JP4340754B2 - 高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼及び強度に優れたねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
但し、上記Rは下記(1)式:で表わす。
R={(S0−S)/S0}×100 ・・・・・・(1)
但し、S0:圧延開始直前の鋼片又は鋼材の圧延方向に垂直な断面の面積
S:圧延終了後に得られる鋼の圧延方向に垂直な断面の面積
で表わす。
<式1>
R={(S0−S)/S0}×100 ・・・・・・(1)
但し、R:総減面率(%)
S0:圧延開始直前の鋼片又は鋼材の圧延方向に垂直な断面の面積
S:圧延終了後に得られる鋼の圧延方向に垂直な断面の面積
ここで、オーバル形状の孔型を用いた圧延直前とは、ある形状のオーバル形状の孔型を用いて1パスのみの圧延を行なった場合、並びに、形状の異なる2以上のオーバル形状の孔型を用い連続して圧延パスを行なった場合、同一オーバル形状の孔型を連続して2回以上の圧延パスを行なった場合(所謂とも通し)の場合、及びこれら両方を混合した圧延パスを行なった場合のいずれにおいても、これら連続圧延パス中の最初の圧延パスの直前を意味する。
[1] この発明に係る鋼、並びに、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品
始めに、この発明に係る「鋼」、並びに、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の実施形態について述べる。ここで、この発明に係る「鋼」とは、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の素材として使用する「線材又は棒材」と、この発明に係る線材若しくは棒材又は板材との総称とする。この「鋼」と「線材又は棒材」とは完全同一ではなく、「鋼」は「線材又は棒材」を包含する関係にある。但し、この「鋼」と「線材又は棒材」とは、具備すべき化学成分組成、金属組織及び材質特性等は同一である。そこで、本明細書での説明では両者を合わせて「鋼」と総称する。
先ず、この発明に係る「鋼」が具備すべき金属組織及び材質特性等の実施形態について述べる。この発明に係る鋼は、フェライト組織を主相とし、第2相がパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さTSが702MPa以上で且つ絞りRAが70%以上の機械的性質を有するという、冷間圧造用鋼であって、金属組織の形態及び機械的性質の特性の両方を前述した通りに定量的に規定することを基本とするものであり、更にその望ましい実施態様として、当該鋼のフェライト粒径、化学成分組成を好適な範囲に規定し、またその金属組織の第2相の体積%といった態様を好適に規定するものである。そして、更に、当該鋼の特徴的な製造履歴が付加的に規定されたものである。以下、具体的に説明する。
C:0.45質量%未満
Cは、鋼の強度向上に寄与するので、強度の確保上、C含有量は実質的に含有されていることが望ましいが、0であってもよい。しかしながら、C含有量が過剰になると、フェライトを主層とする鋼の第2相の分率が過大になり、絞りが低下する。絞りを70%以上に確保するためには、C含有量が0.45質量%未満であることが必要である。なお、Si−Mn系炭素鋼の場合は、C含有量が0.15質量%以下であれば、第2相の分率はほぼ2.2体積%以下となり、延性確保の観点から一層有利である。この発明に係る鋼の冷間圧造性を優位に確保するために、特に絞り特性が重要である。一方、強度確保の重要な手段として、C含有量の調整の他に、主相のフェライト粒径の制御により行なうことができる。この観点から、C含有量は0.022〜0.45質量%未満とすることが一層望ましい。
Pは、延性を劣化させる作用を有する。この発明に係る鋼においては、冷間圧造性の指標として極めて重要な絞りRAを劣化させないために、P含有量は上限を0.1質量%に制限することがのぞましい。
