JP2017193766A - 冷間鍛造用鋼 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
特許文献1には、0.2〜0.6%のCを含み、初析フェライト分率が5〜30面積%であり、残部がベイナイトを主体する組織からなり、かつ、前記ベイナイト中におけるセメンタイトのラス間隔の平均値が0.3μm以上である球状化後の冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼が開示されている。
また、特許文献2に記載の技術も、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化について考慮されていない。
さらに、特許文献1〜特許文献3に開示された技術は、いずれも冷間鍛造後の被削性向上について何ら考慮されておらず、冷間鍛造後の切削性は不明確である。
C:0.10〜0.30%、
Si:0.01〜1.00%、
Mn:0.40〜1.80%、
S:0.005〜0.030%、
Cr:0.01〜1.60%未満、
Al:0.010〜0.045%、
N:0.010〜0.03%、
Bi:0.0001〜0.0050%、
Nb:0.02〜0.08%
を含有し、
P:0.05%以下、
O:0.0025%以下
に制限し、残部がFeおよび不純物からなり、
下記式(1)を満たす化学組成を有する棒鋼または線材であり、
表面から半径の1/5までの領域および中心部から半径の1/5までの領域において、AlNおよびAlN−Nb(CN)として析出しているAl量が0.010%以下、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)として析出しているNb量が0.020%以下であり、かつ、直径100nm以上の、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の合計の個数密度が50個/100μm2以下であり、
圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
(式(1)中のNb、Al、Nは、質量%での各元素の含有量とする。)
Mo:1.5%以下、
Ni:1.0%以下、
Cu:0.4%以下、
V:0.35%以下、
B:0.020%以下、
Mg:0.0035%以下
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、[1]に記載の冷間鍛造用鋼。
(a)微量のBiを含む所定の化学組成を有する冷間鍛造用鋼(棒鋼または線材)とすることで、冷間鍛造後の表面硬化処理中におけるピン止め粒子(AlNなど)の固溶・粗大化が抑制され、粗大なオーステナイト粒の発生を抑制できることを明らかにした。
すなわち、MnSを主体に含み、Fe、Ca、Ti、Zr、Mg、REM等の硫化物がMnSと固溶または結合して共存している介在物、MnTeのようにS以外の元素がMnと化合物を形成してMnSと固溶・結合して共存している介在物、酸化物を核として析出した上記介在物が含まれるものであり、化学式では(Mn、X)(S、Y)(ここで、X:Mn以外の硫化物形成元素、Y:S以外でMnと結合する元素)として表記できるMn硫化物系介在物の総称である。なお、介在物が硫化物であることは、走査電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型X線解析によって確認できる。
λ∝(D×σ×ΔT)0.25 …(A)
(A)式において、λはデンドライトの1次アーム間隔(μm)、Dは拡散係数(m2/s)、σは固液界面エネルギー(J/m2)、ΔTは凝固温度範囲(℃)である。
本発明は、上記(a)〜(f)の知見に基づいて完成されたものである。
歯車などの鋼製部品の素材として用いる冷間鍛造用鋼は、例えば、連続鋳造した鋳片に熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を行うことにより製造される。得られた冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造した後、例えば、所定の部品形状に切削し、更に浸炭焼き入れ等の表面硬化処理を実施することにより部品となる。
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、C:0.10〜0.30%、Si:0.01〜1.00%、Mn:0.40〜1.80%、S:0.005〜0.030%、Cr:0.01〜1.60%未満、Al:0.010〜0.045%、N:0.010〜0.03%、Bi:0.0001〜0.0050%、Nb:0.02〜0.08%を含有し、P:0.05%以下、O:0.0025%以下に制限し、残部がFeおよび不純物からなり、下記式(1)を満たす化学組成を有する。
(式(1)中のNb、Al、Nは、質量%での各元素の含有量とする。)
炭素(C)は、鋼の引張強度および疲労強度を高める。一方、C含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下し、被削性が低下する。したがって、C含有量は0.10〜0.30%である。好ましいC含有量は0.14〜0.28%であり、さらに好ましくは、0.15〜0.25%である。
シリコン(Si)は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Si含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Si含有量は、0.01〜1.00%である。好ましいSi含有量は0.15〜0.70%であり、さらに好ましくは0.20〜0.35%である。
マンガン(Mn)は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Mnはさらに、鋼中の硫黄(S)と結合してMnSを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Mn含有量が高すぎると、粗大なMnSが生成し、疲労強度が低下する。したがって、Mn含有量は、0.40〜1.80%である。好ましいMn含有量は0.60〜1.30%であり、さらに好ましくは0.70〜1.20%である。
