、25μm2当たりのセメンタイト個数が2.0×10×[C%]個以下である。
【選択図】なし
Description
本発明は、機械構造部品の素材として用いられる鋼線に関する。より詳細には、調質圧延により製造した線材に球状化焼鈍を施した後、冷間加工する際に、冷間加工時の変形抵抗が低く、耐割れ性が良好であり、冷間加工性に優れた、機械構造部品用の素材として有用な鋼線に関する。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、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、上記圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された、線状の鋼材を指す。
自動車用部品および建設機械部品等の各種機械構造部品を製造するにあたっては、通常、炭素鋼および合金鋼等の熱間圧延線材に、冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍が施される。そして、球状化焼鈍後の圧延線材、即ち鋼線に対して冷間加工を行い、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て、機械構造部品とされる。
冷間加工において、鋼線の変形抵抗を下げることで、金型寿命の向上を期待することができる。また鋼線の耐割れ性を向上させることで、各種部品の歩留り向上を期待することができる。
これまでにも、鋼線の冷間加工性を向上させる技術として、様々な方法が提案されている。こうした技術として、例えば特許文献1には、金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成され、前記フェライト粒は、平均粒径が15μm以上であり、前記球状炭化物は平均粒径が0.8μm以下で、且つ最大粒径を4.0μm以下で、且つ1mm2当たりの個数が0.5×106×C%〜5.0×106×C%個であり、前記球状炭化物のうち、粒径が0.1μm以上の球状炭化物間の最大距離が10μm以下である鋼線の技術が開示されている。
また特許文献2には、表面から断面半径の20%までの領域は、フェライトの平均粒径が3〜15μmであり、平均粒子径が0.3〜0.6μmで且つ平均アスペクト比が2.5以下の球状セメンタイトを7×105個/mm2以下の個数密度で含有し、セメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が0.25以下であり、中心から断面半径の75%から中心までの内部領域においては、フェライトの平均粒径が20μm以上であり、平均粒子径が0.3μm以上の球状セメンタイトを含有する冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼の技術が開示されている。
更に、特許文献3には、平均粒径が15μm以下のフェライト組織と、平均アスペクト比が3以下であり、かつ平均粒子径が0.6μm以下の球状セメンタイトからなり、前記球状セメンタイトの個数が1mm2当り1.0×106×C含有量(%)個以上である冷間加工性に優れた鋼線材の技術が開示されている。
本発明の目的は、冷間加工時における変形抵抗の低減と共に、耐割れ性の向上を図り、優れた冷間加工性を発揮できる機械構造部品用鋼線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機械構造部品用鋼線は、質量%で、C:0.3〜0.6%、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、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15μm以下であり、25μm2当たりのセメンタイト個数が2.0×10×[C%]個以下を満たすところに要旨を有する。
ただし、[C%]は、質量%でCの含有量を示す。
ただし、[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、上記鋼線は、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)
ただし、[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)
ただし、[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。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼線は、前記金属組織におけるアスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して70%以上である。
本発明の機械構造部品用鋼線は、化学成分組成を適切に調整すると共に、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、bcc(body−centerd 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」と呼ぶことがある)を小さく制御し、25μm2当たりのセメンタイトの個数を少なくすることによって、変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を実現した鋼線を提供することができる。本発明の機械構造部品用鋼線は、変形抵抗が低減されているため、金型などの塑性加工用冶工具の磨耗および破壊を抑制できる。また、本発明の機械構造部品用鋼線は、耐割れ性に優れているため、圧造加工時の割れ発生も抑制でき、冷間加工性に優れた特性を発揮する。
本発明者らは、冷間加工時の変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を兼備した鋼線を実現するため、様々な角度から検討した。その結果、冷間加工時において、bcc−Fe平均粒径を小さく制御することによって延性が向上し、耐割れ性が向上することを見出した。また、セメンタイトの数密度が高いほど分散強化機構によって変形抵抗が増加すること、更にセメンタイト起点のボイドの連結によってマクロな割れが形成されることを見出した。すなわち、セメンタイトの数密度を低く制御すれば、セメンタイト粒子間の平均距離が拡大してセメンタイト起点のボイドが連結し難くなるため、冷間加工時の変形抵抗を低減でき、且つ、マクロな割れを抑制できるとの着想が得られた。よって、変形抵抗低減と耐割れ性向上の両立を図るためには、bcc−Fe平均粒径を小さく制御した上で、セメンタイトの数密度を適切な範囲に制御することが重要であるとの知見の下、検討した結果、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。
本発明の機械構造部品用鋼線(以下、単に「鋼線」と呼ぶことがある)の金属組織は、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部は不純物である。前述したとおり、本発明の鋼線は圧延線材を球状化焼鈍して得られるものであり、球状化焼鈍によりフェライト・セメンタイト主体の球状化組織に変化する。鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、その結果、鋼の変形抵抗が低減されて冷間加工性が向上する。全金属組織に対するフェライトとセメンタイトの好ましい合計面積率は97%以上であり、より好ましくは98%以上、更に好ましくは99%以上である。上記不純物としてAlN等の化合物が挙げられる。上記化合物は、冷間加工性に悪影響を及ぼさない範囲で許容することができ、例えば全金属組織に対する上記化合物の好ましい面積率は約3%未満である。上記化合物の他、冷間加工性に悪影響を及ぼさない限度において、球状化焼鈍前のパーライト組織が含まれていてもよい。
bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径:15μm以下
