JP2022143388A - 冷間鍛造用鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】 冷間鍛造時の割れを抑制できる鋼の提供。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１４～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１０～０．９０％、Ｃｒ：１．３０～３．５０％、Ａｌ：０．０２０～０．２００％、Ｎ：０．００４０～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼。【選択図】 図２
Description
本発明は亜共析鋼である冷間鍛造用鋼に関する。とりわけ、本発明は、冷間鍛造による部品成型が選択される際に、球状化焼なましにより、球状化炭化物が全体に均一分散していることで、優れた冷間鍛造性を有する鋼に関する。
低炭素鋼である亜共析鋼を加工して部品等に成型する際には、歩留まり向上や生産効率の観点から、冷間鍛造が選択されることがある。そして、通常、冷間鍛造に際しては、変形抵抗低減のために、球状化焼なましが実施されている。
そして、亜共析鋼の球状化焼なましでは、通常、次のような工程が採られている。（工程１）Ａ1点以上へ昇温する。（工程２）Ａ1点以上で保持し、フェライト相及びオーステナイト相の２相からなる組織とする。（工程３）その後、オーステナイト→パーライト変態を抑制するため、Ａ1点直上からＡ1点直下へ徐冷する。
このとき、２相組織のオーステナイト／フェライト界面にて球状セメンタイトが析出し、Ａ1点直下への徐冷が完了後、フェライト粒内に球状化セメンタイトが析出した組織となる。
このとき、２相組織のオーステナイト／フェライト界面にて球状セメンタイトが析出し、Ａ1点直下への徐冷が完了後、フェライト粒内に球状化セメンタイトが析出した組織となる。
さて、亜共析鋼の球状化焼なまし組織では、（工程２）のフェライト相及びオーステナイト相からなる２相域で保持する工程に起因して、徐冷後の球状化セメンタイト分布の不均一が不可避に生じることがある。このようなセメンタイト分布の不均一は、冷間鍛造時の不均一変形を促進することで割れ発生の一因となるため、加工性の観点から望ましくない。
従来の冷間鍛造性に優れた鋼材では、たとえば、球状化焼なまし前のフェライト、ベイナイト、パーライトの面積率を適切に制御することで、球状化焼なまし後の球状化炭化物の形状、密度、分散状態のバランスを取り、冷間鍛造性を向上させようとする肌焼用鋼材が提案されている（特許文献１参照。）。
また、球状化焼なまし前のベイナイト面積率を適当量確保することで、球状化焼なまし後、ベイナイト起因の微細炭化物を分散させ、割れを改善した肌焼用鋼線材・棒鋼が提案されている（特許文献２参照。）。
また、球状化焼なまし前のフェライト相及びパーライト相の２相からなる組織について、フェライト粒、パーライト粒を小さくすることで、フェライト／パーライト粒界を増やして、界面でのセメンタイト析出を促進させることで、球状化焼なまし時間短縮と、セメンタイトの均一分散させることにより、冷間鍛造性を確保しようとする冷間鍛造用肌焼鋼が提案されている（特許文献３参照。）。
亜共析鋼の球状化焼なまし組織では、上述の（工程２）のフェライト相及びオーステナイト相からなる２相域で保持する工程に起因して、徐冷後の球状化セメンタイト分布の不均一が不可避に生じることがある。このようなセメンタイト分布の不均一は、冷間鍛造時の不均一変形を促進することで割れ発生の一因となるため、加工性の観点からは、セメンタイト分布を均一とすることが望ましい。
上述の従来技術における提案は、球状化焼なまし後の球状化セメンタイトの形状、分散状態を適正化しようとするものの、いずれも球状化焼なまし前組織を適切に制御しようとする提案にとどまっている。すなわち、通常の球状化焼なまし工程における（工程２）のフェライト相及びオーステナイト相からなる２相組織におけるフェライト粒内についてみると、球状化セメンタイトを析出させることができないため、球状化セメンタイトの不均一分布の回避には十分に対処したものとはいえなかった。
そこで、本発明が解決しようとする課題は、組織全体に球状化炭化物を均一分散させることで、冷間鍛造時の割れを抑制できる鋼を提供することである。
本願の発明者らは、オーステナイト化温度直下でのＣ拡散挙動に着目して鋭意検討した。従来の亜共析鋼では、オーステナイト化温度直下において、フェライト粒内における固溶Ｃは、Ｍ3Ｃ型炭化物（セメンタイト）として安定析出する。そのため、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（セメンタイトが安定析出）では、どちらもＣがＭ3Ｃ型炭化物として存在する。その結果、Ｃ拡散挙動に差が生じ難く、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒への十分なＣ拡散の駆動力が得られなかった。
