JP3554506B2 - 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用熱延線材・棒鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、自動車用部品、建設機械用部品等を製造するための機械構造用線材・棒鋼であって、短時間の球状化焼鈍を施すことで、引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷却加工を可能にした機械構造用線材・棒鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車用部品、建設機械用部品等の機械構造用部品、例えばボルトやスタビライザー等は、機械構造用炭素鋼あるいは合金鋼の熱延線材・棒鋼に軟化焼鈍を施して冷間加工性を確保した後に、冷間鍛造、引き抜き、切削等の冷間加工により成形し、焼入れ焼戻しを施して成形部品とされている。
【０００３】
この軟化焼鈍工程は、例えば、ボルトを熱延線材から製造する場合、冷間加工量の少ないスタッドボルト等では低温焼鈍を、六角ボルト等では通常焼鈍を、また、冷間加工量の多いフランジ付きボルト等では球状化焼鈍を熱延線材に施して冷間加工性を確保している。
【０００４】
しかし、このような、軟化焼鈍工程、特に球状化焼鈍工程では、約２０時間の長時間を要し、生産性向上のための問題点となっている。さらに、焼鈍処理のコストは近年のエネルギー高騰のため、機械部品等の製造コストのなかで大きなウエイトを占めるようになってきている。
【０００５】
このため、生産性の向上、及び省エネルギーの観点から、冷間加工前の球状化焼鈍時間を短縮化することに関する技術が種々提案されている。
【０００６】
例えば、特開昭５６−４１３２５号公報では、熱間圧延後の線材を急冷した後、特定条件の調整冷却を施して均一な微細パーライト組織とすることにより、線材を有効レベルまで軟質化して２次加工における軟質化焼鈍を省略した軟質化線材の製造方法が開示されている。しかし、球状化焼鈍を施したと同等の加工量の多い冷間加工に耐える軟質化線材を得ることまでの技術開示はない。
【０００７】
また、特開昭６０−２１３２７号公報では、第１段の熱間仕上圧延機で圧延した線材を急冷し、引き続き第２段の仕上圧延機で塑性歪を付与し、塑性歪を付与したまま冷却し、次工程での球状化を容易にすることが開示されている。しかし、この方法は塑性歪によって球状化処理を迅速にするものであって、鋼組織を制御することにより球状化処理を迅速にするものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は上記現状に鑑み、鋼組織を制御することにより球状化焼鈍時間を短縮しても、従来の長時間の球状化焼鈍を施した線材・棒鋼と同等の冷間加工性を有する機械構造用線材・棒鋼の製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、球状化焼鈍によって得られた線材・棒鋼の組織に着目し、短時間の球状化焼鈍で球状化、軟質化を達成し、従来の球状化焼鈍と同等の組織を得ることにより冷間加工性を確保することを研究した。
【００１０】
本発明者は、特定の鋼組成の鋼片に、低温熱間圧延を施した後、冷却条件を制御して得た鋼線材・棒鋼は、図１に示すように、微細なフェライト・パーライト組織となっていて、かつパーライト中のセメンタイトの一部が粒状化した新規な鋼組織が得られること、そして、そのため、球状化焼鈍時間の高温保定時間を従来の約１／２に短縮できることを知見して本発明を完成した。
【００１１】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１２】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ ₃ からＡｒ ₃ ＋１５０℃の温度範囲で仕上げ圧延後、７００〜４００℃の範囲内を５℃／秒以上の冷却速度で制御冷却し、直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲に１５分以上１時間未満保持し、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含有することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
【００１３】
（２） 鋼に、質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
【００１４】
（３） 鋼に、質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１７】
従来の熱延線材・棒鋼は、鋼組織がフェライトとラメラーパーライトから構成されていて、強度が高く、熱延ままで加工量の多い冷間加工をすることは困難である。そのため、冷間加工の前に球状化焼鈍を施して軟質化処理をし、冷間加工後に焼入れ焼戻しの熱処理を行い所定の強度の成形加工部品としている。
【００１８】
本発明は、熱延線材・棒鋼の組織を制御することにより、冷間加工の前に行う球状化焼鈍時間の短縮を可能にしたものである。
【００１９】