この出願の発明に係る鋼は、その用途が比較的強度を要する機械用部品であること、特に高強度を備え、且つ厳しい成形加工に耐えることができる冷間圧造性に優れたものであることを要することから、高強度と高延性との両者をバランスよく備えた鋼とする必要がある。強度水準を引張強さで702MPa以上に設定し、且つ延性水準を絞りで70%以上に規定する。優れた延性を確保するためには、一般に伸び又は絞りの値が高いことは重要な因子である。しかし、引張強さが702MPaというかなり強度が高い水準の材料に対して、冷間圧造により変形が複雑で且つ厳しい条件の成形加工が行なわれる場合、例えば、JIS規格のM1.6(ねじの呼び径d:1.6mm)なべ小ねじで、強度区分が6.8以上のものの頭頂面にリセスを冷間圧造する場合に、リセス割れ発生防止に有効な延性水準は、材料の絞りは65%以上が必要である。この場合、リセス割れ発生と材料の伸びとの間には良好な相関関係はなく、その割れ発生を材料の伸びの値で予測することは困難であることを、先ず発明者等は知見した。図1は、そのような例を示すものであり、Si−Mn系炭素鋼素材に対して、温間温度域における多方向への多パス圧延により、総減面率Rが90%以上の試験における試験材の引張試験による引張強さと伸びとの関係を示すグラフにおいて、M1.6なべ小ねじの冷間圧造によるリセス成形時の割れ発生の無し(○印)と有り(×印)の結果例を示す図である。そして、更に材料強度の高いものが必要となり、引張強さで800MPa以上を要する場合(例えば、JIS規格のM1.6なべ小ねじで、強度区分が8.8以上の場合)には、上述したような冷間圧造性を確保するためには、絞りが70%以上であることが望ましい。但し、小ねじのリセス形状は常に一定であるとは限らない。従って、種々形状のリセスを想定し、特に、ねじの頭頂面の面積に対するリセスの占有面積との比が大きいほど、リセス割れが発生し易い点に留意し、要求すべき強度及び絞り水準が必要且つ十分なものとなるように鋼を設計すべきである。
この出願の発明に係る鋼では、当該鋼の金属組織の形態として、主相(第1相)がフェライト粒からなる組織を有することを必須要件としている。本発明者等は、相変態による強化機構を全く利用せずに鋼の高強度化を実現する方法として、結晶粒の微細化を図る方法を採ることにした。その際、得られる鋼の絞りを高水準に確保することが、前記冷間圧造におけるリセス割れ発生防止等の前提条件であることを、本発明者等は今回新たに知見した。そこで、鋼の化学成分組成を種々変化させたSi−Mn系炭素鋼(但し、Feの結晶構造はbccである)に対して、大ひずみ導入の温間多方向の多パス圧延の試験を行なった。この試験結果より、フェライト平均粒径dと引張強さTSとの関係を整理すると、図2が得られる。
この出願の発明に係る鋼では、当該鋼の金属組織の形態として、主相(第1相)がフェライト粒からなり、引張強さTSが702MPa以上で且つ絞りRAが70%以上を具備しているので、敢えて、焼入、又は焼入・焼戻しにより強度及び延性を改善する必要はない。また、引張強さTSが800MPa以上で且つ絞りRAが70%以上を具備している場合には、上記熱処理は一層不要である。
更に、この出願の発明に係る「鋼」の化学成分組成に関しては、相変態による鋼の強化機構を利用せず、しかも強度を向上させるための合金元素、例えば、Cr、Mo、Cu、Ni、Nb、Ti、V及び/又はB等の合金元素の添加を必須の要件とはしない。但し、このような合金元素を適宜添加しても差し支えない。この発明に係る鋼は、フェライト単相鋼の広い範囲の化学成分組成の設計をすることができる。そして、この出願の発明に係る鋼の化学成分組成の内、Cを除く化学成分組成の望ましい範囲は下記の通りである。
Siは、脱酸剤として作用する元素であるから、鋼に残留する酸化物系非金属介在物の量を低減させて清浄性向上を図り、その延性確保に寄与させ得る。また、Siは、適量の含有量により冷間圧造性の向上に寄与する元素であることも、本発明者等は知見した。しかしながら、Siを過剰に含有させると、却ってその延性を劣化させ、また加工時の変形抵抗が大きくなる。そこで延性劣化を招かないSi含有量として2.0質量%以下に規制する。但し、Siは上述の通り適正含有量において有用な元素であるから、この発明に係る鋼において、0質量%は含めないものとする。
Mnは、強度確保のために有効であり、またSiとの複合脱酸により、鋼中に残留する酸化物系非金属介在物の低減に寄与する。しかしながら、Mnを過剰に含有させると、延性を劣化させる。従って、Mn含有量は上限を3.0質量%に規制する。なお、Mnは上述の通り適正含有量において有用な元素であるから、この発明に係る鋼において、0質量%は含めないものとし、望ましくは0.01質量%以上とする。
Sは、この発明に係る鋼においては不純物元素であり、高含有量になると、固溶Sが粒界に偏析し、鋼塊から鋼片への熱間加工において熱間加工性が劣化するので、0.03質量%以下に規制する。また、この発明では不純物元素として扱っているので、少ないほど望ましく、実質的に0質量%であってもよい。
Alは、脱酸剤として添加する。また、AlNを生成して粒界に偏析するNをAlで固定して粒界強度を高める作用をする。しかしながら、Al含有量は0.1質量%を超えるとその効果が飽和すると共に、アルミナの凝集介在物等により鋼の表面性状が劣化するので、上限を0.1質量%とする。なお、下限は、脱酸剤としての効果を発揮させるために、望ましくは0.005質量%とする。
