JP2023021615A - Steel for cold forging - Google Patents
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Abstract
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。 The present invention relates to a cold forging steel that is a hypoeutectoid steel. More particularly, the present invention relates to steels that have excellent cold forgeability due to the uniform distribution of spheroidized carbides throughout due to the spheroidizing annealing when cold forging part forming is selected. .
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。 When hypo-eutectoid steel, which is a low-carbon steel, is processed and molded into parts or the like, cold forging is sometimes selected from the viewpoint of yield improvement and production efficiency. In cold forging, spheroidizing annealing is usually performed to reduce deformation resistance.
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。
In the spheroidizing annealing of hypo-eutectoid steel, the following steps are usually taken. (Step 1) A The temperature is raised to 1 point or higher. (Step 2) Hold at A point of 1 or more to obtain a structure consisting of two phases, a ferrite phase and an austenite phase. (Step 3) After that, in order to suppress the transformation from austenite to pearlite, the steel is slowly cooled from just above the A1 point to just below the A1 point.
At this time, spheroidized cementite precipitates at the austenite/ferrite interface of the two-phase structure, and after the slow cooling to just below the A1 point is completed, a structure is formed in which spheroidized cementite precipitates within the ferrite grains.
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。 Now, in the spheroidized annealed microstructure of the hypo-eutectoid steel, the spheroidized cementite distribution after slow cooling is uneven due to the step of holding in the two-phase region consisting of the ferrite phase and the austenite phase in (Step 2). may inevitably occur. Such non-uniform cementite distribution promotes non-uniform deformation during cold forging and thus contributes to the occurrence of cracks, which is undesirable from the viewpoint of workability.
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。）。 In conventional steel materials with excellent cold forgeability, for example, by appropriately controlling the area ratios of ferrite, bainite, and pearlite before spheroidizing annealing, the shape of spheroidized carbide after spheroidizing annealing, A steel material for case hardening has been proposed in which the density and dispersion state are balanced and the cold forgeability is improved (see Patent Document 1).
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。）。 In addition, by securing an appropriate amount of bainite area ratio before spheroidizing annealing, fine carbides derived from bainite are dispersed after spheroidizing annealing, and steel wires and bars for case hardening are proposed to improve cracking. (See Patent Document 2.).
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。）。 In addition, regarding the structure consisting of the two phases of the ferrite phase and the pearlite phase before spheroidizing annealing, by making the ferrite grains and pearlite grains smaller, the ferrite/pearlite grain boundaries are increased and the cementite precipitation at the interface is promoted. Therefore, a case-hardened steel for cold forging has been proposed in which cold forgeability is ensured by shortening the spheroidizing annealing time and uniformly dispersing cementite (see Patent Document 3).
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。 In the spheroidized annealed microstructure of the hypo-eutectoid steel, the spheroidized cementite distribution after slow cooling is non-uniform due to the process of holding in the two-phase region consisting of the ferrite phase and the austenite phase in the above-mentioned (step 2). may inevitably occur. Such non-uniform cementite distribution promotes non-uniform deformation during cold forging and thus contributes to the occurrence of cracks. Therefore, from the viewpoint of workability, it is desirable to make the cementite distribution uniform.
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。 The proposals in the prior art described above attempt to optimize the shape and dispersion state of the spheroidized cementite after spheroidizing annealing, but all of them are proposals for appropriately controlling the structure before spheroidizing annealing. ing. That is, when looking at the inside of the ferrite grains in the two-phase structure consisting of the ferrite phase and the austenite phase in the normal spheroidizing annealing process (step 2), the spheroidized cementite cannot be precipitated. It cannot be said that the avoidance of uniform distribution is sufficiently dealt with.
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。 Therefore, the problem to be solved by the present invention is to provide a steel that can suppress cracking during cold forging by uniformly dispersing spheroidized carbides throughout the structure.
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。 The inventors of the present application focused on the diffusion behavior of C immediately below the austenitizing temperature and made earnest studies. In conventional hypo-eutectoid steel, solid solution C in ferrite grains stably precipitates as M 3 C type carbide (cementite) immediately below the austenitizing temperature. Therefore, in both pearlite grains (structure composed of ferrite and lamellar cementite), bainite grains (structure composed of ferrite and cementite), and ferrite grains (cementite is stably precipitated), C is M 3 C-type carbide. exist. As a result, it was difficult to produce a difference in C diffusion behavior, and a sufficient driving force for C diffusion from pearlite grains and bainite grains to ferrite grains was not obtained.
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。 On the other hand, when the Cr content is high, solid solution C in ferrite grains stably precipitates as M 7 C 3 type (M=mixed component of Fe and Cr) carbides immediately below the austenitizing temperature. In other words, there is a difference in C diffusion behavior between pearlite grains (structure composed of ferrite and lamellar cementite ) and bainite grains (structure composed of ferrite and cementite) and ferrite grains ( M7C3 carbide is stable). becomes larger. As a result, it was found that C diffusion from pearlite grains and bainite grains to ferrite grains is sufficiently promoted.