本発明者は、球状化焼鈍前の線材・棒鋼の鋼組織に着目し、短時間の球状化焼鈍で軟質化を確保するためには、フェライト・パーライト組織で軟質化を図っておくことが必要であり、また、球状化を促進するには、できる限り微細なフェライト・パーライトにして炭素を均一に分散させることが望ましいことを知見し、従来の約１／２の高温保定時間での球状化焼鈍で従来の球状化焼鈍材と同等の鋼組織を得ることができる熱延線材・棒鋼の新規な鋼組織を見出した。
【００２０】
まず、本発明の鋼組織について説明する。
【００２１】
図１は、本発明の熱延ままの線材・棒鋼の鋼組織を示す顕微鏡写真（×１０００）である。図１に示すように、鋼組織はフェライト（α）とパーライトの微細結晶組織から成り、かつ、球状化した粒状炭化物（セメンタイト）を含む新規な組織となっている。
【００２２】
図２は、従来の熱延ままの線材の鋼組織を示す顕微鏡写真（×１０００）である。従来の熱延ままの線材の組織は、フェライトとラメラーパーライトの大きな結晶粒組織から成っている。
【００２３】
図３は、図１の素材を球状化焼鈍した後の顕微鏡写真（×１０００）であり、図４は、図２の素材を球状化焼鈍した後の顕微鏡写真（×１０００）である。
【００２４】
図１及び図２を対比すると明らかなように、本発明ではフェライト結晶粒度が小さく、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上である。
【００２５】
このように、結晶粒度番号を１１以上にすることにより炭素の拡散距離が短くなるため、球状化焼鈍処理により、炭化物の固溶が迅速化し、図３に示すように、短時間でセメンタイトが球状化した粒状化物を得ることができる。しかも、粒状化率は、従来よりも約５％以上向上している。この組織は、図４に示す従来の球状化焼鈍材の組織と比較し均一に粒状化物が分散していて、優れた冷間加工性をもたらす。
【００２６】
また、本発明では、図１に示すように、組織中に粒状炭化物（セメンタイト）を含んでいるため、球状化焼鈍時にこの粒状炭化物が核となって容易に粒状化セメンタイトを形成することができる。つまり、球状化焼鈍の時間を短縮させるためには、円相当直径が２μｍ以下で、アスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％含むことが必要である。
【００２７】
さらに、本発明の鋼成分及び鋼組織とすることにより、本発明では硬さ（Ｈｖ）が下記式
１６５Ｃｅｑ＋７３．５≦Ｈｖ≦１９５Ｃｅｑ＋７３．５
（但し、Ｃｅｑ＝Ｃ％＋１／７Ｓｉ％＋１／５Ｍｎ％＋１／９Ｃｒ％）
を満たすものが好ましい。
【００２８】
以上述べたように、本発明によれば球状化焼鈍時に球状化が促進されるため、高温保定時間を従来の約１／２の焼鈍時間で球状化を達成できる。なお、高温保定時間以外は、素材を所定の均一温度に昇温させるための時間、あるいは温度降下させるための時間である。
【００２９】
次に、本発明における対象鋼の成分を限定した理由について述べる。
【００３０】
Ｃは、機械構造用部品としての強度を増加するために必要な元素であるが、０．１％未満では最終製品の強度が不足し、また０．５％を超えるとむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．１〜０．５％とした。
【００３１】
Ｓｉは、脱酸元素として及び固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として添加するが、０．０１％未満ではこれらの硬化は不充分であり、一方、０．５％を超えるとこれらの硬化は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、鋼の脱酸は、Ｓｉによる脱酸のほかにＡｌ脱酸も採用される。特に酸素含有量を低くするには強力なＡｌ脱酸の適用が望ましい。このような場合、鋼中に０．２％以下のＡｌが残留することがあるが、本発明ではかかるＡｌの残留を許容できる。
【００３２】
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が、０．３％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．５％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％とした。
【００３３】
また、Ｓは鋼中に不可避的に含有される成分であって、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上及び組織の微細化に寄与するので、本発明においてはＳ：０．１％以下許容できる。しかし、Ｓは冷間成形加工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要としない場合には、０．０３５％以下に抑制することが好ましい。
【００３４】
さらに、Ｐも鋼中に不可避的に含有される成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、靭性劣化の原因となるので、０．０３５％以下に抑制することが好ましい。