硫黄(S)は、鋼中のMnと結合してMn硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Sを過剰に含有すると、鋼の疲労強度が低下する。したがって、S含有量は、0.005〜0.030%である。好ましいS含有量は0.008〜0.018%であり、さらに好ましくは0.010〜0.016%である。
クロム(Cr)は、鋼の焼入れ性及び引張強度を高める。本実施形態の冷間鍛造用鋼を用いて鋼製部品を製造する場合、部品形状とされた冷間鍛造用鋼に、浸炭処理や高周波焼入れなどの表面硬化処理を行う場合がある。Crは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Cr含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Cr含有量は、0.01〜1.60%未満である。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいCr含有量は、0.03%〜1.50%であり、さらに好ましくは、0.10%〜1.20%である。
アルミニウム(Al)は、脱酸作用を有する。また、Alは、Nと結合してAlNを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Alの含有量が0.010%未満では、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化防止効果、および冷間鍛造での変形抵抗低減効果が十分に得られない。一方、Al含有量が0.045%を超えると、AlNが粗大となり、結晶粒の粗大化抑制に寄与しなくなる。したがって、Al含有量を0.010%〜0.045%とした。Al含有量の好ましい下限は0.020%であり、好ましい上限は0.035%である。
窒素(N)は、AlN、Nb(CN)の析出による冷間鍛造後の表面硬化処理時における結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制を目的として添加する。N含有量が0.010%未満では、Nによる上記効果が十分に得られない。一方、N含有量が0.030%を超えると、Nを含有することによる上記効果が飽和する。また、過剰なNの添加は、鋼を脆化させ、鋳造、圧延時における割れ、キズの原因となる。以上の理由から、N含有量を0.010%〜0.03%の範囲内にする必要がある。N含有量の好適範囲は0.013〜0.02% である。
ビスマス(Bi)は、本発明において重要な元素である。微量のBiを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化され、硫化物が微細分散される。硫化物の微細化効果を得るには、Bi含有量を0.0001%以上とする必要がある。しかし、Bi含有量が0.0050%を超えると、デンドライトの微細化効果が飽和する。また、Bi含有量が0.0050%を超えると、熱間圧延時に表面割れが生じる。このことから、Bi含有量を0.0001〜0.0050%とする。被削性をさらに向上させるには、Bi含有量を0.0010%以上とすることが好ましい。また、Bi含有量は0.0048%以下であってもよい。
ニオブ(Nb)は、Cおよび/またはNと結合してNbC、NbN、Nb(CN)を形成し、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化防止効果を有する元素である。しかしながら、Nb含有量が0.02%未満では、前記の効果が十分に得られない。一方、Nb含有量が0.08%を超えると、上記のオーステナイト粒の粗大化防止効果がむしろ低下する。したがって、Nb含有量を0.02〜0.08%とした。なお、Nb含有量は0.03〜0.05%であることが好ましい。
燐(P)は不純物である。Pは鋼の冷間鍛造性および熱間加工性を低下する。したがって、P含有量は少ない方が好ましい。P含有量は0.05%以下である。好ましいP含有量は0.035%以下であり、さらに好ましくは、0.020%以下である。
酸素(O)は、Alと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、AlNやNb(CN)の析出サイトとなり、熱間圧延時に粗大なAlNおよび/またはNb(CN)が析出する。その結果、冷間鍛造後の表面硬化処理時における結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、O含有量は、できるだけ低減することが望ましい。以上の理由から、O含有量を0.0025%以下に制限する必要がある。O含有量の好適範囲は0.0020%以下である。
冷間鍛造用鋼中のAlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の合計の個数密度(分散状態)には、鋼の化学組成が影響する。N含有量に対するAlおよび/またはNbの含有量が高すぎると、粗大なAlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)が析出し、結晶粒の粗大化抑制特性が低下する。鋼中のN含有量に対するAl含有量およびNb含有量を適切な範囲に設定することで、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の粗大化を抑制できる。
0.8≦(Nb/93+Al/27)/(N/14)≦1.8 (1)
(式(1)中のNb、Al、Nは、質量%での各元素の含有量とする。対応する元素が不純物レベルの場合、式(1)の対応する元素記号には「0」が代入される。)
モリブデン(Mo)は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。また、Moは、浸炭処理において、不完全焼入れ層の生成を抑制する。Moを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Mo含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Mo含有量は、1.5%以下である。Mo含有量が0.02%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいMo含有量は0.05〜0.50%であり、さらに好ましくは、0.10〜0.30%である。