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。 Therefore, by adjusting the composition of the steel, the stable carbide in the ferrite grains just below the austenitizing temperature is made M 7 C 3 type, which facilitates the uniform dispersion of the spheroidized carbide.
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。 In this way, the inventors of the present application have found that by subjecting steel with a predetermined chemical composition to a predetermined spheroidizing annealing, spheroidized carbides are uniformly dispersed throughout the structure and cracking during cold forging is suppressed. It was found that a steel capable of
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。 Then, when the structure before heat treatment is a structure consisting of two phases of ferrite phase and pearlite phase, a structure consisting of two phases of ferrite phase and bainite phase, or a structure consisting of three phases of ferrite phase, pearlite phase and bainite phase, (a) During holding just below the austenitizing temperature, the lamellar cementite that constitutes pearlite and the cementite that constitutes bainite are solid-soluted and spheroidized, (b) solid-solution C flows into ferrite grains, and (c) ferrite. M 7 C 3 -type carbide precipitates in grains and (d) grows into spheroidized carbides, making it possible to obtain a steel in which spheroidized carbides are uniformly dispersed throughout. Here, the M 7 C 3 type carbide is a mixed component of M=Fe and Cr.
また、フェライト粒内へ流入した固溶Ｃが球状化炭化物として十分量析出するためには、フェライト粒内において析出核となる微細粒子（Ａｌ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物、Ｔｉ炭窒化物等）が一定量必要となることを見出した。 In addition, in order to precipitate a sufficient amount of solute C that has flowed into the ferrite grains as spheroidal carbides, fine particles (Al nitrides, Nb carbonitrides, V carbonitrides, Ti Carbonitride, etc.) was found to be required in a certain amount.
すなわち、特定の成分の鋼をさらに球状化焼なましすることで冷間鍛造に好適に適用しうることとなる主たる要因の１つは、供試材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拡散を促進させたうえで、フェライト粒内で球状化炭化物の析出核となるＡｌＮ等の微細粒子を一定量以上析出させたことにある。 That is, one of the main factors that makes it possible to suitably apply steel for cold forging by further spheroidizing steel with a specific composition is that by adjusting the composition of the test material, After promoting the diffusion of C from the pearlite grains and bainite grains to the ferrite grains in the ferrite grains, a certain amount or more of fine particles such as AlN that become the precipitation nuclei of the spheroidized carbide are precipitated in the ferrite grains.
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、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上である鋼がさらに球状化焼鈍された状態であって、
炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライトおよびベイナイトの面積率が５．０％以下、炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下である、冷間鍛造用鋼である。
From the above, the first means for solving the problems of the present invention is, in mass %, C: 0.14 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.10 to 0.00%. 90%, Cr: 1.30 to 3.50%, Al: 0.020 to 0.200%, N: 0.0040 to 0.0300%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, P and S is P: 0.030% or less and S: 0.030% or less, the A1 point is 750 ° C. or more, and the area ratio of fine particles with an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in the ferrite grains is 1.0% or more, and the steel is further spheroidized,
The area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated is 6.0% or less, the area ratio of residual pearlite and bainite is 5.0% or less, the average value of the distance between carbides is 10.0 μm or less, and the standard deviation of the distance between carbides is 10.0 or less.
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、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上である鋼がさらに球状化焼鈍された状態であって、
フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライトおよびベイナイトの面積率が５．０％以下、炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下である、冷間鍛造用鋼である。
The second means contains at least one of Ni: 0.02 to 2.00% and Mo: 0.02 to 2.00% in addition to the chemical components described in the first means. , The balance consists of Fe and inevitable impurities, P and S as inevitable impurities are P: 0.030% or less and S: 0.030% or less, A1 point is 750 ° C. or more, and in ferrite grains A steel in which the area ratio of precipitated fine particles having an equivalent circle diameter of 300 nm or less is 1.0% or more is further spheroidized and annealed,
The area ratio of fine particles with an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in ferrite grains is 1.0% or more, the area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated is 6.0% or less, and the area of residual pearlite and bainite The steel for cold forging has a modulus of 5.0% or less, an average value of the distance between carbides of 10.0 µm or less, and a standard deviation of the distance between carbides of 10.0 or less.
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、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上である鋼がさらに球状化焼鈍された状態であって、
フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上、炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、残存パーライトおよびベイナイトの面積率が５．０％以下、炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下である、冷間鍛造用鋼である。
The third means is, in addition to the chemical components described in the first or second means, Nb: 0.02 to 0.10%, Ti: 0.020 to 0.200%, B: 0.0010 ~ 0.0050%, V: contains any one or more of 0.010 to 0.500%, the balance consists of Fe and inevitable impurities, and P and S as inevitable impurities are P: 0.030% or less and S: 0.030% or less, the A1 point is 750°C or more, and the area ratio of fine particles with an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in ferrite grains is 1.0% or more. Further, in a state of being spheroidized and annealed,
The area ratio of fine particles with an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in ferrite grains is 1.0% or more, the area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated is 6.0% or less, and the area of residual pearlite and bainite The steel for cold forging has a modulus of 5.0% or less, an average value of the distance between carbides of 10.0 µm or less, and a standard deviation of the distance between carbides of 10.0 or less.