Nは、この発明に係る鋼においては、特に添加する必要はなく、溶製プロセスにおいて不可避的に含有される不純物として扱う。Al含有量とのバランスを考慮する必要はあるが、過剰に含有されると、粒界偏析により熱間加工性の劣化を招く。但し、NはAlNとして析出し、結晶粒の微細化にも寄与する。そこで、溶製プロセスの操業性も考慮して、N含有量の上限を0.02質量%に規制することが望ましい。下限値は実操業を考慮すれば規制する必要はない。
次に、この発明に係る鋼の金属組織は、主相が前述した如く超微細粒のフェライトであって所望の引張強さと絞りを有すれば、第2相としてはセメンタイトのみで構成されていてもよい。更に、微細なAlN等窒化物又は炭窒化物等の析出物を含んでいてもよい。その理由は、炭・窒化物等の析出物は、セメンタイトよりも小さく、絞りを劣化させないからである。そして、上記第2相の分率が2.2体積%以下であれば、主相であるフェライトの粒径に依存するこの発明に係る鋼の強度及び延性水準が一層安定的に確保され、一層望ましい。
この発明に係る「鋼」にあっては、いずれも既にパーライトが分断したセメンタイト粒となっているので、上述した通りの金属組織及び機械的性質を有し、冷間圧造性に優れた高強度でしかも高延性を具備しているので、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形体に成形加工するに先立って、球状化焼なまし処理を施して軟化させなくても、リセス成形等の厳しい成形加工で割れ発生を伴うことなく当該ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造することができる。この発明に係る鋼のかかる材質特性により、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造工程の省略及び製造コストの低減等、大きな効果が発揮される。
更に、製造履歴として350〜750℃の温度範囲内において圧延することにより、微細粒化されたフェライト組織が得られ、その結果材料の引張強さが向上する。しかも、絞りの低下が抑制されて高水準に維持されたものとなる。更に、この温間圧延において、望ましくは圧延温度を低温域の400〜600℃の範囲内に調整すると、フェライト粒の微細化が一層促進されて、引張強さが一層向上する。
上記温間圧延により、材料中へ導入する平均組成ひずみが、3次元有限要素法で計算して0.7以上になるように調整されると、材料の引張強さが向上し、絞りが確保されるのに極めて効果的である。
温間圧延温度域において、その素材に対して多方向に多パスの圧延により平均塑性ひずみが0.7以上となるような圧延が行なわれることにより調製された鋼が一層望ましい。その理由は、素材に多方向への多パス圧延を行なうに際して、所要の累積圧下率(本願における「総減面率R」(前記(1)式に相当する)を加えれば、アンビル圧縮試験での1パスによる温間大ひずみ圧縮加工における場合と同様の過程を経て、超微細フェライト粒組織を得ることができることを、発明者等は知見しており、この知見に基づき、所要の超微細粒径のフェライトを主相とする引張強さ及び絞りを有する鋼を得ることができるからである。
次に、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の「成形品」が具備すべき金属組織及び材質特性等の実施形態について述べる。この発明に係る成形品は、高強度を有するものであって、金属組織の形態及び機械的性質の特性の両方を前述した通りに定量的に規定することを基本とするものであり、上述した通りこの成形品の素材は、上記[1−1]で述べたこの発明に係る「鋼」に包含される「線材又は棒材」である。そして、これを素材として、圧造を含む加工方法により製造されたものである。以下、具体的に説明する。
強度及び冷間圧造性に優れた線材又は棒材を圧造を含む加工方法により、この発明に係る「成形品」を製造する。この発明に係る成形品は、ねじ等の締結部品とシャフト等の軸類に大別される。締結部品としては、ねじ、ボルト、ナット、リベット、スタッドボルト、ファスナー類、及びその他これらに類する機能を有する機械構造用部品があり、一方、軸類としては、回転動力を伝達するためのシャフトに代表される各種軸からなる機械構造用部品がある。これらの成形品を製造するための圧造を含む加工方法としては、上記成形品の内、締結部品の製造については、所望の種類の締結部品を製造する場合に従来使用されている製造装置を用い、当該製造装置に適した操業方法により、この発明に係る締結部品を製造することができる。その代表的加工方法としては、圧造、転造、切削及び鍛造があり、これらを適宜組み合せて使用することができる。これに対して、軸類の製造については、所望の種類の締結部品を製造するために適した金型等を含む圧造装置と、一部工程につては適宜切削加工装置を使用することもできる。かくして、この発明に係る成形品の加工工程において最も重要な工程は、材料の歩留がよく、生産性よく形状が複雑で厳しい塑性加工が行なわれる圧造による加工工程である。