ニッケル(Ni)は、焼入れ性を高め、疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ni含有量が1.0%を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度向上効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、Ni含有量を1.0%以下とした。Ni含有量は0.8%以下であることが好ましい。さらに、Niの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、Ni含有量は0.1%以上であることが好ましい。
銅(Cu)は、鋼の焼入性を高める元素である。Cuを含有することによる焼入れ性向上効果を安定して得るためには、Cu含有量は0.10%以上であることが好ましい。しかし、多量にCuを添加すると、鋼材の表面性状の劣化および合金コストの増加を招く。このため、Cu含有量の上限を0.4%以下とした。
バナジウム(V)は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。バナジウム炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部(表層以外の部分)の強度を高める。Vを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、V含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、V含有量は0.35%以下とする。V含有量が0.03%以上であると、Vを含有することによる上記効果が顕著に得られる。好ましいV含有量は0.04〜0.20%であり、さらに好ましくは、0.05〜0.10%である。
ボロン(B)は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。Bが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。B含有量が0.020%を超えると、上記効果は飽和する。したがって、B含有量は0.020%以下である。B含有量が0.0005%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいB含有量は、0.001〜0.012%であり、さらに好ましくは、0.002〜0.010%である。
マグネシウム(Mg)は、Alと同様に、鋼を脱酸し、鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化されると、粗大酸化物を破壊起点とする破壊の確率が低下し、鋼の疲労強度が高まる。Mgを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Mg含有量が多すぎると、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Mg含有量は0.0035%以下である。Mg含有量が0.0001%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいMg含有量は0.0003〜0.0030%であり、さらに好ましくは、0.0005〜0.0025%である。
硫化物は、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保する必要がある。鋼中のS含有量を増加させると、被削性が向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なう。このため、鋼中の硫化物のサイズおよび形状を制御する必要がある。さらに、被削時の切りくず処理性を向上させるには、鋼中に硫化物を微細に分散させることが必要である。
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造用鋼の圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上である。このため、優れた冷間鍛造性および切りくず処理性(被削性)が得られる。
本実施形態の冷間鍛造用鋼では、表面から半径の1/5までの領域(以下、「表面領域」という場合がある。)および中心部から半径の1/5までの領域(以下、「中心領域」という場合がある。)において、AlNおよびAlN−Nb(CN)として析出しているAl量が0.010%以下、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)として析出しているNb量が0.020%以下である。
本実施形態において「AlN−Nb(CN)」とは、AlNとNb(CN)との複合析出物を指す。
本実施形態において、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の「直径」とは、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて観察した場合の、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)それぞれの、長径と短径の算術平均を指す。
次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法を説明する。
[連続鋳造工程]
上記の化学組成を有する鋳片を連続鋳造法により製造する。鋳片は、造塊法によりインゴット(鋼塊)にしてもよい。鋳造条件としては、例えば、220×220mm角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを10〜50℃とし、鋳込み速度を1.0〜1.5m/分とする条件を例示できる。
鋳片の凝固組織は、デンドライト形態(デンドライト)を呈している。冷間鍛造用鋼中の硫化物は、凝固前(溶鋼中)、または凝固時に晶出することが多く、鋳片のデンドライトの1次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライトの1次アーム間隔が小さければ、デンドライトの樹間部に晶出する硫化物が小さくなる。本実施形態の冷間鍛造用鋼は、鋳片の段階における鋳片表面から15mmの深さ位置におけるデンドライトの1次アーム間隔が600μm未満であることが望ましい。