鋼線のbcc−Fe結晶粒の平均円相当直径(bcc−Fe平均粒径)を15μm以下とすることで延性を向上させ、冷間加工時の割れ発生を抑制することができる。bcc−Fe平均粒径は、好ましくは13μm以下であり、より好ましくは11μm以下である。なお、bcc−Fe平均粒径は、製造コストを考慮すると5μm以上であることが好ましい。尚、測定対象であるbcc−Fe結晶粒の大きさの基準は特に限定されないが、後述する測定方法によって判別できるサイズが最小サイズとなる。具体的には、1μm以上のサイズが測定対象である。尚、結晶粒の円相当直径とは、各結晶粒と同一面積の円の直径を意味する。
鋼線のbcc−Fe結晶粒の平均円相当直径(bcc−Fe平均粒径)を15μm以下とすることで延性を向上させ、冷間加工時の割れ発生を抑制することができる。bcc−Fe平均粒径は、好ましくは13μm以下であり、より好ましくは11μm以下である。なお、bcc−Fe平均粒径は、製造コストを考慮すると5μm以上であることが好ましい。尚、測定対象であるbcc−Fe結晶粒の大きさの基準は特に限定されないが、後述する測定方法によって判別できるサイズが最小サイズとなる。具体的には、1μm以上のサイズが測定対象である。尚、結晶粒の円相当直径とは、各結晶粒と同一面積の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金属組織は、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。これは前記方位差が15°以下の小角粒界では、冷間加工性に及ぼす影響が小さいからである。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 BackScatter diffraction Pattern法)を採用すればよい。
25μm2当たりのセメンタイト個数:2.0×10×[C%]個以下
本発明の鋼線は、前記金属組織における25μm2当たりのセメンタイトの個数が2.0×10×[C%]個以下を満足する。25μm2当たりのセメンタイトの個数を上記の範囲に制御することで、変形抵抗を低減させることができる。更には上記範囲に制御することにより、セメンタイト起点の割れ発生を抑制できる場合がある。25μm2当たりのセメンタイトの個数は、好ましくは1.8×10×[C%]個以下であり、より好ましくは1.6×10×[C%]個以下である。なお、25μm2当たりのセメンタイトの個数は、生産性を考慮すると、0.6×10×[C%]個以上であることが好ましい。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は特に限定されないが、後述する25μm2当たりのセメンタイトの個数の測定方法によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が0.1μm以上であるセメンタイトが測定対象である。
本発明の鋼線は、前記金属組織における25μm2当たりのセメンタイトの個数が2.0×10×[C%]個以下を満足する。25μm2当たりのセメンタイトの個数を上記の範囲に制御することで、変形抵抗を低減させることができる。更には上記範囲に制御することにより、セメンタイト起点の割れ発生を抑制できる場合がある。25μm2当たりのセメンタイトの個数は、好ましくは1.8×10×[C%]個以下であり、より好ましくは1.6×10×[C%]個以下である。なお、25μm2当たりのセメンタイトの個数は、生産性を考慮すると、0.6×10×[C%]個以上であることが好ましい。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は特に限定されないが、後述する25μm2当たりのセメンタイトの個数の測定方法によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が0.1μm以上であるセメンタイトが測定対象である。
アスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合:70%以上
本発明の鋼線は、全セメンタイト数に対する、アスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合(以下、単に「アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合」と呼ぶことがある)が70%以上であることが好ましい。セメンタイトのアスペクト比が小さくなる程、セメンタイト起点のボイドが一層生成し難くなる。そのため、アスペクト比の小さいセメンタイトの数割合を増加させることによって、マクロな割れを一層抑制することができる。アスペクト比3.0以下のセメンタイトの数割合は、より好ましくは75%以上であり、更に好ましくは80%以上、更により好ましくは90%以上、最も好ましくは100%である。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は特に限定されない。しかしながら、前述の25μm2当たりのセメンタイトの個数の測定と同様、後述するアスペクト比3.0以下のセメンタイト割合の測定方法によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が0.1μm以上であるセメンタイトが測定対象である。
なお、セメンタイトのアスペクト比とは、セメンタイト形状を相当楕円とした際の、当該相当楕円の長軸の長さを、当該相当楕円の短軸の長さで除した値である。なお、相当楕円とは、対象とするセメンタイトと同面積であり、かつ対象とするセメンタイトと慣性モーメントが等しい楕円である。例えば、後述するMediaCybernetics,Inc.製「Image−Pro Plus」(商品名)を用いた画像解析によって求めてもよい。
本発明の鋼線は、全セメンタイト数に対する、アスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合(以下、単に「アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合」と呼ぶことがある)が70%以上であることが好ましい。セメンタイトのアスペクト比が小さくなる程、セメンタイト起点のボイドが一層生成し難くなる。そのため、アスペクト比の小さいセメンタイトの数割合を増加させることによって、マクロな割れを一層抑制することができる。アスペクト比3.0以下のセメンタイトの数割合は、より好ましくは75%以上であり、更に好ましくは80%以上、更により好ましくは90%以上、最も好ましくは100%である。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は特に限定されない。しかしながら、前述の25μm2当たりのセメンタイトの個数の測定と同様、後述するアスペクト比3.0以下のセメンタイト割合の測定方法によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が0.1μm以上であるセメンタイトが測定対象である。
なお、セメンタイトのアスペクト比とは、セメンタイト形状を相当楕円とした際の、当該相当楕円の長軸の長さを、当該相当楕円の短軸の長さで除した値である。なお、相当楕円とは、対象とするセメンタイトと同面積であり、かつ対象とするセメンタイトと慣性モーメントが等しい楕円である。例えば、後述するMediaCybernetics,Inc.製「Image−Pro Plus」(商品名)を用いた画像解析によって求めてもよい。
次に、本発明鋼線の化学成分組成について説明する。本発明は、機械構造部品の素材に用いる鋼線を対象とするものであり、機械構造部品用鋼線として通常の化学成分組成を有していればよい。化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。尚、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:0.3〜0.6%