この発明に係る締結部品又は軸類等の成形品は、上記鋼に包含される線材又は棒材を素材として、圧造を含む加工法により成形加工される。この発明に係る線材又は棒材は上述した通り、優れた強度を備えているので、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に圧造を含む加工方法により成形加工された後においても、この強度特性は殆どそのままこの成形品に継承される。従って、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に成形加工された後、これらの機械的性質の向上を目的とする調質処理、例えば、強度、硬度、靱性等の向上を図るために焼入・焼戻し等の熱処理は一切施さなくてもよい。
なお、勿論、製品固有の規格又は特殊用途等のために、更に機械的性質を向上させる必要がある場合には、適宜調質処理を施すことができ、調質処理が施されている成形品を、この発明に係る成形品から排除するものではない。
次に、この発明に係るフェライト組織を主相とし、第2相がパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さTSが702MPa以上で且つ絞りRAが70%以上の機械的性質を有するという冷間圧造用鋼(本明細書において「この発明に係る鋼」という)を製造する方法、及びこの発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造する方法の実施形態について述べる。
図4は、この発明に係るねじ等成形品の製造工程を示したものである。同図中、線材又は棒材24は、前述した定義の通り、次工程における成形用として適切な材料特性を有するもの(材料)を指す。そして、この線材又は棒材24は、この発明に係る鋼に包含されるものである。この発明に係る鋼の製造方法の望ましい工程を、前記図11に示した従来技術による鋼片からねじ等成形品の製造工程の前半部分(熱処理5まで)と比較すると、従来技術においては半製品3を熱間圧延又は熱間鍛造2bにより鋼線又は鋼棒4を製造し、これを次工程の冷間圧造及び転造等を含む加工工程へ供給するに先だって、球状化焼なまし等何らかの熱処理をすることが必須条件とされているが、この発明においては半製品3を温間圧延23により線材又は棒材24を製造すること、そして得られた線材又は棒材24に対しては全く熱処理を施す必要がなく、これを次工程の冷間圧造及び転造等を含む加工工程へ供給することができる。かかる相違は、この発明においては、上記の通り熱間圧延又は熱間鍛造2bの代わりに、適切な条件下での温間圧延23を行なうからである。以下、詳細に説明する。
[条件1]とは、所定減面率の導入において、前記(1)式:R={(S0−S)/S0}×100(%)で表わした延開始直前から圧延終了までの材料の総減面率Rが83%以上となるように圧延すること、
[条件2]とは、塑性ひずみの導入において、材料に導入する平均塑性ひずみが、0.7以上となるように調整すること、そして、
[条件3]とは、圧延条件パラメータZの規定について、前記(2)式:Z=log[(ε/t)exp{Q/(8.31(T+273))}]で表わした塑性ひずみ速度ε/tと圧延温度Tとの関数である圧延条件パラメータZの値が11以上となるように圧延をすることである。
圧延温度が350〜750℃の範囲内において、所定の臨界ひずみよりも大きなひずみを材料に導入することにより、このひずみによる結晶粒のミクロ的な局所方位差が微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後に起きる回復過程において、粒内の転位密度が低下すると同時に結晶粒界が形成されて、微細粒組織を形成することができる。即ち、再結晶温度の下限とみなされていた750℃ないしこれ以下の温度で加工しても、加工と同時に動的な回復ないしは再結晶が起こり、相変態を利用することなく結晶粒の微細化を図ることができる。このとき、
しかし、加工温度が高過ぎると、不連続再結晶あるいは通常の粒成長により、結晶粒が粗大化する。かくして750℃超えでは1μm以下の微細結晶粒が得られ難い。逆に、加工温度が低過ぎると、所定の臨界ひずみよりも大きなひずみを与えても、回復が十分に起こらないために転位密度の高い加工組織が残存してしまう。かくして圧延