本発明の冷間鍛造用鋼は、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上であると、球状化炭化物の析出核が不足することもなく、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を測定した結果、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。また炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下であるので、炭化物の分布に偏りがなく、不均一な変形が起こりにくい。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。 In the steel for cold forging of the present invention, when the area ratio of fine particles having an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in the ferrite grains is 1.0% or more, the precipitation nuclei of spheroidized carbide may be insufficient. It has a structure in which spheroidized carbides are uniformly dispersed throughout. In addition, as a result of measuring the area ratio of ferrite grains in which no spheroidized carbide was precipitated, it was within 6.0% of the entire structure, and the area ratio of the remaining pearlite grains and bainite grains after spheroidizing annealing was also 5.0%. Since it is 0% or less, spheroidization of the carbide is sufficiently advanced. Moreover, since the average value of the distance between carbides is 10.0 μm or less and the standard deviation of the distance between carbides is 10.0 or less, there is no bias in the distribution of carbides, and uneven deformation is less likely to occur. As a result, it does not crack even under high compression by cold forging. Therefore, the steel for cold forging of the present invention has a hardness of 83 HRB or less, and can be cold worked without cracking even when cold forged at a cold upsetting rate of 75%. The cold forging steel of the present invention exhibits excellent cold forgeability.
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、炭化物の析出していないフェライト粒の面積率を規定する理由、残存パーライト・ベイナイトの面積率を規定する理由、炭化物の分布、形状、粒内／粒界割合を規定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。 Prior to describing the embodiments of the steel according to the present invention, first, the reasons for specifying the chemical composition of the steel, the reasons for specifying the lower limit of the A1 point, and the area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated will be specified. The reason, the reason for specifying the area ratio of residual pearlite/bainite, and the reason for specifying the distribution, shape, and intragranular/grain boundary ratio of carbides will be explained. In addition, % in the following component compositions is mass %.
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: 0.14-0.45%
C is an element that improves material hardness. If the C content is less than 0.14%, the hardness of the core after carburizing is lowered, resulting in insufficient strength. On the other hand, if the C content exceeds 0.45%, the hardness of the material increases too much and the machinability and cold forgeability deteriorate.
Therefore, C is set to 0.14 to 0.45%. Desirably C is between 0.14 and 0.30%.
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: 0.05-1.00%
Si is an element useful for deoxidation. If the Si content is less than 0.05%, the deoxidizer will be insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 1.00%, the hardness of the material increases excessively, resulting in a decrease in workability and hindrance to carburization.
Therefore, Si should be 0.05 to 1.00%. Desirably, Si is 0.30 to 0.80%.
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: 0.10-0.90%
Mn is an element that improves hardenability. If Mn is less than 0.10%, quenching will be insufficient. On the other hand, when Mn exceeds 0.90%, the workability deteriorates.
Therefore, Mn is 0.10 to 0.90%. Desirably, Mn: 0.15 to 0.50%.
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: 1.30-3.50%
Cr is an element that stabilizes the M7C3 type carbide. If Cr is less than 1.30%, M 7 C 3 type carbides do not precipitate, so the amount of C flowing from pearlite grains to ferrite grains during spheroidizing annealing becomes insufficient, and spheroidized carbides are formed. Since the distribution becomes non-uniform, the cold forgeability deteriorates. Moreover, the hardenability is insufficient. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.50%, the hardness of the material increases excessively, resulting in a decrease in workability. In addition, carburization inhibition occurs. Therefore, Cr is set to 1.30 to 3.50%. Desirably, Cr is between 1.40 and 2.50%.
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: 0.020-0.200%
Al is an element useful for deoxidation. If Al is less than 0.020%, it will be insufficient as a deoxidizer. In addition, since the fine nitrides become insufficient, the precipitation nuclei of the M7C3 type carbide become insufficient, and the toughness and fatigue properties are deteriorated due to coarsening of the crystal grains. On the other hand, if Al exceeds 0.200%, coarse nitrides are formed, degrading fatigue properties and workability. Therefore, Al is set to 0.020 to 0.200%. Desirably, Al is 0.020-0.050%.
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: 0.0040 to 0.0300%
N is an element that forms a nitride. If the N content is less than 0.0040%, fine nitrides will be insufficient, resulting in an insufficient number of M 7 C 3 precipitation nuclei, and coarsening of grains will reduce toughness and fatigue properties. On the other hand, if the N content exceeds 0.0300%, coarse carbonitrides are formed, degrading fatigue properties and workability. Therefore, N is set to 0.0040 to 0.0300%. Desirably, N is between 0.0040 and 0.0200%.
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: 0.030% or less as an unavoidable impurity When P exceeds 0.030%, grain boundary segregation lowers the toughness. Therefore, P should be 0.030% or less even when it is contained as an unavoidable impurity.