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には、C含有量は0.3%以上とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.32%以上であり、より好ましくは0.34%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、0.6%以下とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.55%以下であり、より好ましくは0.50%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には、C含有量は0.3%以上とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.32%以上であり、より好ましくは0.34%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、0.6%以下とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.55%以下であり、より好ましくは0.50%以下である。
Si:0.05〜0.5%
Siは、脱酸元素、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、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。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。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%程度残存する場合もある。
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%程度残存する場合もある。
本発明に係る鋼線の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「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。更に本発明では、必要に応じて以下の元素を選択的に含有してもよい。選択された任意元素(選択成分)の種類に応じて、鋼線の特性が更に改善される。
尚、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。
尚、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または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または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、NiおよびMo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)
ここで、[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の合計含有量が上記式(X)を満たすことにより、鋼線の強度が高くなり過ぎることを抑制し、冷間加工性を向上することができる。
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)
ここで、[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の合計含有量が上記式(X)を満たすことにより、鋼線の強度が高くなり過ぎることを抑制し、冷間加工性を向上することができる。
Ti:0%超、0.1%以下
本発明の実施形態に係る鋼線は、必要に応じて、0%超、0.1%以下の範囲でTiを含有してよい。TiはNと化合物を形成するので、Tiを含有することで固溶Nを低減することができる。そのため、鋼線をより軟質にすることができる。Tiの含有量は、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.02%以上である。一方、Tiの含有量が過剰になると、形成される化合物により、鋼線の硬さが増加するおそれがある。そのため、好ましいTi含有量は0.1%以下であり、より好ましくは0.08%以下、さらに好ましくは0.05%以下である。
本発明の実施形態に係る鋼線は、必要に応じて、0%超、0.1%以下の範囲でTiを含有してよい。TiはNと化合物を形成するので、Tiを含有することで固溶Nを低減することができる。そのため、鋼線をより軟質にすることができる。Tiの含有量は、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.02%以上である。一方、Tiの含有量が過剰になると、形成される化合物により、鋼線の硬さが増加するおそれがある。そのため、好ましいTi含有量は0.1%以下であり、より好ましくは0.08%以下、さらに好ましくは0.05%以下である。
次に、上述した本発明の鋼線を製造する方法について説明する。繰返し述べるように本発明の鋼線は、圧延線材を球状化焼鈍して得られるものである。そのため、球状化焼鈍後の金属組織を上記のように適切に制御するためには、後述する球状化焼鈍条件を適切に制御することが好ましい。但し、球状化焼鈍によって上記の組織形態を確保するためには、更に圧延線材の製造条件(すなわち、圧延条件)も適切に制御することが好ましい。圧延条件の制御により、圧延線材における組織形態を、球状化焼鈍後にbcc−Fe平均粒径を小さくしやすく、且つ、セメンタイトの数密度が低減しやすい状態となるようにすることができる。
具体的には、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げ圧延温度を調整すると共に、その後の冷却速度を3段階として冷却速度と温度範囲を適切に調整することが好ましい。こうした条件で圧延線材を製造することによって、球状化焼鈍前の金属組織を、パーライトとフェライトを主相とすると共に、結晶粒を微細化させ、且つ初析フェライト結晶粒を等軸化し、パーライトの平均ラメラー間隔を所定以下とすることができる。このような金属組織を有する圧延線材に対し、後述する条件で球状化焼鈍を行うことによって、bcc−Fe平均粒径が適切な範囲に制御され、且つセメンタイトの数密度が適切な範囲に制御された鋼線が得られる。このための圧延線材製造条件は、(a)800℃以上、1000℃以下で仕上げ圧延し、(b)平均冷却速度が7℃/秒以上の第1冷却と、(c)平均冷却速度が1℃/秒以上、5℃/秒以下の第2冷却と、(d)平均冷却速度が前記第2冷却よりも速くかつ5℃/秒以上である第3冷却とを、この順で行い、前記第1冷却の終了と前記第2冷却の開始を700〜750℃の範囲内で行い、前記第2冷却の終了と前記第3冷却の開始を600〜650℃の範囲内で行い、前記第3冷却の終了を500℃以下にすることが好ましい。
以下、工程順に詳しく説明する。
まず、熱間圧延時の加熱温度は、生産性、圧延品質を考慮すると800℃以上、1100℃以下が好ましい。
(a)仕上げ圧延温度:800℃以上、1000℃以下
圧延線材の金属組織の結晶粒を微細化させ、球状化焼鈍後の鋼線のbcc−Fe平均粒径を小さくするためには、特に仕上げ圧延温度の上限を適切に制御することが好ましい。仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、鋼線のbcc−Fe平均粒径を小さくすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、球状化焼鈍後にアスペクト比の大きなセメンタイトが析出し易くなる場合がある。そのため、仕上げ圧延温度は1000℃以下であることが好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは970℃以下であり、更に好ましくは940℃以下である。尚、より好ましい仕上げ圧延温度である970℃以下で仕上げ圧延し、後述する適切な条件の球状化焼鈍をすることにより、球状化焼鈍後のアスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合を一層高くできる傾向にある。但し、仕上げ圧延温度が800℃未満となると、圧延機の負荷が高くなりすぎる上に、球状化焼鈍後の耐割れ性向上効果もほぼ飽和するため、800℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは830℃以上であり、更に好ましくは860℃以上である。