温度を350℃未満にすると、やはり1μm以下の微細結晶粒は得られ難くなる。従って、この発明においては温間圧延温度を350〜750℃の範囲内に限定することを必須要件とする。
[条件2]:平均塑性ひずみε≧0.7、
又は、
[条件3]:圧延条件パラメータZ≧11
について
[条件1]又は[条件2]については、圧延温度が350〜750℃の範囲内におけるC<0.45質量%の鋼片又は鋼材のカリバー圧延において、総減面率RがR≧83%であるか、又は鋼片又は鋼材の平均塑性ひずみεがε≧0.7である場合には、圧延後に得られる鋼にはサブバウンダリが導入されて、その引張強さTSがTS≧702MPaとなることを、発明者は試験の結果より見出した。そして、同時にそのときには65%以上の絞りが得られることもわかった。なお、総減面率R又は平均塑性ひずみεが更に大きくなり、例えば、R≧約83〜95%又はε≧約1.8〜3.0になると、大角粒界が大半を占め、引張強さTSが一層向上し、絞りRAも維持され、ないしは向上する。
なお、上記圧延条件パラメータZにおいて、平均塑性ひずみεは、3次元有限要素法により計算することができるが、この計算方法の代わりに、操業上比較的簡便に求めることができる材料のひずみ(本明細書において「工業的ひずみ」という)eにより、ある程度代替することができる。工業的ひずみeは、総減面率Rの関数であり、e=−ln(1−R/100)で表わされる。
多方向に多パス圧延を行なうには、カリバー圧延中において、適宜圧延材料を長手方向軸心の周りに実質的に180°未満(0°を含まない)の範囲で回転させることにより行なう。多方向、多パス圧延をすることが望ましい理由は次の通りである。上記温間温度域における多方向に対する多パス圧延により、超微細粒組織の鋼を得るためには、1)所要の臨界塑性ひずみよりも大きな塑性ひずみを材料に導入することが必要であり、しかもこの塑性ひずみは圧延後の材質特性の均質性を確保する観点から、2)材料の中心部の深くまで、できるだけ広範囲に導入することが望ましい。同一総減面率Rの圧延を行なった場合には、多方向、多パス圧延により、平均塑性ひずみεを一層大きくすることが可能となるからであり、しかも一層材料の深部まで塑性ひずみを導入することができるからである。
さて、上記オーバル形状の孔型圧延後の材料の最大短軸長さ(2A01と表記する)を、その圧延前の材料の対辺長さ(2A0と表記する)に対して70%以下、即ち、2A01/2A0≦70/100となるように圧下量を制御することにより、ひずみ量を大きく制御して、微細粒の生成に寄与させる。図6(a)に、オーバル形状18a、18bの孔型による圧延後の材料19の最大短軸長さ2A01を、そして図6(b)に、その圧延前の材料20の対辺長さ2A0を模式的に図示する。なお、同図(a)において、符号21a(斜線部)、21b(斜線部)はオーバル形状カリバーの部分断面を示すものである。このように、2A01/2A0≦70/100となるように制御した圧延を行なうことにより、微細粒を生成させるための臨界ひずみ以上のひずみを材料内部の深部まで与えることが一層容易となり、フェライト粒を広範囲にわたり平均粒径1μm以下にすることを一層有利にできる。
次に、温間圧延における温度域を一層望ましい範囲内に制御する。前述した通り、温間加工により材料に大ひずみを導入することによって生じた結晶粒のミクロ的な局所方位差が微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後に起きる回復過程において、粒内の転位密度が低下すると同時に結晶粒界が形成され、微細粒組織が形成されるが、複雑な圧延条件下においては前述した温間圧延温度350〜750℃の範囲内にあっても、圧延温度が低目であると回復が十分でない場合があり、転位密度の高い加工組織が残存する。これに反して加工温度が高目であると、不連続再結晶あるいは通常の粒成長により結晶粒が粗大化する場合があり、微細結晶粒が得られ難い。そこで、この発明においては、安定して平均粒度を1μm以下に制御するためには、圧延温度を400〜600℃の範囲内に制御することが望ましい。
次に、上述したこの発明に係る鋼の製造工程により製造された鋼に対しては、球状化焼なまし処理を施す必要はない。その理由は、この発明に係る鋼は前述した通り、高強度であり、しかも絞りが(65〜70)%以上という高水準の延性を有するので、ねじ頭部のリセス成形加工等に要求される冷間圧造性に優れており、リセス割れ等の欠陥も発生しないからである。
次に、この出願の発明品群の製造方法の内、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法の実施形態について述べる。