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: 0.030% or less as an unavoidable impurity When S exceeds 0.030%, toughness and fatigue strength decrease due to the formation of MnS. Therefore, even when S is contained as an unavoidable impurity, it is made 0.030% or less.
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。
The following ingredients describe optional ingredients that may be optionally added.
Ni: 0.02-2.00%
Ni is an element that improves hardenability and toughness. If the Ni content is less than 0.02%, the effect of improving hardenability is small, and the effect of improving toughness is also small. On the other hand, if Ni is added in excess of 2.00%, in addition to an increase in cost, the hardness of the material also increases, resulting in a decrease in workability. Therefore, when Ni is added, it should be 0.02 to 2.00%. Desirably, the Ni to be added is 0.02 to 1.80%.
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: 0.02-2.00%
Mo is an element that improves hardenability. If Mo is less than 0.02%, the effect of improving hardenability is small. On the other hand, when Mo exceeds 2.00%, in addition to an increase in cost, the hardness of the material also increases, resulting in a decrease in workability. Therefore, when Mo is added, it should be 0.02 to 2.00%. Desirably, the Mo to be added is 0.02-0.50%.
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: 0.02-0.10%
Nb is an element that forms carbonitrides and suppresses grain coarsening. If the Nb content is less than 0.02%, fine carbonitrides are insufficient, so that the effect of suppressing grain coarsening is reduced, resulting in insufficient toughness and fatigue strength. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.10%, the amount of carbonitrides becomes excessive and workability deteriorates. Therefore, when Nb is added, it should be 0.02 to 0.10%. Desirably, the added Nb is 0.02-0.08%.
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: 0.020-0.200%
Ti is an element that forms carbonitrides and suppresses grain coarsening. If Ti is less than 0.020%, the amount of fine nitrides will be insufficient. In addition, N is not fixed, BN is formed, and the hardenability is lowered. In addition, the effect of suppressing grain coarsening is reduced.
On the other hand, when Ti exceeds 0.200%, the amount of carbonitrides becomes excessive and the workability deteriorates.
Therefore, when Ti is added, it should be 0.020 to 0.200%. Desirably, Ti to be added is 0.020 to 0.100%.
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: 0.0010 to 0.0050%
B is an element that improves hardenability. If B is less than 0.0010%, the effect of improving hardenability is small. When B exceeds 0.0050%, workability is lowered due to an increase in material hardness. Therefore, when B is added, it should be 0.0010 to 0.0050%. Desirably, the added B is 0.0010 to 0.0030%.
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: 0.010-0.500%
V is an element that forms carbonitrides and suppresses grain coarsening. If V is less than 0.010%, fine carbonitrides are insufficient and the effect of suppressing grain coarsening is small, resulting in insufficient toughness and fatigue strength. On the other hand, when V exceeds 0.500%, the amount of carbonitride becomes excessive and the workability deteriorates. Therefore, when V is added, it should be 0.010 to 0.500%. Desirably, the added V is 0.010 to 0.400%.
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 point: 750° C. or higher If the A1 point is lower than 750° C., the holding temperature for the spheroidizing annealing becomes low, and the carbides constituting pearlite and bainite are insufficiently spheroidized. Then, the cold workability deteriorates due to insufficient softening.
Therefore, the A1 point is assumed to be 750° C. or higher. More preferably, the A 1 point is 750 to 800°C.
A 1 of the present invention can be calculated using Ac 1 =723° C.-14Mn[%]+22Si[%]-14.4Ni[%]+23.3Cr[%].
フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上
球状化焼なまし処理前の鋼において、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％より少ないと、球状化炭化物の析出核が不足することから、球状化焼なまし後の鋼が球状化炭化物が全体に均一分散した組織となりにくいものとなる。そこで、球状化焼なまし処理前の鋼において、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率は、１．０％以上とするとよい。
The area ratio of fine particles with an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in the ferrite grains is 1.0% or more In the steel before spheroidizing annealing, If the area ratio of the fine particles is less than 1.0%, the precipitation nuclei of the spheroidized carbides are insufficient, so that the steel after spheroidizing annealing does not easily have a structure in which the spheroidized carbides are uniformly dispersed throughout. . Therefore, in the steel before the spheroidizing annealing treatment, the area ratio of fine particles having an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in the ferrite grains should be 1.0% or more.
炭化物の析出していないフェライト粒の面積率：６．０％以下
炭化物の析出していないフェライト粒の面積率が６．０％を超えると、炭化物の析出分布が不均一といえる。球状化炭化物の析出分布が不均一であると、冷間鍛造時に不均一な変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では、割れが発生しやすくなる。そこで、炭化物の析出していないフェライト粒の面積率は６．０％以下とする。
Area ratio of ferrite grains without precipitated carbides: 6.0% or less When the area ratio of ferrite grains without precipitated carbides exceeds 6.0%, it can be said that the precipitation distribution of carbides is non-uniform. If the precipitation distribution of the spheroidized carbide is non-uniform, non-uniform deformation will be promoted during cold forging, so cracks are likely to occur in forging at a high working rate. Therefore, the area ratio of ferrite grains in which carbide is not precipitated is set to 6.0% or less.