鋳造した鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から15mmの深さの位置について、鋳込み方向に5mmピッチでデンドライトの2次アーム間隔λ2(μm)を100点測定する。そして、測定した2次アーム間隔λ2(μm)の値から以下に示す式(2)を用いて、鋳片(スラブ)の液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度A(℃/秒)を算出し、算術平均により求めた平均値である。
λ2=710×A−0.39 式(2)
次に、得られた鋳片又はインゴットに分塊圧延等の熱間加工を施して、ビレット(鋼片)を製造する。更に、ビレットを熱間圧延して、棒鋼または線材とする。熱間加工は、熱間圧延を含んでいてもよい。熱間加工における圧下比に特に制限はない。
ビレットの熱間圧延は、例えば、ビレットを1270〜1300℃の加熱温度で1.5時間以上加熱した後、仕上げ温度を900〜1100℃、好ましくは950〜1050℃として熱間圧延する方法により行うことができる。
また、熱間圧延の仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での棒鋼または棒線の表面温度を意味する。
また、仕上げ圧延を行った後の冷却速度は、棒鋼または棒線の表面での冷却速度を指す。
以上の工程により、本実施形態の冷間鍛造用鋼が得られる。
例えば、冷間鍛造用鋼(棒鋼、線材)を冷間鍛造し、粗形状の中間品を製造する。製造された中間品は、所定の形状とするために、必要に応じて機械加工により切削してもよい。
次いで、中間品に、周知の条件で表面硬化処理を実施する。表面硬化処理としては、例えば、浸炭処理、窒化処理、高周波焼入れが挙げられる。次いで、表面硬化処理後の中間品を所定の形状に研削または磨きを行う。このようにして、冷間鍛造用鋼を素材として用いた鋼製部品が得られる。
なお、上記の部品の製造方法では、中間品に表面硬化処理を施したが、表面硬化処理は実施しなくてもよい。
また、各鋳片を鋳造する際における鋳型の冷却水量を変更することで、鋳片表面から15mmの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を変化させた。
[デンドライトの1次アーム間隔および2次アーム間隔の測定]
鋳片から採取した試験片の断面をピクリン酸にてエッチングした。そして、鋳片表面から15mmの深さに位置を、鋳込み方向に5mmピッチで、デンドライトの1次アーム間隔および2次アーム間隔をそれぞれ100点測定した。デンドライトの1次アーム間隔の平均値を表2に示す。
上記の方法により測定した2次アーム間隔λ2(μm)の値から以下に示す式(2)を用いて、液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度A(℃/秒)を算出し、算術平均により求めた。その結果、いずれの鋳片においても、上記の温度域内の平均冷却速度は、100℃/min以上500℃/min以下であった。
λ2=710×A−0.39 式(2)
このようにして得られた各丸棒の表面を目視で観察し、表面割れの有無を判定した。その結果を表2に示す。
以上の工程により、試験番号1〜27の冷間鍛造用鋼を製造した。
以下に示す方法により、試験番号1〜27の冷間鍛造用鋼(丸棒)のミクロ組織を観察した。まず、丸棒を軸方向に対して平行に切断し、直径の1/4の位置(D/4位置)が観察面の中心であるミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面(観察面)を研磨し、ナイタル腐食液で腐食した。腐食後、切断面の中央部のミクロ組織を、光学顕微鏡を用いて400倍で観察した。
試験番号1〜27の冷間鍛造用鋼ミクロ組織はいずれも、フェライトとパーライトとからなる組織であった。
その結果、試験番号1〜27の冷間鍛造用鋼のビッカース硬さは、いずれもHv130〜200の範囲内であり、各冷間鍛造用鋼は、同程度の硬度を有した。
[硫化物密度測定方法]
ミクロ組織観察と同様にして採取した試験片を樹脂埋めした後、被検面(切断面)を鏡面研磨した。被検面は、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。被検面内の硫化物を走査電子顕微鏡とエネルギー分散型X線分光分析装置(EDS)により特定した。
なお、観察対象とした硫化物の円相当径を1μm以上としたのは、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能であり、かつ、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。
上記のようにして得た直径36mmの各丸棒(試験番号1〜27の冷間鍛造用鋼)について、表面から半径の1/5までの領域(以下、「表面領域」という場合がある。)および中心部から半径の1/5までの領域(以下、「中心領域」という場合がある。)において、AlNおよびAlN−Nb(CN)として析出しているAl量と、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)として析出しているNb量とを、以下に示す方法により求めた。
表面領域および中心領域において、直径100nm以上の、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の合計の個数密度を、以下に示す方法により求めた。
直径36mmの各丸棒(試験番号1〜27の冷間鍛造用鋼)の「表面領域」「中心領域」の各領域から、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製した。次に、各抽出レプリカ試料を、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率20000倍、1視野あたりの面積10μm2で、ランダムに10視野観察し、直径100nm以上の、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の個数を求めた。その結果を用いて、各領域の面積100μm2当たりのAlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の個数密度を算出した。その結果を表2に示す。