圧延線材の金属組織の結晶粒を微細化させ、球状化焼鈍後の鋼線のbcc−Fe平均粒径を小さくするためには、特に仕上げ圧延温度の上限を適切に制御することが好ましい。仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、鋼線のbcc−Fe平均粒径を小さくすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、球状化焼鈍後にアスペクト比の大きなセメンタイトが析出し易くなる場合がある。そのため、仕上げ圧延温度は1000℃以下であることが好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは970℃以下であり、更に好ましくは940℃以下である。尚、より好ましい仕上げ圧延温度である970℃以下で仕上げ圧延し、後述する適切な条件の球状化焼鈍をすることにより、球状化焼鈍後のアスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合を一層高くできる傾向にある。但し、仕上げ圧延温度が800℃未満となると、圧延機の負荷が高くなりすぎる上に、球状化焼鈍後の耐割れ性向上効果もほぼ飽和するため、800℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは830℃以上であり、更に好ましくは860℃以上である。
(b)第1冷却
第1冷却は、仕上げ圧延温度である800℃以上、1000℃以下から開始し、700〜750℃の温度範囲で終了する。第1冷却において、冷却速度が遅くなると圧延線材の金属組織の結晶粒が粗大化して、球状化焼鈍後の鋼線のbcc−Fe平均粒径が大きくなるおそれがある。そこで、第1冷却における平均冷却速度を7℃/秒以上とすることが好ましい。第1冷却の平均冷却速度はより好ましくは10℃/秒以上であり、更に好ましくは20℃/秒以上である。第1冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として200℃/秒以下であることが好ましい。尚、第1冷却における冷却では、平均冷却速度が7℃/秒以上である限り、冷却速度を変化させてもよい。
第1冷却は、仕上げ圧延温度である800℃以上、1000℃以下から開始し、700〜750℃の温度範囲で終了する。第1冷却において、冷却速度が遅くなると圧延線材の金属組織の結晶粒が粗大化して、球状化焼鈍後の鋼線のbcc−Fe平均粒径が大きくなるおそれがある。そこで、第1冷却における平均冷却速度を7℃/秒以上とすることが好ましい。第1冷却の平均冷却速度はより好ましくは10℃/秒以上であり、更に好ましくは20℃/秒以上である。第1冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として200℃/秒以下であることが好ましい。尚、第1冷却における冷却では、平均冷却速度が7℃/秒以上である限り、冷却速度を変化させてもよい。
(c)第2冷却
第2冷却は、700〜750℃の温度範囲から開始し、600〜650℃の温度範囲で終了する。球状化焼鈍後の鋼線のセメンタイトの数密度を低くするためには、第2冷却において、5℃/秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。これにより、圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、球状化焼鈍時にセメンタイトを溶解させやすくして、球状化焼鈍後の鋼線のセメンタイトの数密度を低くすることができる。第2冷却の平均冷却速度はより好ましくは4℃/秒以下であり、更に好ましくは3.5℃/秒以下である。一方、第2冷却における平均冷却速度が遅すぎると、bcc−Fe結晶粒が粗大化して、大角粒界で囲まれたbcc−Fe平均粒径が大きくなり過ぎるおそれがある。そこで、第2冷却における平均冷却速度は1℃/秒以上とするのが好ましい。第2冷却の平均冷却速度は、より好ましくは2℃/秒以上であり、更に好ましくは2.5℃/秒以上である。尚、第2冷却における冷却では、平均冷却速度が1℃/秒以上、5℃/秒以下である限り、冷却速度を変化させてもよい。
第2冷却は、700〜750℃の温度範囲から開始し、600〜650℃の温度範囲で終了する。球状化焼鈍後の鋼線のセメンタイトの数密度を低くするためには、第2冷却において、5℃/秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。これにより、圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、球状化焼鈍時にセメンタイトを溶解させやすくして、球状化焼鈍後の鋼線のセメンタイトの数密度を低くすることができる。第2冷却の平均冷却速度はより好ましくは4℃/秒以下であり、更に好ましくは3.5℃/秒以下である。一方、第2冷却における平均冷却速度が遅すぎると、bcc−Fe結晶粒が粗大化して、大角粒界で囲まれたbcc−Fe平均粒径が大きくなり過ぎるおそれがある。そこで、第2冷却における平均冷却速度は1℃/秒以上とするのが好ましい。第2冷却の平均冷却速度は、より好ましくは2℃/秒以上であり、更に好ましくは2.5℃/秒以上である。尚、第2冷却における冷却では、平均冷却速度が1℃/秒以上、5℃/秒以下である限り、冷却速度を変化させてもよい。
(d)第3冷却
この第3冷却では、圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、球状化焼鈍時にセメンタイトを溶解させやすくし、粒内に球状セメンタイトの核を残さないようにする(すなわち、粒内に残存する球状セメンタイトの核の数密度を少なくする)。第3冷却は、600〜650℃の温度範囲から開始し、500℃以下で終了する。圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔を狭くするためには第3冷却において、第2冷却よりも速く、且つ5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。5℃/秒より遅い冷却であると圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔を狭くし難くなる。第3冷却の平均冷却速度はより好ましくは10℃/秒以上であり、更に好ましくは20℃/秒以上である。尚、第3冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として200℃/秒以下であることが好ましい。また、第3冷却では、平均冷却速度が5℃/秒以上である限り、冷却速度を変化させてもよい。第3冷却の終了温度の下限は特に限定されないが、例えば200℃以上である。
この第3冷却では、圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、球状化焼鈍時にセメンタイトを溶解させやすくし、粒内に球状セメンタイトの核を残さないようにする(すなわち、粒内に残存する球状セメンタイトの核の数密度を少なくする)。第3冷却は、600〜650℃の温度範囲から開始し、500℃以下で終了する。圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔を狭くするためには第3冷却において、第2冷却よりも速く、且つ5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。5℃/秒より遅い冷却であると圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔を狭くし難くなる。第3冷却の平均冷却速度はより好ましくは10℃/秒以上であり、更に好ましくは20℃/秒以上である。尚、第3冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として200℃/秒以下であることが好ましい。また、第3冷却では、平均冷却速度が5℃/秒以上である限り、冷却速度を変化させてもよい。第3冷却の終了温度の下限は特に限定されないが、例えば200℃以上である。