残存パーライト及びベイナイトの面積率：５．０％以下
残存パーライト及びベイナイトの面積率が過多であると、素材の軟化不足を招き、加工性が低下し、また球状化炭化物の析出分布が不均一となるので、冷間鍛造時に不均一変形を促進することとなるので、高加工率の鍛造では割れが発生しやすくなる。そこで、残存パーライト及びベイナイトの面積率は、５．０％以下とする。
Area ratio of residual pearlite and bainite: 5.0% or less If the area ratio of residual pearlite and bainite is excessive, the softening of the material is insufficient, workability is lowered, and the precipitation distribution of spheroidized carbides becomes uneven. Therefore, non-uniform deformation is promoted during cold forging, and cracks are likely to occur in forging with a high working rate. Therefore, the area ratio of residual pearlite and bainite is set to 5.0% or less.
炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下
炭化物間距離の平均値が１０．０μｍを超えるとなれば、炭化物分布に偏りが生じやすい状態といえる。炭化物分布の偏りが大きくなると、冷鍛時に不均一変形を促進してしまうので、高加工率の鍛造で割れが発生しやすくなる。そこで、炭化物間距離の平均値を１０．０μｍ以下とする。
Average Inter-Carbide Distance of 10.0 μm or Less If the average inter-carbide distance exceeds 10.0 μm, it can be said that the carbide distribution tends to be uneven. If the uneven distribution of carbides becomes large, it promotes non-uniform deformation during cold forging, so that cracks are likely to occur in forging with a high working rate. Therefore, the average value of the distance between carbides is set to 10.0 μm or less.
炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下
炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下を超えるとなれば、炭化物分布に偏りが生じやすい状態といえる。炭化物分布の偏りが大きくなると、冷鍛時に不均一変形を促進してしまうので、高加工率の鍛造で割れが発生しやすくなる。そこで、炭化物間距離の標準偏差を１０．０以下とする。
Standard deviation of distance between carbides is 10.0 or less If the standard deviation of distance between carbides exceeds 10.0 or less, it can be said that the distribution of carbides tends to be uneven. If the uneven distribution of carbides becomes large, it promotes non-uniform deformation during cold forging, so that cracks are likely to occur in forging with a high working rate. Therefore, the standard deviation of the distance between carbides is set to 10.0 or less.
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。高Ｃｒ成分としたことによってＭ7Ｃ3型炭化物があると、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。 In the spheroidizing annealing, if the diffusion of C from the pearlite grains and the bainite grains to the ferrite grains is insufficient, carbides cannot precipitate in the ferrite grains. . When there is M 7 C 3 type carbide due to the high Cr component, pearlite grains (structure composed of ferrite and lamellar cementite) and bainite grains (structure composed of ferrite and cementite), ferrite grains (M 7 As a result, the diffusion of C from pearlite grains and bainite grains to ferrite grains is sufficiently promoted, and spheroidized carbides are easily dispersed uniformly. Therefore, it becomes excellent in cold forgeability.
（供試材の製造工程）
表１の発明鋼Ｎｏ．１～２２と、表２の比較例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。
(Manufacturing process of test material)
Inventive Steel No. in Table 1. 1 to 22 and Comparative Example No. 2 in Table 2. Each steel composed of the chemical components described in 1 to 11 and the balance Fe is melted in a 100 kg vacuum induction furnace (VIM) to make a steel ingot, forged to φ32 at 1250 ° C., and forged at 925 ° C. for 1 hour. After normalizing, it was cut to 100 mm to obtain a test material.
（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。
(Spheroidizing annealing process)
Using a Kanthal furnace, the test material prepared above was spheroidized by the following procedure. According to the holding temperature T and holding time t shown in Tables 3 and 4, the test material was put into a furnace set to the holding temperature for spheroidizing annealing, and the temperature of the test material was raised for 30 minutes. After holding for a predetermined time, it was air-cooled.
（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。本発明の鋼を球状化焼なましする際の、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ことで安定的に求めることができる。
［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［％］
［％］＋２３．３Ｃｒ［％］
(Conditions for spheroidizing annealing)
FIG. 1 shows a schematic diagram for explaining the holding temperature T (° C.) and the holding time t (hr) of the temperature history, which are the conditions for the spheroidizing annealing. The conditions of the holding temperature T and the holding time t when the steel of the present invention is spheroidized can be obtained stably by satisfying the following [Equation 1] to [Equation 3]. can.