一方、高Ｃｒ成分とすることにより、オーステナイト化温度直下において、フェライト粒内の固溶ＣはＭ7Ｃ3型（Ｍ＝ＦｅおよびＣｒの混合成分）の炭化物として安定析出する。つまり、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（Ｍ7Ｃ3炭化物が安定）との間でＣ拡散挙動の差が大きくなる。その結果、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が十分に促進されることを見出した。
そこで、鋼の成分を調整することにより、オーステナイト化温度直下におけるフェライト粒内の安定炭化物をＭ7Ｃ3型としたことで、球状化炭化物が均一分散しやすくなることの知見を得た。
このように、本願発明者らは、所定の成分組成の鋼を、所定の球状化焼なましに付することで、組織全体に球状化炭化物が均一分散し、冷間鍛造時の割れを抑制できる鋼が得られることを見出した。
すると、熱処理前の組織がフェライト相及びパーライト相の２相からなる組織、フェライト相及びベイナイト相の２相からなる組織、またはフェライト相及びパーライト相及びベイナイト相の３相からなる組織であるところ、（ａ）オーステナイト化温度直下での保持中において、パーライトを構成するラメラーセメンタイト及びベイナイトを構成するセメンタイトが固溶・球状化し、（ｂ）固溶Ｃがフェライト粒内へ流入し、（ｃ）フェライト粒内でＭ7Ｃ3型の炭化物が析出し、（ｄ）それが球状化炭化物に成長することで、全体に球状化炭化物が均一分散した鋼を得ることができることとなった。ここで、Ｍ7Ｃ3型の炭化物はＭ＝ＦｅおよびＣｒの混合成分である。
以上から、本発明の課題を解決する第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．１４～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１０～０．９０％、Ｃｒ：１．３０～３．５０％、Ａｌ：０．０２０～０．２００％、Ｎ：０．００４０～０．０３００％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼（ただし、Ｍ7Ｃ3型炭化物のＭはＦｅもしくはＣｒである。）である。
その第２の手段は、第１の手段に記載の化学成分に加えて、Ｎｉ：０．０２～２．００％、Ｍｏ：０．０２～２．００％のいずれか１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼（ただし、Ｍ7Ｃ3型炭化物のＭはＦｅもしくはＣｒである。）である。
その第３の手段は、第１または第２の手段に記載の化学成分に加えて、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｖ：０．０１０～０．５００％のいずれか１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、Ａ1点が７５０℃以上であり、Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼（ただし、Ｍ7Ｃ3型炭化物のＭはＦｅもしくはＣｒである。）である。
本発明の冷間鍛造用鋼は、旧フェライト粒内において、Ｍ7Ｃ3炭化物が析出していることから、球状化炭化物が全体に均一分散した組織となっている。また、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率の測定した結果、組織全体の６．０％以内であり、球状化焼なまし後の残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率も５．０％以下であることから、炭化物の球状化が十分に進んでいる。その結果、冷間鍛造による高圧縮でも割れないものとなっている。そこで、本発明の冷間鍛造用鋼は、硬さが８３ＨＲＢ以下であって、冷間据込み率７５％で冷間鍛造しても割れを生じることがなく冷間加工することができるなど、本発明の冷間鍛造用鋼は、優れた冷間鍛造性を示す。
本発明にかかる鋼の実施の形態の説明に先立って、まず、鋼の成分組成を規定する理由、Ａ1点の下限を規定する理由およびＭ7Ｃ3型炭化物を有する理由について説明する。なお、以下の成分組成における％は質量％である。
Ｃ：０．１４～０．４５％
Ｃは素材硬さを向上させる元素である。Ｃが０．１４％未満だと、浸炭後の芯部硬さが低下して、強度が不足する。他方、Ｃが０．４５％を超えると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性が低下することから、被削性、冷間鍛造性が劣るものとなる。
そこで、Ｃは、０．１４～０．４５％とする。望ましくはＣは０．１４～０．３０％である。
Ｃは素材硬さを向上させる元素である。Ｃが０．１４％未満だと、浸炭後の芯部硬さが低下して、強度が不足する。他方、Ｃが０．４５％を超えると、素材硬さが上昇しすぎて、加工性が低下することから、被削性、冷間鍛造性が劣るものとなる。
そこで、Ｃは、０．１４～０．４５％とする。望ましくはＣは０．１４～０．３０％である。
Ｓｉ：０．０５～１．００％
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。Ｓｉが０．０５％未満であると、脱酸材が不足することとなる。他方、Ｓｉが１．００％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて加工性が低下することとなり、また、浸炭阻害が発生する。