第3冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却すればよい。一般には、放冷の平均冷却速度は、第3冷却の平均冷却速度より遅くなることが多い。
室温まで冷却した後は、必要に応じて更に室温で伸線加工を行ってもよく、その際の減面率は例えば30%以下とすればよい。伸線すると、鋼中の炭化物が破壊され、その後の球状化焼鈍で炭化物の凝集を促進できるため、球状化焼鈍の時間の短縮および、セメンタイトの球状化促進に有効である。但し、伸線加工の減面率が30%を超えると、焼鈍後の強度が高くなり冷間加工性を劣化させるおそれがあるので、伸線加工の減面率は30%以下が好ましい。尚、減面率の下限は特に限定されないが、好ましくは2%以上とすることで効果が得られる。
上記のような好ましい条件で製造された圧延線材に施す球状化焼鈍条件として、例えば後記するSA1のように、大気炉にて、室温から740℃まで加熱する際に、少なくとも500℃から740℃までは平均加熱速度50℃/時以上で加熱し、その後平均加熱速度2〜5℃/時で750℃まで加熱し、750℃で10〜60分保持した後、平均冷却速度20℃/時以上で720℃まで冷却し、平均冷却速度3〜7℃/時で700℃まで冷却し、平均冷却速度8〜12℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷することが好ましい。但し、本発明に用いられる球状化焼鈍条件は、これに限定されない。
上記の球状化焼鈍条件において、室温から740℃まで加熱する際に、少なくとも500℃から740℃までの平均加熱速度を50℃/時以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制する。このときの平均加熱速度は、より好ましくは60℃/時以上である。しかしながら、平均加熱速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、200℃/時以下とすることが好ましく、より好ましくは150℃/時以下である。
またA1点直上の740℃から750℃までの平均加熱速度を2〜5℃/時に制御することにより、金属組織の粒成長を極力抑えながら、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶を十分に行うことができる。平均加熱速度が5℃/時よりも速い場合は、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶に十分な時間の確保が難しく、平均加熱速度が2℃/時よりも遅い場合は、740℃から750℃までの加熱時間が長くなり、金属組織の粒成長を抑制することが困難となる。このときの平均加熱速度は、より好ましくは3℃/時以上、4℃/時以下である。
750℃では、10〜60分保持することが好ましい。この保持温度が10分よりも短くなると、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶が不十分であり、60分よりも長くなると、金属組織の粒成長を抑制することが困難となる。このときの保持時間は、より好ましくは20分以上、50分以下である。
上記のような保持を行なった後、720℃までの好ましい平均冷却速度を20℃/時以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制できる。このときの平均冷却速度は、より好ましくは30℃/時以上であるが、平均冷却速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、100℃/時以下とすることが好ましい。
その後、720℃から700℃までの平均冷却速度を3〜7℃/時に制御することにより、再析出するセメンタイトの数を制御し、セメンタイトを粗大化させることができる。平均冷却速度が3℃/時よりも遅い場合は、金属組織の粒成長の抑制が困難となり、平均冷却度が7℃/時よりも速い場合は、再析出するセメンタイトの数が多くなる。このときの平均冷却速度は、より好ましくは4℃/時以上、6℃/時以下である。
その後、700℃から640℃までの平均冷却速度を8〜12℃/時に制御することにより、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトの析出を抑制することができる。平均冷却速度が8℃/時よりも遅い場合は、金属組織の粒成長の抑制が困難となり、平均冷却度が12℃/時よりも速い場合は、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトが多く再析出する。このときの平均冷却速度は、より好ましくは9℃/時以上、11℃/時以下である。
640℃まで冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却すればよい。一般には、放冷の平均冷却速度は、700℃から640℃までの平均冷却速度より遅くなることが多い。
上記のような球状化焼鈍は、複数回繰り返し行ってもよい。こうした繰り返しを行うことによって、セメンタイトの個々のアスペクト比が小さくなり、セメンタイトの数密度が低くなる。このときの繰り返し回数については、少なくとも3回以上であることが好ましい。過度に繰り返してもセメンタイトの数密度があまり変化しなくなるので、10回以下であることが好ましい。尚、球状化焼鈍を複数回繰り返すに際して、上記の好ましい条件の範囲内で、同じ条件で繰り返してもよく、異なる条件で繰り返してもよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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勿論可能であり、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、下記表2に示す各種加工条件にて圧延を行い、φ17.0mmの線材を作製した。なお、鋼種A〜TおよびV〜Xは、「第3冷却」の終了温度を450℃とし、その後、室温まで放冷した。
鋼種O、Pは化学成分組成が規定値から外れる比較例である。また、鋼種Q、R、S、T、Uは、本発明における適切な製造条件で圧延線材を製造しなかった例である。即ち、鋼種Q、T、Uは、仕上げ圧延温度が高い条件で圧延線材を製造した例であり、鋼種S、Uは、第2冷却速度が速い条件で圧延線材を製造した例であり、鋼種Rは、第1冷却速度および第3冷却速度が遅い条件で圧延線材を製造した例である。
また、鋼種B、E、H、I、K、L、P、Q、VおよびWは、Cr、Cu、Ni、MoおよびBのいずれかを1種以上含有する例である。下記表1に示すように、これらの鋼種のうち、Pを除く全ての鋼種は、[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。
また、鋼種B、E、H、I、K、L、P、Q、VおよびWは、Cr、Cu、Ni、MoおよびBのいずれかを1種以上含有する例である。下記表1に示すように、これらの鋼種のうち、Pを除く全ての鋼種は、[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。
鋼種Uでは、550℃まで第2冷却を行った後、580℃で120秒保持する保持工程を行い、その後、室温まで放冷し、減面率40%の伸線加工工程を行った。
次に、鋼種Uを除いた夫々の圧延線材に対し、大気炉にて、下記(a)から(c)のいずれかの球状化焼鈍を行った。