[Formula 1]: (A 1 point - 30 ° C) ≤ T ≤ (A 1 point - 5 ° C)
[Formula 2]: t≧120/(TA 1 +50)
[Formula 3]: A 1 =723° C.-14Mn[%]+22Si[%]-14.4Ni[%]+23.3Cr[%]
[%] + 23.3 Cr [%]
（フェライト粒内析出している微細粒子の面積率の測定）
球状化焼なまし前の各供試材について、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（約９μｍ×９μｍ）の領域を計５視野撮像し、各視野内に存在する微細粒子について画像解析を行い、円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率を算出した。
(Measurement of area ratio of fine particles precipitated in ferrite grains)
For each test material before spheroidizing annealing, a sample for TEM was prepared from the D/4 position using the extraction replica method, and then these samples were observed using a transmission electron microscope (TEM). .
TEM observation conditions: For the sample of each test material, an area of 1 field (about 9 μm × 9 μm) is imaged for a total of 5 fields, image analysis is performed for fine particles present in each field, and fine particles with an equivalent circle diameter of 300 nm or less The area ratio of particles was calculated.
（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。
(Measurement of area ratio of ferrite grains in which spheroidized carbide is not precipitated)
After the spheroidizing annealing, the test material was cut from the D/4 position, embedded in resin, polished, and the surface was etched with a nital corrosive solution. It was observed and the area ratio was calculated by image analysis.
A case where the number of spheroidized carbides having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more present in the ferrite grain is less than 5 is defined as “a ferrite grain in which no spheroidized carbide is precipitated”.
As a result of measuring the area ratio of ferrite grains in which spheroidized carbides are not precipitated in the observation field after spheroidizing annealing, those exceeding 6.0% of the entire structure are insufficiently spheroidized, It can be said that it is difficult to say that they are uniformly dispersed. Tables 3 and 4 show the results.
（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。
球状化焼鈍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。
(Measurement of area ratio of residual pearlite grains and bainite grains)
Similarly, for the test material after spheroidizing annealing, 5 fields of view were observed with an optical microscope at a magnification of 400 times, and calculated by image analysis.
If the area ratio of the remaining pearlite grains and bainite grains after spheroidizing annealing is 5.0% or less, it can be said that the spheroidization of the carbide is sufficiently advanced. When the area ratio exceeds 5.0%, it can be said that the spheroidization of the carbide is insufficient, so that the cold forgeability deteriorates due to insufficient softening. Tables 3 and 4 show the results.
図３に、発明鋼Ｎｏ．６、Ｎｏ．２１、比較鋼Ｎｏ．１、Ｎｏ．３についての球状化焼なまし後の画像と、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す。 Inventive Steel No. 3 is shown in FIG. 6, No. 21, comparative steel no. 1, No. 3 shows an image after spheroidizing annealing, the area ratio of ferrite grains in which no spheroidized carbide is precipitated, the area ratio of residual pearlite grains and bainite grains.
（球状化炭化物間距離の測定）
球状化焼なまし後の各供試材について、Ｄ／４位置より切り出し、樹脂埋め後に研磨し、さらにナイタール液でエッチング処理したものを、光学顕微鏡観察（×１０００、３視野）にて炭化物を観察した。そして、各視野中に１００μｍの線分を３本ずつ引き、球状化炭化物と線分との接点について、その接点間の距離を全て測定し、その平均値および標準偏差を求めた。結果を表３、表４に示す。
(Measurement of distance between spheroidized carbides)
After the spheroidizing annealing, each test material was cut from the D/4 position, embedded in resin, polished, and etched with a nital solution. Observed. Then, three line segments of 100 μm each were drawn in each visual field, and all the distances between the contact points of the spheroidized carbide and the line segments were measured, and the average value and standard deviation thereof were obtained. Tables 3 and 4 show the results.
Ｍ7Ｃ3型炭化物の有無は、ＴＥＭ及び同定解析（ＥＤＳによる成分分析、回折パターンによる構造解析）により確認することができる。なお、本発明については、Ｍ7Ｃ3型炭化物が観察された。 The presence or absence of M 7 C 3 type carbide can be confirmed by TEM and identification analysis (component analysis by EDS, structural analysis by diffraction pattern). In the present invention, M7C3 type carbide was observed.
（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。
(Hardness measurement)
The hardness at the midpoint between the center and the outer circumference of the spheroidized steel bar (referred to as "D/4", where D represents the diameter) is measured using a Rockwell hardness tester. (HRB).
If the spheroidizing annealing hardness exceeds 83 HRB, the cold forging deformability is reduced, and cracks are likely to occur when cold forging is performed at a high working rate. Therefore, it is desirable to set the spheroidizing annealing hardness to 83 HRB or less. Tables 3 and 4 show the results.
（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、４に示す。
(Presence or absence of cracks in 75% cold upsetting)
A φ14×21 mm cylindrical test piece was prepared from the center position of the test material (the forging and stretching direction of the test material and the longitudinal direction of the test piece were parallel). A cold upsetting test was performed at room temperature using these cylindrical specimens. The upsetting speed was 10 mm/min, and the final upsetting rate (height reduction rate of the test piece) was 75%. bottom. Tables 3 and 4 show the results.