そこで、Ｓｉは０．０５～１．００％とする。望ましくは、Ｓｉは０．３０～０．８０％である。
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。Ｓｉが０．０５％未満であると、脱酸材が不足することとなる。他方、Ｓｉが１．００％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて加工性が低下することとなり、また、浸炭阻害が発生する。
そこで、Ｓｉは０．０５～１．００％とする。望ましくは、Ｓｉは０．３０～０．８０％である。
Ｍｎ：０．１０～０．９０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎが０．１０％未満であると、焼入れが不足となる。他方、Ｍｎが０．９０％を超えると、加工性が低下する。
そこで、Ｍｎは０．１０～０．９０％である。望ましくは、Ｍｎ：０．１５～０．５０％である。
Ｍｎは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎが０．１０％未満であると、焼入れが不足となる。他方、Ｍｎが０．９０％を超えると、加工性が低下する。
そこで、Ｍｎは０．１０～０．９０％である。望ましくは、Ｍｎ：０．１５～０．５０％である。
Ｃｒ：１．３０～３．５０％
ＣｒはＭ7Ｃ3型炭化物を安定化させる元素である。Ｃｒが１．３０％未満であると、Ｍ7Ｃ3型炭化物が析出しないことから、球状化焼なまし中のパーライト粒からフェライト粒へのＣ流入量が不足することとなり、球状化炭化物の分布が不均一となることから、冷間鍛造性が低下することとなる。また、焼入れ性が不足する。他方、Ｃｒが３．５０％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて、加工性が低下することとなる。また、浸炭阻害が発生する。そこで、Ｃｒは１．３０～３．５０％とする。望ましくは、Ｃｒは１．４０～２．５０％である。
ＣｒはＭ7Ｃ3型炭化物を安定化させる元素である。Ｃｒが１．３０％未満であると、Ｍ7Ｃ3型炭化物が析出しないことから、球状化焼なまし中のパーライト粒からフェライト粒へのＣ流入量が不足することとなり、球状化炭化物の分布が不均一となることから、冷間鍛造性が低下することとなる。また、焼入れ性が不足する。他方、Ｃｒが３．５０％を超えると、素材硬さが上昇し過ぎて、加工性が低下することとなる。また、浸炭阻害が発生する。そこで、Ｃｒは１．３０～３．５０％とする。望ましくは、Ｃｒは１．４０～２．５０％である。
Ａｌ：０．０２０～０．２００％
Ａｌは脱酸に有用な元素である。Ａｌが０．０２０％未満であると、脱酸材として不足することとなる。また、微細な窒化物が不足することとなるので、Ｍ7Ｃ3型炭化物の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ａｌが０．２００％を超えると、粗大な窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．０２０～０．２００％とする。望ましくは、Ａｌは０．０２０～０．０５０％である。
Ａｌは脱酸に有用な元素である。Ａｌが０．０２０％未満であると、脱酸材として不足することとなる。また、微細な窒化物が不足することとなるので、Ｍ7Ｃ3型炭化物の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ａｌが０．２００％を超えると、粗大な窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ａｌは０．０２０～０．２００％とする。望ましくは、Ａｌは０．０２０～０．０５０％である。
Ｎ：０．００４０～０．０３００％
Ｎは窒化物を形成する元素である。Ｎが０．００４０％未満だと、微細な窒化物が不足することから、Ｍ7Ｃ3の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ｎが０．０３００％を超えると、粗大な炭窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ｎは０．００４０～０．０３００％とする。望ましくは、Ｎは０．００４０～０．０２００％である。
Ｎは窒化物を形成する元素である。Ｎが０．００４０％未満だと、微細な窒化物が不足することから、Ｍ7Ｃ3の析出核が不足することとなり、結晶粒粗大化によって靱性および疲労特性が低下する。他方、Ｎが０．０３００％を超えると、粗大な炭窒化物が形成されて、疲労特性や加工性が低下する。そこで、Ｎは０．００４０～０．０３００％とする。望ましくは、Ｎは０．００４０～０．０２００％である。
Ｐ：不可避不純物として０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を上回ると、粒界偏析により靱性が低下する。そこで、Ｐは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
Ｐは、０．０３０％を上回ると、粒界偏析により靱性が低下する。そこで、Ｐは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