(a)室温から740℃まで加熱するに際し、室温から500℃までを平均加熱速度100℃/時で、500℃から740℃までを平均加熱速度80℃/時で加熱した後、平均加熱温度4℃/時で750℃まで加熱し、750℃で30分保持した後、平均冷却速度30℃/時で720℃まで冷却し、次いで平均冷却速度5℃/時で700℃まで冷却し、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却した後、放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA1」と略記する。
(b)上記SA1を5回繰り返す。尚、SA2の2回目以降の加熱(すなわち、SA1を5回繰り返すSA2の焼鈍において、2〜5回目のSA1条件の焼鈍の際の加熱)は、640℃から開始した。以下、この焼鈍条件を「SA2」と略記する。
(c)室温から710℃まで加熱するに際し、室温から500℃までを平均加熱速度100℃/時で、500℃から710℃までを平均加熱速度80℃/時で加熱し、710℃で5時間保持した後、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA3」と略記する。
ここで、上記焼鈍条件SA1、SA2は本発明の好ましい焼鈍条件であり、上記焼鈍条件SA3は加熱温度(保持温度)が低く、適切に制御されていない例である。
(a)室温から740℃まで加熱するに際し、室温から500℃までを平均加熱速度100℃/時で、500℃から740℃までを平均加熱速度80℃/時で加熱した後、平均加熱温度4℃/時で750℃まで加熱し、750℃で30分保持した後、平均冷却速度30℃/時で720℃まで冷却し、次いで平均冷却速度5℃/時で700℃まで冷却し、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却した後、放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA1」と略記する。
(b)上記SA1を5回繰り返す。尚、SA2の2回目以降の加熱(すなわち、SA1を5回繰り返すSA2の焼鈍において、2〜5回目のSA1条件の焼鈍の際の加熱)は、640℃から開始した。以下、この焼鈍条件を「SA2」と略記する。
(c)室温から710℃まで加熱するに際し、室温から500℃までを平均加熱速度100℃/時で、500℃から710℃までを平均加熱速度80℃/時で加熱し、710℃で5時間保持した後、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA3」と略記する。
ここで、上記焼鈍条件SA1、SA2は本発明の好ましい焼鈍条件であり、上記焼鈍条件SA3は加熱温度(保持温度)が低く、適切に制御されていない例である。
尚、鋼種Uに対しては、大気炉にて、下記(d)または(e)のいずれかの球状化焼鈍を行った。
(d)平均加熱速度80℃/時で室温から680℃まで加熱し、680℃で5時間保持した後、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA4」と略記する。
(e)平均加熱速度80℃/時で室温から700℃まで加熱し、700℃で5時間保持した後、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA5」と略記する。
ここで、上記焼鈍条件SA4、SA5は、加熱温度(保持温度)が低く、適切に制御されていない例である。
(d)平均加熱速度80℃/時で室温から680℃まで加熱し、680℃で5時間保持した後、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA4」と略記する。
(e)平均加熱速度80℃/時で室温から700℃まで加熱し、700℃で5時間保持した後、平均冷却速度10℃/時で640℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「SA5」と略記する。
ここで、上記焼鈍条件SA4、SA5は、加熱温度(保持温度)が低く、適切に制御されていない例である。
上記の球状化焼鈍を行った後の鋼線について、(1)フェライトとセメンタイトの合計面積率、(2)金属組織のbcc−Fe平均粒径、(3)25μm2当たりのセメンタイトの個数、(4)アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合、(5)冷間加工時の変形抵抗、(6)冷間加工時の割れ発生率を、下記の方法によって測定した。
尚、球状化焼鈍後の鋼線のフェライトとセメンタイトの合計面積率、bcc−Fe結晶粒径、セメンタイトの数密度、およびセメンタイトの数割合の測定に当たっては、横断面(すなわち、線材の径方向に切断した断面)が観察できるように樹脂埋めし、エメリー紙、ダイヤモンドバフによって切断面を鏡面研磨した。鋼線の直径Dに対し、鋼線の外周面から径方向にD/4の位置を測定した。
(1)フェライトとセメンタイトの合計面積率の測定
フェライトとセメンタイトの合計面積率の測定は、ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させ、FE−SEM(Field−Emission ScanningElectron Microscope、電界放出型走査電子顕微鏡)にて組織観察を行い、倍率2000倍にて60μm×45μmの領域を5視野撮影した。それらの写真上に、縦方向、横方向に3μm毎のメッシュ線を入れ、フェライトもしくはセメンタイト上に存在するメッシュ線の交点の数を測定した。フェライトもしくはセメンタイト上に存在するメッシュ線の交点の数を、すべてのメッシュ線の交点の数で割った値をフェライトとセメンタイトの合計面積率として算出した。
フェライトとセメンタイトの合計面積率の測定は、ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させ、FE−SEM(Field−Emission ScanningElectron Microscope、電界放出型走査電子顕微鏡)にて組織観察を行い、倍率2000倍にて60μm×45μmの領域を5視野撮影した。それらの写真上に、縦方向、横方向に3μm毎のメッシュ線を入れ、フェライトもしくはセメンタイト上に存在するメッシュ線の交点の数を測定した。フェライトもしくはセメンタイト上に存在するメッシュ線の交点の数を、すべてのメッシュ線の交点の数で割った値をフェライトとセメンタイトの合計面積率として算出した。
(2)bcc−Fe平均粒径の測定
bcc−Fe結晶粒径の測定は、EBSP解析装置およびFE−SEMを用いて測定した。解析ツールには、株式会社TSLソリューションズのOIMソフトウェアを用いた。結晶方位差(これを「斜角」とも呼ぶ)が15°を超える境界、即ち大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、bcc−Fe結晶粒の面積を円に換算したときの直径の平均値、即ち平均円相当直径を算出した。このときの測定領域は200μm×400μm、測定ステップは1.0μm間隔とした。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(すなわち、除外)した。
bcc−Fe結晶粒径の測定は、EBSP解析装置およびFE−SEMを用いて測定した。解析ツールには、株式会社TSLソリューションズのOIMソフトウェアを用いた。結晶方位差(これを「斜角」とも呼ぶ)が15°を超える境界、即ち大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、bcc−Fe結晶粒の面積を円に換算したときの直径の平均値、即ち平均円相当直径を算出した。このときの測定領域は200μm×400μm、測定ステップは1.0μm間隔とした。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(すなわち、除外)した。
(3)25μm2当たりのセメンタイトの個数