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、球状化焼鈍しされた状態の鋼は、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上あり、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、球状化炭化物間距離の平均値は１０μｍ以内で、標準偏差も１０以下であるので、粒内炭化物に比して粒界炭化物が少なく、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。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。そこで、これらの発明鋼には優れた冷間鍛造性があることが確認された。 Inventive steels 1 to 22 have the chemical composition within the range specified by the present invention, and the A1 point is also 750 ° C. or higher, and the steel in the state of spheroidizing annealing is a circle precipitated in the ferrite grains. The area ratio of fine particles with an equivalent diameter of 300 nm or less is 1.0% or more, and the area ratio of ferrite grains in which no spheroidal carbide is precipitated is within 6.0% of the entire structure, and the remaining pearlite grains and The area ratio of bainite grains is also within 5.0%, the average distance between spheroidized carbides is within 10 μm, and the standard deviation is 10 or less. sufficiently advanced and uniformly dispersed cold forged steel is obtained. Inventive steels 1 to 22 all had a hardness of 83 HRB or less, and did not exhibit cracks even in the 75% cold upsetting test. Therefore, it was confirmed that these invention steels have excellent cold forgeability.
比較鋼１、２は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っているところ、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積は４５％以上、残存パーライト粒およびベイナイト粒の面積率も２０％以上、球状炭化物間距離及び標準偏差も大きいものとなっている。そこで、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り、また炭化物が不均一となっているので、軟化不足により、冷間鍛造性が低下し、７５％冷間据込み試験において割れが確認された。
比較鋼３は、ＡｌとＮが過少であり、フェライト粒内の微細粒子の面積率が１．０％未満であり、残存パーライトおよびベイナイトの面積率が２６.７％、炭化物間距離の平均値が１２．０μｍで標準偏差が１１．１であり、フェライト粒内に析出する球状化炭化物の析出核が不足することから、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り、また炭化物が不均一となっているので、軟化不足により、冷間鍛造性が低下し、７５％冷間据込み試験において割れが確認された。
比較鋼４は、Ａｌが過少であり、フェライト粒内の微細粒子の面積率が１．０％未満であり、残存パーライトおよびベイナイトの面積率が３５.７％、炭化物間距離の平均値が１４．４μｍで標準偏差が１１．５であり、フェライト粒内に析出する球状化炭化物の析出核が不足することから、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り、また炭化物が不均一となっているので、軟化不足により、冷間鍛造性が低下し、７５％冷間据込み試験において割れが確認された。
比較鋼５は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っているところ、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積は４１．６％、残存パーライト粒およびベイナイト粒の面積率も３３．６％、球状炭化物間距離及び標準偏差も大きいものとなっている。そこで、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り、また炭化物が不均一となっているので、軟化不足により、冷間鍛造性が低下し、７５％冷間据込み試験において割れが確認された。
比較鋼６は、Ａｌが過少であり、フェライト粒内の微細粒子の面積率が１．０％未満であり、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積は８．７％、残存パーライトおよびベイナイトの面積率が２５．４％、炭化物間距離の平均値が１１．４μｍで標準偏差が１１．９であり、フェライト粒内に析出する球状化炭化物の析出核が不足することから、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り、また炭化物が不均一となっているので、軟化不足により、冷間鍛造性が低下し、７５％冷間据込み試験において割れが確認された。
比較鋼７は、Ｃｒが過少であり、Ａ1点が７５０℃を下回っているところ、球状化炭化物が粒内析出していないフェライト粒の面積は３８．５％、残存パーライト粒およびベイナイト粒の面積率も３１．７％、球状炭化物間距離及び標準偏差も大きいものとなっている。そこで、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り、また炭化物が不均一となっているので、軟化不足により、冷間鍛造性が低下し、７５％冷間据込み試験において割れが確認された。
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。
In Comparative Steels 1 and 2, the Cr content is too small, and the A1 point is below 750°C. area ratio is 20% or more, and the distance between spherical carbides and the standard deviation are also large. Therefore, the spheroidization of the carbides constituting pearlite and bainite is insufficient, and the carbides are non-uniform. Therefore, due to insufficient softening, the cold forgeability deteriorates, and cracks occur in the 75% cold upsetting test. confirmed.
Comparative Steel 3 has too little Al and N, an area ratio of fine particles in ferrite grains of less than 1.0%, an area ratio of residual pearlite and bainite of 26.7%, and an average distance between carbides. is 12.0 μm and the standard deviation is 11.1. Because of the non-uniformity, the cold forgeability deteriorated due to insufficient softening, and cracks were confirmed in the 75% cold upsetting test.
Comparative Steel 4 has too little Al, the area ratio of fine particles in ferrite grains is less than 1.0%, the area ratio of residual pearlite and bainite is 35.7%, and the average distance between carbides is 14. The standard deviation is 11.5 at 0.4 μm, and since the precipitation nuclei of the spheroidized carbides that precipitate in the ferrite grains are insufficient, the spheroidization of the carbides that constitute pearlite and bainite is insufficient, and the carbides are uneven. Therefore, the cold forgeability deteriorated due to insufficient softening, and cracks were confirmed in the 75% cold upsetting test.