Ｓ：不可避不純物として０．０３０％以下
Ｓは、０．０３０％を上回ると、ＭｎＳが形成することによって靱性や疲労強度が低下する。そこで、Ｓは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
Ｓは、０．０３０％を上回ると、ＭｎＳが形成することによって靱性や疲労強度が低下する。そこで、Ｓは、不可避不純物として含有する場合も、０．０３０％以下とする。
以下の成分は選択的に添加しうる任意成分について説明する。
Ｎｉ：０．０２～２．００％
Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上させる元素である。Ｎｉが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さく、また、靱性向上の効果も小さい。他方、２．００％を超えてＮｉを添加すると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｎｉを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＮｉは０．０２～１．８０％である。
Ｎｉ：０．０２～２．００％
Ｎｉは焼入れ性および靭性を向上させる元素である。Ｎｉが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さく、また、靱性向上の効果も小さい。他方、２．００％を超えてＮｉを添加すると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｎｉを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＮｉは０．０２～１．８０％である。
Ｍｏ：０．０２～２．００％
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｏが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さい。他方、Ｍｏが２．００％を超えると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｍｏを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＭｏは０．０２～０．５０％である。
Ｍｏは焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｏが０．０２％未満であると、焼入れ性向上の効果が小さい。他方、Ｍｏが２．００％を超えると、コストが上昇することに加えて、素材硬さも上昇するので加工性が低下することとなる。そこで、Ｍｏを添加する場合は、０．０２～２．００％とする。望ましくは、添加するＭｏは０．０２～０．５０％である。
Ｎｂ：０．０２～０．１０％
Ｎｂは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｎｂが０．０２％未満であると、微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒粗大化抑制効果が小さくなり、靱性および疲労強度が不足することとなる。他方、Ｎｂが０．１０％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｎｂを添加する場合は、０．０２～０．１０％とする。望ましくは、添加するＮｂは０．０２～０．０８％である。
Ｎｂは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｎｂが０．０２％未満であると、微細な炭窒化物が不足するので、結晶粒粗大化抑制効果が小さくなり、靱性および疲労強度が不足することとなる。他方、Ｎｂが０．１０％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｎｂを添加する場合は、０．０２～０．１０％とする。望ましくは、添加するＮｂは０．０２～０．０８％である。
Ｔｉ：０．０２０～０．２００％
Ｔｉは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｔｉが０．０２０％未満であると、微細な窒化物量が不足する。また、Ｎが固定されず、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。また、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さくなる。
他方、Ｔｉが０．２００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。
そこで、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０～０．２００％とする。望ましくは、添加するＴｉは、０．０２０～０．１００％である。
Ｔｉは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｔｉが０．０２０％未満であると、微細な窒化物量が不足する。また、Ｎが固定されず、ＢＮを形成し、焼入れ性が低下する。また、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さくなる。