[冷間鍛造性試験]
各冷間鍛造用鋼(直径36mmの丸棒)から、半径の1/2の位置(R/2位置)を中心とした切り欠き付きの直径10mm、長さ15mmの丸棒試験片を8個ずつ採取した。丸棒試験片の長手方向は、直径36mmの丸棒の鍛伸軸に平行とした。冷間圧縮試験には、500ton油圧プレスを使用した。
限界圧縮率は、実用上問題ない75%以上を目標値とした。各冷間鍛造用鋼の限界圧縮率を表2に示す。
各冷間鍛造用鋼(直径36mmの丸棒)に、冷間での引抜きにより歪を与え、引抜き後の丸棒の被削性により、冷間鍛造後の被削性を評価した。
具体的には、各冷間鍛造用鋼(直径36mmの丸棒)を、減面率30.6%で冷間引抜きし、直径25mmの丸棒にした。冷間引抜きした丸棒を長さ500mmに切断し、旋削加工用の試験材とした。得られた直径25mm、長さ500mmの試験材の外周部を、数値制御(NC)旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性(切りくず処理性)を調査した。
母材材質:超硬P20種グレード。
コーティング:なし。
周速:150m/分。
送り:0.2mm/rev。
切り込み:0.4mm。
潤滑:水溶性切削油を使用。
なお、切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が10個未満である場合、回収された切りくずの総重量を測定し、10個の個数に換算した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が7個であって、その総重量が12gである場合、切りくず重量は、12g×10個/7個、と計算した。
各冷間鍛造用鋼(直径36mmの丸棒)に、冷間鍛造を模擬する高さ方向で60%の圧縮加工を行った後、浸炭を模擬する熱処理を行なった。浸炭を模擬する熱処理としては、950℃、970℃、990℃、1010℃、1030℃および1050℃の各温度で300分保持した後、水冷によって室温まで冷却する処理を行った。
そして、1050℃で300分保持する熱処理を行ってもオーステナイト粒が粗大化が生じない場合、オーステナイト粒粗大化防止効果が優れると評価した(表2に「>1050」と記す。)。一方、1030℃以下の温度で300分保持する熱処理を行うことによりオーステナイト粒が粗大化した場合、オーステナイト粒粗大化防止効果がないと評価した(表2に、粗大化が生じた熱処理の温度を記す。)。
試験番号18の冷間鍛造用鋼は、Biの含有量が本発明規定の範囲を上回った例である。試験番号18の冷間鍛造用鋼は、熱間圧延時に表面割れが生じた。
試験番号20の冷間鍛造用鋼は、Alの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため、表面領域および中心領域におけるAl量と析出物個数密度、式(1)を満たさない例である。試験番号20の冷間鍛造用鋼は、表面領域および中心領域に粗大な析出物が高密度で析出しているために冷間鍛造性が低かった。また、試験番号20の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号22の冷間鍛造用鋼は、Nbの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため、表面領域および中心領域におけるNb量と析出物個数密度、式(1)を満たさない例である。試験番号22の冷間鍛造用鋼は、表面領域および中心領域に粗大な析出物が高密度で析出しているために冷間鍛造性が低かった。また、試験番号22の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号24の冷間鍛造用鋼は、S含有量が本発明規定の範囲を上回ったため、冷間鍛造性が不十分であった。
試験番号26の冷間鍛造用鋼は、化学組成が式(1)を満たさない例である。試験番号26の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号27の冷間鍛造用鋼は、本発明に規定する化学成分を有し、硫化物の個数密度が低い例である。試験番号27の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が15gを超え、被削性が低かった。
Claims (2)
- 質量%で、
C:0.10〜0.30%、
Si:0.01〜1.00%、
Mn:0.40〜1.80%、
S:0.005〜0.030%、
Cr:0.01〜1.60%未満、
Al:0.010〜0.045%、
N:0.010〜0.03%、
Bi:0.0001〜0.0050%、
Nb:0.02〜0.08%
を含有し、
P:0.05%以下、
O:0.0025%以下
に制限し、残部がFeおよび不純物からなり、
下記式(1)を満たす化学組成を有する棒鋼または線材であり、
表面から半径の1/5までの領域および中心部から半径の1/5までの領域において、AlNおよびAlN−Nb(CN)として析出しているAl量が0.010%以下、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)として析出しているNb量が0.020%以下であり、かつ、直径100nm以上の、AlN、Nb(CN)およびAlN−Nb(CN)の合計の個数密度が50個/100μm2以下であり、
圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
0.8≦(Nb/93+Al/27)/(N/14)≦1.8 (1)
(式(1)中のNb、Al、Nは、質量%での各元素の含有量とする。) - Feの一部に代えて、質量%で、
Mo:1.5%以下、
Ni:1.0%以下、
Cu:0.4%以下、
V:0.35%以下、
B:0.020%以下、
Mg:0.0035%以下
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の冷間鍛造用鋼。
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