【００３５】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、本発明ではさらに、強化元素としてＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの１種又は２種以上を含有させることができる。これらの元素は焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増加させるために添加する。但し、これらの元素の多量添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサイト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましくないため、その含有量を、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下とした。
【００３６】
さらに、本発明においては、粒度調整の目的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させることができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、Ｖ含有量が０．０３％未満では、その効果が不充分であり、一方、Ｔｉ含有量が０．０４％超、Ｎｂ含有量が０．１％超、Ｖ含有量が０．３％超となると、その効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの含有量を、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
とした。
【００３７】
次に、本発明の機械構造用線材・棒鋼の製造方法について述べる。
【００３８】
図５は、本発明の製造工程中の冷却条件を説明するＣＣＴ曲線の図である。
【００３９】
本発明は、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼に低温での仕上圧延を施し、オーステナイト粒の細粒化を行い、次いで、図５に示すように、冷却速度を制御してフェライト、パーライト変態を生じさせることにより、新規な鋼組織を持った線材・棒鋼とする。得られた線材・棒鋼は、球状化焼鈍時間を短縮でき、焼鈍材は冷間加工性の良い機械構造用線材・棒鋼とすることができる。
【００４０】
本発明では、まず、鋼片を８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ_３直上のＡｒ_３〜Ａｒ_３＋２００℃の温度範囲で仕上圧延を行う。次いで、上記低温圧延に引き続き、少なくとも７００〜４００℃の間を冷却速度５℃／秒以上で制御冷却し、直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲内に１５分以上１時間未満保定する。
【００４１】
熱間粗圧延を８５０〜１０００℃未満としたのは、８５０℃未満ではオーステナイト粒の細粒化が不充分であり、また１０００℃以上となるとオーステナイト結晶粒が粗大化するためである。仕上圧延をＡｒ_３直上で行うことによりオーステナイト粒が微細化され、粒界がフェライト核生成サイトとなるためフェライト変態が促進され、かつ、フェライト分率も増加し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号１１とすることができる。仕上圧延はＡｒ_３直上で行うことが好ましいが、実操業上はＡｒ_３直上の温度に維持することが困難であるため、本発明では許容できる上限をＡｒ_３＋２００℃とした。なお、Ａｒ_３未満の仕上温度では、オーステナイトとフェライトの２相域での圧延となり、圧延後に均一微細なフェライト・パーライト組織が得られず、一部アシキュラーなフェライト・ベイナイト組織となり好ましくない。
【００４２】
本発明の低温圧延によれば、図５のＣＣＴ曲線に示すように、フェライト変態がすぐに生じ、フェライト変態開始が一点鎖線のように短時間側にシフトし、フェライト分率が増加するようになる。引きずられるようにパーライト変態も短時間側にシフトし、変態温度は高温化となり、Ｃの拡散が速くなるので、セメンタイトの粒状化が生じると共にパーライトラメラー間隔も広大する。
【００４３】
冷却開始温度を少なくとも７００℃から冷却しなければフェライト・パーライトの微細化が充分に達成されない。一方、徐冷終了温度を４００℃以上、好ましくは４５０℃以上としなければフェライト・パーライトの微細化は達成できない。したがって、７００〜４００℃の範囲内の温度とした。
【００４４】
また、冷却速度が５℃／秒未満となると、セメンタイトの粒状化、パーライトラメラー間隔の広幅化、及びフェライト分率の増加が達成できなくなるのみならず、フェライト・パーライトの微細化が図れない。
【００４５】
したがって、本発明では、７００〜４００℃の範囲内を冷却速度５℃／秒以上で冷却するようにした。なお、冷却手段としては温水あるいは衝風等で冷却すればよい。制御冷却後、直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲に１５分以上１時間未満保持することにより、セメンタイトの粒状化と共に軟質化が達成される。
【００４６】
この結果、円相当直径が２μｍ以下で、アスペクト比で３以下の粒状炭化物（セメンタイト）を面積率で３〜１５％含有させることができる。