他方、Ｔｉが０．２００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。
そこで、Ｔｉを添加する場合は、０．０２０～０．２００％とする。望ましくは、添加するＴｉは、０．０２０～０．１００％である。
Ｂ：０．００１０～０．００５０％
Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。Ｂが０．００１０％未満だと、焼入れ性向上の効果が小さい。Ｂが０．００５０％を超えると、素材硬さの上昇により加工性が低下する。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００１０～０．００５０％とする。望ましくは、添加するＢは０．００１０～０．００３０％である。
Ｂは焼入れ性を向上させる元素である。Ｂが０．００１０％未満だと、焼入れ性向上の効果が小さい。Ｂが０．００５０％を超えると、素材硬さの上昇により加工性が低下する。そこで、Ｂを添加する場合は、０．００１０～０．００５０％とする。望ましくは、添加するＢは０．００１０～０．００３０％である。
Ｖ：０．０１０～０．５００％
Ｖは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｖが０．０１０％未満であると、微細な炭窒化物が不足し、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さいので、靱性および疲労強度に不足することとなる。他方、Ｖが０．５００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｖを添加する場合は、０．０１０～０．５００％とする。望ましくは、添加するＶは０．０１０～０．４００％である。
Ｖは炭窒化物を生成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。Ｖが０．０１０％未満であると、微細な炭窒化物が不足し、結晶粒粗大化を抑制する効果が小さいので、靱性および疲労強度に不足することとなる。他方、Ｖが０．５００％を超えると、炭窒化物の量が過剰となり加工性が低下する。そこで、Ｖを添加する場合は、０．０１０～０．５００％とする。望ましくは、添加するＶは０．０１０～０．４００％である。
Ａ1点：７５０℃以上
Ａ1点が７５０℃未満だと、球状化焼なましの保持温度が低くなり、パーライト、ベイナイトを構成する炭化物の球状化が不十分となる。すると、軟化不足によって、冷間加工性が低下する。
そこで、Ａ1点が７５０℃以上であることとする。さらに好ましくは、Ａ1点が７５０～８００℃とするとよい。
なお、本発明のＡ1は、Ａｃ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］を用いて計算することができる。
Ａ1点が７５０℃未満だと、球状化焼なましの保持温度が低くなり、パーライト、ベイナイトを構成する炭化物の球状化が不十分となる。すると、軟化不足によって、冷間加工性が低下する。
そこで、Ａ1点が７５０℃以上であることとする。さらに好ましくは、Ａ1点が７５０～８００℃とするとよい。
なお、本発明のＡ1は、Ａｃ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］を用いて計算することができる。
Ｍ7Ｃ3型炭化物が存在すること
球状化焼なましにおいて、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が不十分であると、フェライト粒内で炭化物が析出できないため、炭化物分布が不均一となり、冷間鍛造性が低下する。そこで、本発明では、Ｍ7Ｃ3型炭化物を存在させることとする。
すると、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（Ｍ7Ｃ3炭化物が安定）との間でＣ拡散挙動の差が大きくなるので、その結果、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が十分に促進され、球状化炭化物が均一分散しやすくなるので、冷間鍛造性に優れたものとなるのである。
球状化焼なましにおいて、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が不十分であると、フェライト粒内で炭化物が析出できないため、炭化物分布が不均一となり、冷間鍛造性が低下する。そこで、本発明では、Ｍ7Ｃ3型炭化物を存在させることとする。
すると、パーライト粒（フェライトとラメラーセメンタイトで構成される組織）及びベイナイト粒（フェライトとセメンタイトで構成される組織）と、フェライト粒（Ｍ7Ｃ3炭化物が安定）との間でＣ拡散挙動の差が大きくなるので、その結果、パーライト粒及びベイナイト粒からフェライト粒へのＣ拡散が十分に促進され、球状化炭化物が均一分散しやすくなるので、冷間鍛造性に優れたものとなるのである。
（球状化焼なまし条件）