25μm2当たりのセメンタイトの個数の測定においては、ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させ、FE−SEMにて組織観察を行い、倍率4000倍にて29μm×22μmの領域を5視野撮影した。それらの写真を元に、画像解析(MediaCybernetics,Inc.製「Image−Pro Plus」(商品名))によって、写真内の全セメンタイトの個数を測定し、5視野における、セメンタイトの個数の平均値を求めた。写真内にセメンタイトの全体が写っているものを1個、セメンタイトの一部が写真内に写っていないものを0.5個として、セメンタイトの個数を測定した。その平均値から、単位面積を25μm2とし、セメンタイトの数密度を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は0.1μmとした。
25μm2当たりのセメンタイトの個数の測定においては、ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させ、FE−SEMにて組織観察を行い、倍率4000倍にて29μm×22μmの領域を5視野撮影した。それらの写真を元に、画像解析(MediaCybernetics,Inc.製「Image−Pro Plus」(商品名))によって、写真内の全セメンタイトの個数を測定し、5視野における、セメンタイトの個数の平均値を求めた。写真内にセメンタイトの全体が写っているものを1個、セメンタイトの一部が写真内に写っていないものを0.5個として、セメンタイトの個数を測定した。その平均値から、単位面積を25μm2とし、セメンタイトの数密度を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は0.1μmとした。
(4)アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合
アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合の測定においては、上記(3)で撮影した写真を元に測定を行った。具体的には、画像解析によって、5つの写真内の全セメンタイトのアスペクト比を測定し、5視野における、全セメンタイト数に対する、アスペクト比3.0以下のセメンタイト数の割合の平均値を求めた。全セメンタイト及びアスペクト比3.0以下のセメンタイトは、写真内にセメンタイトの全体が写っているものを対象とし、セメンタイトの一部が写真内に写っていないものは対象としなかった。その平均値から、アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は0.1μmとした。
アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合の測定においては、上記(3)で撮影した写真を元に測定を行った。具体的には、画像解析によって、5つの写真内の全セメンタイトのアスペクト比を測定し、5視野における、全セメンタイト数に対する、アスペクト比3.0以下のセメンタイト数の割合の平均値を求めた。全セメンタイト及びアスペクト比3.0以下のセメンタイトは、写真内にセメンタイトの全体が写っているものを対象とし、セメンタイトの一部が写真内に写っていないものは対象としなかった。その平均値から、アスペクト比3.0以下のセメンタイト割合を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は0.1μmとした。
(5)変形抵抗の測定
鋼線から、φ10.0mm×15.0mmの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度5/秒〜10/秒で、加工率60%の冷間鍛造試験を5回ずつ行った。変形抵抗の測定は、60%加工率の冷間鍛造試験から得られた加工率−変形抵抗のデータから、40%加工時の変形抵抗を5回測定し、5回の平均値を求めた。尚、C、Si及びMn含有量によって、求められる変形抵抗が異なるため、目標とする変形抵抗(表3内では「目標変形抵抗」と記載。)を下記式(1)とした。
目標変形抵抗=400×Ceq+430 ・・・(1)
ただし、Ceq=[C%]+0.2×[Si%]+0.2×[Mn%]であり、[C%]、[Si%]及び[Mn%]は、それぞれC、Si及びMnの含有量(質量%)を示す。
鋼線から、φ10.0mm×15.0mmの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度5/秒〜10/秒で、加工率60%の冷間鍛造試験を5回ずつ行った。変形抵抗の測定は、60%加工率の冷間鍛造試験から得られた加工率−変形抵抗のデータから、40%加工時の変形抵抗を5回測定し、5回の平均値を求めた。尚、C、Si及びMn含有量によって、求められる変形抵抗が異なるため、目標とする変形抵抗(表3内では「目標変形抵抗」と記載。)を下記式(1)とした。
目標変形抵抗=400×Ceq+430 ・・・(1)
ただし、Ceq=[C%]+0.2×[Si%]+0.2×[Mn%]であり、[C%]、[Si%]及び[Mn%]は、それぞれC、Si及びMnの含有量(質量%)を示す。
(6)割れ発生率の測定
割れ発生率の測定は、上記(5)と同じ条件で加工率60%の冷間鍛造試験後、夫々のサンプルについて、実体顕微鏡にて倍率20倍で表面観察を5回行い、表面割れの有無を測定した。そして、「表面割れを有するサンプル数」を5で除すことにより、その平均を求めた。全ての鋼種における目標とする割れ発生率は、20%以下とした。
割れ発生率の測定は、上記(5)と同じ条件で加工率60%の冷間鍛造試験後、夫々のサンプルについて、実体顕微鏡にて倍率20倍で表面観察を5回行い、表面割れの有無を測定した。そして、「表面割れを有するサンプル数」を5で除すことにより、その平均を求めた。全ての鋼種における目標とする割れ発生率は、20%以下とした。
これらの結果を、球状化焼鈍条件と共に下記表3に示す。尚、表3の総合評価の欄には、変形抵抗の低減および耐割れ性向上のいずれも良好である例は「OK」と表示し、変形抵抗の低減および耐割れ性向上の少なくともいずれかが劣化している例は「NG」と表示した。
表3の結果より、次のように考察できる。
まず、表3の試験No.1、2、4〜8、10、11、13〜16、18〜20、22〜25、37、38、40および41は、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、変形抵抗の低減および耐割れ性向上が共に達成されていることが分かる。なお、表3には記載していないが、試験No.1〜36における金属組織をFE−SEM観察すると、全てフェライトとセメンタイトを合計で99面積%以上の比率で含有していることを確認している。
ここで、SA1、SA2の焼鈍条件の両方を行った試験No.1および2(鋼種A)、試験No.7および8(鋼種E)、試験No.10および11(鋼種F)、試験No.15および16(鋼種I)、試験No.19および20(鋼種K)、試験No.24および25(鋼種N)、ならびに試験No.37および38(鋼種V)に着目すると、いずれの場合もSA1と比べてSA1を5回繰り返すSA2の焼鈍を行うと、変形抵抗および割れ発生率の少なくとも一方がより低減した。
このうち、試験No.11(鋼種F)は、更にアスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合が本発明の好ましい要件を満足する例である。そのため、セメンタイトの数割合が適切に制御されていない試験No.10(鋼種F)に比べて、割れ発生率が一層低減した。
これに対し、試験No.3、9、12、17、21、26〜36および39は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、変形抵抗、割れ発生率のいずれか、または両方が目標値に達していないことが分かる。