In Comparative Steel 5, Cr is too small and the A1 point is below 750°C. The area ratio is 33.6%, and the distance between spherical carbides and the standard deviation are also large. Therefore, the spheroidization of the carbides constituting pearlite and bainite is insufficient, and the carbides are non-uniform. Therefore, due to insufficient softening, the cold forgeability deteriorates, and cracks occur in the 75% cold upsetting test. confirmed.
In Comparative Steel 6, the Al content is too small, the area ratio of fine particles in ferrite grains is less than 1.0%, and the area of ferrite grains in which no spheroidized carbide is precipitated in grains is 8.7%. The area ratio of pearlite and bainite is 25.4%, the average distance between carbides is 11.4 μm, and the standard deviation is 11.9. The spheroidization of the carbides that make up the pearlite/bainite is insufficient, and the carbides are non-uniform, so the cold forgeability deteriorates due to insufficient softening, and cracking was confirmed in the 75% cold upsetting test. rice field.
In Comparative Steel 7, the Cr content is too small and the A1 point is below 750°C. The area ratio is 31.7%, and the distance between spherical carbides and the standard deviation are also large. Therefore, the spheroidization of the carbides constituting pearlite and bainite is insufficient, and the carbides are non-uniform. Therefore, due to insufficient softening, the cold forgeability deteriorates, and cracks occur in the 75% cold upsetting test. confirmed.
Comparative Example 8 contained excessive Cr, was hard at 84 HRB, and cracked in the 75% cold upsetting test.
Comparative Example 9 contained excessive amounts of Mn and Cr, was hard at 85 HRB, and cracked in the 75% cold upsetting test.
Comparative Example 10 had an excessive amount of Si, was hard at 85 HRB, and cracked in the 75% cold upsetting test.
Comparative Example 11 contained excessive amounts of C and Mo, was hard at 86 HRB, and cracked in the 75% cold upsetting test.
Claims (3)
Ａ1点が７５０℃以上であり、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上である鋼がさらに球状化焼鈍された状態であって、
炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、
残存パーライトおよびベイナイトの面積率が５．０％以下、
炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、
炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下
である、冷間鍛造用鋼。 % by mass, C: 0.14 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.10 to 0.90%, Cr: 1.30 to 3.50%, Al: 0.020 to 0.200%, N: 0.0040 to 0.0300%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and P and S as inevitable impurities are P: 0.030% or less and S: 0.030% and
Steel having a point A of 750° C. or higher and having an area ratio of 1.0% or more of fine particles having an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in ferrite grains is further spheroidized and annealed,
The area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated is 6.0% or less,
The area ratio of residual pearlite and bainite is 5.0% or less,
The average value of the distance between carbides is 10.0 μm or less,
Steel for cold forging, wherein the standard deviation of the distance between carbides is 10.0 or less.
Ａ1点が７５０℃以上であり、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上である鋼がさらに球状化焼鈍された状態であって、
炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、
残存パーライトおよびベイナイトの面積率が５．０％以下、
炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、
炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下
である、冷間鍛造用鋼。 In addition to the chemical components according to claim 1, Ni: 0.02 to 2.00%, Mo: 0.02 to 2.00% containing one or more, the balance consisting of Fe and unavoidable impurities , P and S as inevitable impurities are P: 0.030% or less and S: 0.030% or less,
Steel having a point A of 750° C. or higher and having an area ratio of 1.0% or more of fine particles having an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in ferrite grains is further spheroidized and annealed,
The area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated is 6.0% or less,
The area ratio of residual pearlite and bainite is 5.0% or less,
The average value of the distance between carbides is 10.0 μm or less,
Steel for cold forging, wherein the standard deviation of the distance between carbides is 10.0 or less.
Ａ1点が７５０℃以上であり、フェライト粒内に析出している円相当径３００ｎｍ以下の微細粒子の面積率が１．０％以上である鋼がさらに球状化焼鈍された状態であって、
炭化物が析出していないフェライト粒の面積率が６．０％以下、
残存パーライトおよびベイナイトの面積率が５．０％以下、
炭化物間距離の平均値が１０．０μｍ以下、
炭化物間距離の標準偏差が１０．０以下
である、冷間鍛造用鋼。 In addition to the chemical components according to claim 1 or claim 2, Nb: 0.02 to 0.10%, Ti: 0.020 to 0.200%, B: 0.0010 to 0.0050%, V : containing any one or more of 0.010 to 0.500%, the balance being Fe and inevitable impurities, and P and S as inevitable impurities are P: 0.030% or less and S: 0.030% or less and
Steel having a point A of 750° C. or higher and having an area ratio of 1.0% or more of fine particles having an equivalent circle diameter of 300 nm or less precipitated in ferrite grains is further spheroidized and annealed,
The area ratio of ferrite grains in which carbides are not precipitated is 6.0% or less,
The area ratio of residual pearlite and bainite is 5.0% or less,
The average value of the distance between carbides is 10.0 μm or less,
Steel for cold forging, wherein the standard deviation of the distance between carbides is 10.0 or less.
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