図１に球状化焼なまし条件となる温度履歴の保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（ｈｒ）の説明のための模式図を示す。本発明における球状化焼なましのための保持温度Ｔや保持時間ｔの条件は、以下の［式１］～［式３］を充足するものとする。
［式１］：（Ａ1点－３０℃）≦Ｔ≦（Ａ1点－５℃）
［式２］：ｔ≧１２０／（Ｔ－Ａ1＋５０）
［式３］：Ａ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］
図１に球状化焼なまし条件となる温度履歴の保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（ｈｒ）の説明のための模式図を示す。本発明における球状化焼なましのための保持温度Ｔや保持時間ｔの条件は、以下の［式１］～［式３］を充足するものとする。
［式１］：（Ａ1点－３０℃）≦Ｔ≦（Ａ1点－５℃）
［式２］：ｔ≧１２０／（Ｔ－Ａ1＋５０）
［式３］：Ａ1＝７２３℃－１４Ｍｎ［％］＋２２Ｓｉ［％］－１４．４Ｎｉ［％］＋２３．３Ｃｒ［％］
（供試材の製造工程）
［表１］の発明鋼Ｎｏ．１～２２と、比較例Ｎｏ．１～１１に記載の化学成分と残部Ｆｅとからなる各鋼を、１００ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＭ）で溶解して鋼塊として溶製し、１２５０℃でφ３２に鍛伸し、９２５℃で１時間の焼ならしをした後、１００ｍｍに切断して、供試材を得た。
［表１］の発明鋼Ｎｏ．１～２２と、比較例Ｎｏ．１～１１に記載の化学成分と残部Ｆｅとからなる各鋼を、１００ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＭ）で溶解して鋼塊として溶製し、１２５０℃でφ３２に鍛伸し、９２５℃で１時間の焼ならしをした後、１００ｍｍに切断して、供試材を得た。
（球状化焼なまし工程）
上記で作製した供試材について、カンタル炉を用い、以下の手順で球状化焼なましを実施した。表３、表４に記載の保持温度Ｔおよび保持時間ｔのとおり、球状化焼なましの保持温度に設定した炉内に、上記供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、所定の時間保持した後、空冷した。
上記で作製した供試材について、カンタル炉を用い、以下の手順で球状化焼なましを実施した。表３、表４に記載の保持温度Ｔおよび保持時間ｔのとおり、球状化焼なましの保持温度に設定した炉内に、上記供試材を投入し、供試材の昇温時間を３０分確保し、所定の時間保持した後、空冷した。
（Ｍ7Ｃ3型炭化物の有無の確認）
球状化焼なましされた各供試材について、Ｄ／４位置より、抽出レプリカ法を用いてＴＥＭ用の試料を作製したのち、それらの試料について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。
球状化焼なましされた各供試材について、Ｄ／４位置より、抽出レプリカ法を用いてＴＥＭ用の試料を作製したのち、それらの試料について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。
（ＴＥＭ観察条件）
各供試材の試料について、１視野（１０μｍ×１０μｍ）の領域を計１０視野撮影し、各視野内に存在する炭化物について、無作為に５個を選び、同定解析（ＥＤＳによる成分分析、回折パターンによる構造解析）を実施し、Ｍ7Ｃ3炭化物の有無を確認した。結果を表３、表４に示す。
各供試材の試料について、１視野（１０μｍ×１０μｍ）の領域を計１０視野撮影し、各視野内に存在する炭化物について、無作為に５個を選び、同定解析（ＥＤＳによる成分分析、回折パターンによる構造解析）を実施し、Ｍ7Ｃ3炭化物の有無を確認した。結果を表３、表４に示す。
（球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率の測定）
球状化焼なまし後の供試材について、Ｄ／４位置より切り出し、樹脂埋め後に研磨し、さらに表面をナイタール腐食液でエッチング処理してから、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて５視野を観察し、画像解析にて面積率を算定した。
なお、フェライト粒内に存在する円相当径０．５μｍ以上の球状化炭化物の個数が５個未満である場合を「球状化炭化物が析出していないフェライト粒である」と定義する。
球状化焼なまし後の観察視野における、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率の測定した結果、組織全体の６．０％を超えるものは、球状化が不十分であったり、均一に分散しているとは言い難いものといえる。結果を表３、表４に示す。
球状化焼なまし後の供試材について、Ｄ／４位置より切り出し、樹脂埋め後に研磨し、さらに表面をナイタール腐食液でエッチング処理してから、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて５視野を観察し、画像解析にて面積率を算定した。
なお、フェライト粒内に存在する円相当径０．５μｍ以上の球状化炭化物の個数が５個未満である場合を「球状化炭化物が析出していないフェライト粒である」と定義する。