【００４７】
【実施例】
以下に、本発明の実施例により、さらに具体的に示す。
【００４８】
表１に供試材の化学成分を示す。これらはいずれも転炉溶製後に連続鋳造で製造された。１６２ｍｍ角綱片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で１１ｍｍ径線材に圧延した。本発明法の圧延Ｎｏ．１は、９００℃で熱間粗圧延し、Ａｒ_３からＡｒ_３＋１５０℃の温度範囲である７５０℃で仕上圧延後、温水冷却、あるいは衝風冷却（焼入性の高い鋼材で実施。内訳は表２に示す。）し、線材温度が４００℃以上６５０℃以下で加速冷却を終了し、その後、直ちに６００℃の雰囲気温度の徐冷炉に３０分保持した。その後、短時間球状化焼鈍を行った。この処理は後述する高温保持温度７４０℃、在炉時間１７時間の球状化焼鈍に対して、高温保持時間を半減し、在炉時間を１３．５時間とした。比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、１０５０℃の熱間粗圧延し、９００℃の仕上圧延後、コイル搬送ラインに徐冷カバーをかけることにより調整冷却を行った。その後、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、高温保持温度７４０℃、在炉時間１７時間の通常の球状化焼鈍を行った。
【００４９】
圧延まま材における球状化を促進する指標として、引張強度、ミクロ組織、フェライト結晶粒度番号及び粒状化炭化物の面積率を本発明と比較例を対比して表３に示す。また、球状化度合いの指標として、引張強度、球状化率及び絞りの評価を行った。結果を本発明と比較例を対比して表３に示す。
【００５０】
これからも明らかなように、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩでは、圧延ままではフェライト粒度の微細化ならびに粒状化炭化物は殆ど認められないが、本発明法では、１１番というフェライト粒度の微細化と粒状化炭化物が多量に存在し、そのため、高温保持時間を従来の１／２に短縮しながらも従来法以上の球状化組織と軟質化レベルを達成している。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
【表３】

【００５４】
【発明の効果】
本発明の機械構造用熱延線材・棒鋼は、冷間加工前の球状化焼鈍を従来の約１／２の高温保定時間で行うことができ、その軟質度も従来の球状化焼鈍を施した線材・棒鋼と同等以上のものである。したがって、本発明では、球状化焼鈍の時間が短縮されるため生産性の向上及び省エネルギーを達成できるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の熱延線材の金属組織の顕微鏡写真（×１０００）である。
【図２】従来の熱延線材の金属組織の顕微鏡写真（×１０００）である。
【図３】本発明の熱延線材の、球状化焼鈍後の金属組織の顕微鏡写真（×１０００）である。
【図４】従来の熱延線材の、球状化焼鈍後の金属組織の顕微鏡写真（×１０００）である。
【図５】本発明の冷却条件を説明するためのＣＣＴ曲線を示す図である。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．１〜０．５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
   Ｍｎ：０．３〜１．５％、
   残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ ₃ からＡｒ ₃ ＋１５０℃の温度範囲で仕上げ圧延後、７００〜４００℃の範囲内を５℃／秒以上の冷却速度で制御冷却し、直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲に１５分以上１時間未満保持し、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含有することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
2. 鋼に、質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．２〜２．０％、
   Ｍｏ：０．１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．３〜１．５％、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｂ ：０．００５％以下
   のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
3. 鋼に、質量％で、さらに、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
   Ｖ ：０．０３〜０．３％
   のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。

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