試験No.3は、表1および2の鋼種Aを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。そのため、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.9は、表1および2の鋼種Eを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。そのため、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.12は、表1および2の鋼種Fを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。そのため、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.17は、表1および2の鋼種Iを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。そのため、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.21は、表1および2の鋼種Kを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。そのため、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.26は、表1および2の鋼種Nを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。そのため、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.27は、Mn含有量が過剰な表1および2の鋼種Oを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびSA1の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.28は、Mn含有量が過剰な表1および2の鋼種Oを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびSA2の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.29は、Cr含有量が過剰な表1および2の鋼種Pを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびSA1の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.30は、Cr含有量が過剰な表1および2の鋼種Pを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびSA2の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.31は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度の高い表1および2の鋼種Qを用いた例である。そのため、適切なSA1の球状化焼鈍を行ったが、bcc−Fe平均粒径が規定値より粗大で、割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.32は、圧延線材製造時の第1冷却の冷却速度が遅く、第3冷却の冷却速度が遅い表1および2の鋼種Rを用いた例である。そのため、適切なSA1の球状化焼鈍を行ったが、bcc−Fe平均粒径が規定値より粗大で、かつ25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多くなり、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.33は、圧延線材製造時の第2冷却の冷却速度が速く、第3冷却の冷却速度が第2冷却の冷却速度と同じ表1および2の鋼種Sを用いた例である。そのため、適切なSA1の球状化焼鈍を行ったが、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
試験No.34は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度の高い表1および2の鋼種Tを用いた例である。そのため、適切なSA1の球状化焼鈍を行ったが、bcc−Fe平均粒径が規定値より粗大となり、割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.35は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度が高く、第2冷却の冷却速度が速く、第3冷却を行わなかった表1および2の鋼種Uを用い、条件が適切でないSA4で球状化焼鈍を行った例である。そのため、bcc−Fe平均粒径が規定値より粗大で、微細なセメンタイトが均一に分散し、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多くなっており、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.36は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度が高く、第2冷却の冷却速度が速く、第3冷却を行わなかった表1および2の鋼種Uを用い、条件が適切でないSA5で球状化焼鈍を行った例である。そのため、bcc−Fe平均粒径が規定値より粗大で、微細なセメンタイトが均一に分散し、25μm2当たりのセメンタイトの個数が規定値より多くなっており、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
試験No.39は、表1およびの鋼種Vを用い、条件が適切でないSA3で球状化焼鈍を行った例である。25μm2辺りのセメンタイトの個数が既定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
本発明の機械構造部品用鋼線は、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機械構造部品の素材に好適に用いられる。こうした機械構造部品として、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、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、プーリ、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、電装部品等が挙げられる。本発明の鋼線は、上記の機械構造部品の素材として好適に用いられる高強度機械構造部品用鋼線として産業上有用であり、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、且つ素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。
Claims (4)
- 質量%で、
C :0.3〜0.6%、
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、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、bcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が15μm以下であり、25μm2当たりのセメンタイト個数が2.0×10×[C%]個以下である機械構造部品用鋼線。
ただし、[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に記載の機械構造部品用鋼線。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 (X)
ただし、[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に記載の機械構造部品用鋼線。 - 前記金属組織におけるアスペクト比が3.0以下のセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して70%以上である請求項1〜3のいずれかに記載の機械構造部品用鋼線。
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