球状化焼なまし後の観察視野における、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率の測定した結果、組織全体の６．０％を超えるものは、球状化が不十分であったり、均一に分散しているとは言い難いものといえる。結果を表３、表４に示す。
（残存パーライト粒およびベイナイト粒の面積率の測定）
同様に、球状化焼なまし後の供試材について、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて５視野を観察し、画像解析にて算定した。
球状化焼なまし後の残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率が５．０％以下であることは、炭化物の球状化が十分に進んでいると評することができるが、残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率が５．０％を超えるときは、炭化物の球状化が不十分といえるので、軟化不足によって、冷間鍛造性が低下することとなる。結果を表３、表４に示す。
同様に、球状化焼なまし後の供試材について、４００倍の倍率の光学顕微鏡にて５視野を観察し、画像解析にて算定した。
球状化焼なまし後の残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率が５．０％以下であることは、炭化物の球状化が十分に進んでいると評することができるが、残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率が５．０％を超えるときは、炭化物の球状化が不十分といえるので、軟化不足によって、冷間鍛造性が低下することとなる。結果を表３、表４に示す。
図２に、球状化焼なまし後の発明鋼６、発明鋼２１、比較鋼６について、光学顕微鏡写真と、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率、残存パーライト粒およびベイナイト粒の面積率を示した。
（硬さの測定）
球状化焼なましされた棒鋼材の中心と外周の中間点（「Ｄ／４」という。なお、Ｄは直径を表す。）の部分における硬さをロックウエル硬さ試験機により測定して硬さ（ＨＲＢ）とした。
球状化焼なまし硬さが８３ＨＲＢを超えると、冷間鍛造変形性が低下し、高加工率の冷間鍛造を行うと割れが発生しやすくなる。そこで、球状化焼なまし硬さは８３ＨＲＢ以下とすることが望ましい。結果を表３、表４に示す。
球状化焼なましされた棒鋼材の中心と外周の中間点（「Ｄ／４」という。なお、Ｄは直径を表す。）の部分における硬さをロックウエル硬さ試験機により測定して硬さ（ＨＲＢ）とした。
球状化焼なまし硬さが８３ＨＲＢを超えると、冷間鍛造変形性が低下し、高加工率の冷間鍛造を行うと割れが発生しやすくなる。そこで、球状化焼なまし硬さは８３ＨＲＢ以下とすることが望ましい。結果を表３、表４に示す。
（７５％冷間据込みでの割れの有無）
供試材の中心位置より、φ１４×２１ｍｍ円柱試験片を作製（供試材の鍛伸方向と試験片の長手方向が平行とする。）した。それらの円柱試験片を用いて、室温で冷間据込み試験を実施した。その据込み速度は１０ｍｍ／ｍｉｎで、最終据込み率（試験片の高さ減少率）を７５％とし、４回実施し（ｎ＝４）、加工後の試験片の表面割れの有無を観察した。結果を表３、表４に示す。
供試材の中心位置より、φ１４×２１ｍｍ円柱試験片を作製（供試材の鍛伸方向と試験片の長手方向が平行とする。）した。それらの円柱試験片を用いて、室温で冷間据込み試験を実施した。その据込み速度は１０ｍｍ／ｍｉｎで、最終据込み率（試験片の高さ減少率）を７５％とし、４回実施し（ｎ＝４）、加工後の試験片の表面割れの有無を観察した。結果を表３、表４に示す。
発明鋼１～２２は、本発明の規定する化学成分の範囲であり、Ａ1点も７５０℃以上であって、球状化焼なましされた粒内にはＭ7Ｃ3炭化物が確認されるところ、球状化炭化物が析出していないフェライト粒の面積率を測定すると組織全体の６．０％以内であって、残存パーライト粒及びベイナイト粒の面積率も５．０％以内であるから、球状化が十分に進み、均一分散されている冷間鍛造鋼が得られている。すなわち、発明鋼１～２２は、いずれも硬さは８３ＨＲＢ以下であり、７５％冷間据込み試験でも割れを呈することもなかったので、発明鋼には優れた冷間加工性があることが確認された。
比較鋼１～２は、Ｍｎが過多でＣｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、Ｍ7Ｃ3炭化物は観察されず、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較鋼３、５～７は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、Ｍ7Ｃ3炭化物は観察されず、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較鋼４は、ＣｒおよびＡｌが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、Ｍ7Ｃ3炭化物は観察されず、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例８は、Ｃｒが過多であって、８４ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例９は、ＭｎとＣｒが過多であって、８５ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１０は、Ｓｉが過多であって、８５ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１１は、ＣとＭｏが過多であって、８６ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較鋼３、５～７は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、Ｍ7Ｃ3炭化物は観察されず、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較鋼４は、ＣｒおよびＡｌが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っており、Ｍ7Ｃ3炭化物は観察されず、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例８は、Ｃｒが過多であって、８４ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例９は、ＭｎとＣｒが過多であって、８５ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１０は、Ｓｉが過多であって、８５ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
比較例１１は、ＣとＭｏが過多であって、８６ＨＲＢと硬く、７５％冷間据込み試験で割れが認められた。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．１４～０．４５％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．１０～０．９０％、
Ｃｒ：１．３０～３．５０％、
Ａｌ：０．０２０～０．２００％、
Ｎ：０．００４０～０．０３００％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、
Ａ1点が７５０℃以上であり、
Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼。
（ただし、Ｍ7Ｃ3型炭化物のＭはＦｅもしくはＣｒである。） - 請求項１に記載の化学成分に加えて、Ｎｉ：０．０２～２．００％、Ｍｏ：０．０２～２．００％のいずれか１種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、
Ａ1点が７５０℃以上であり、
Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼。
（ただし、Ｍ7Ｃ3型炭化物のＭはＦｅもしくはＣｒである。） - 請求項１または請求項２に記載の化学成分に加えて、
Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｔｉ：０．０２０～０．２００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｖ：０．０１０～０．５００％のいずれか１種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
不可避不純物としてのＰ及びＳはＰ：０．０３０％以下かつＳ：０．０３０％以下であって、
Ａ1点が７５０℃以上であり、
Ｍ7Ｃ3型炭化物を有する冷間鍛造用鋼。
（ただし、Ｍ7Ｃ3型炭化物のＭはＦｅもしくはＣｒである。）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021043867A JP2022143388A (ja) | 2021-03-17 | 2021-03-17 | 冷間鍛造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021043867A JP2022143388A (ja) | 2021-03-17 | 2021-03-17 | 冷間鍛造用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2022143388A true JP2022143388A (ja) | 2022-10-03 |
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Family Applications (1)
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Country Status (1)
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|---|---|
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-
2021
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