この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法の基本プロセスは、始めに、前記[1]項で述べた「この発明に係る高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼」を製造する方法(上記[2−1]項で述べた方法)に準じた方法で、高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材を製造し、次に、これを素材として圧造を含む加工方法で、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造するというものであり、その製造方法の望ましい工程の実施形態は、図4に示した通りである。即ち、所定成分の鋼片又は鋳片22を熱間圧延又は熱間鍛造2aにより加工して半製品3に調製し、これを上記[2−1]項で述べた温間圧延23により高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材24に加工する。この線材又は棒材24に対しては、図11に示した従来技術のように球状化焼なまし等の熱処理5を一切施す必要はなく、これを材料として冷間圧造及び転造等による加工6により、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品7を製造する。こうして得られた成形品7に対しては、図9に示した従来技術のように、その機械的性質を所要値まで向上させるために焼入・焼戻し等の調質処理8を施す必要はなく、そのまま製品ラインに送り出し、必要に応じてめっき等の表面処理9を施した後に製品10とする。上記において、圧造を含む加工方法としては、従来技術を採用すればよい。例えば、ねじの製造においては、前記図12を用いて説明したように、ねじ素材の頭部を圧造により成形し、更に圧造(ヘッダー)によりリセスを成形し、次いで転造によりねじ部を成形する。このように、従来技術による圧造を含む加工方法を採用することができるのは、上記線材又は棒材が、前述した通りの冷間圧造性に優れた高強度且つ高延性を備えた材料であるからである。なお、かかるねじ製造工程の一部において、適宜従来技術による切削加工を採用しても差し支えない。また、ねじ以外のボルト等その他の締結部品の製造においても、上記ねじの製造に準じて、従来技術を用いれば差し支えない。一方、軸類の製造においても、適切な金型等の使用による圧造を含む製造工程により締結部品と同様に製造することができる。
このように、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造は、上記(1)項の基本プロセスにより行なわれる。その際、同(1)項の基本プロセスに供する高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材の製造工程においては、その素材をカリバーで温間圧延している。従って、この素材の形状・寸法とこの発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の形状・寸法との関係、あるいは前記鋼片又は鋼材の製造ラインと当該線材又は棒材を製造する温間圧延ラインとの工程運用上の制約等により、温間圧延工程の一部代替として、適宜、鍛造工程又はプレス工程、更にはこれら両工程を併用しても、差し支えない。その理由は、前記[2−1]項、(1)項の圧延温度範囲内(350〜750℃)における加工温度で、このカリバー圧延工程における総減面率Rが同(2)項の下限値(=83%)以上で圧延されるならば、当該線材又は棒材が具備すべき化学成分組成、金属組織及び材質特性が得られるので、所望の高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材が得られるからである。また、設備の配設条件等によっては、かかる製造工程による場合の方が、製造コスト上有利な場合もある。
この発明においては、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に成形加工された後、これに対して焼入・焼戻し等による調質処理は一切施す必要はない。その理由は、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の素材である線材又は棒材は、既に前述した水準の高強度、即ち702MPa以上という引張強さを備えているので、締結部品又は軸類等の成形品に成形加工された後の強度も、実質的に継承される。即ち、各種強度水準のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品として供することができるからである。なお、前述したように、製品固有の規格等に応じて、更に機械的性質を向上させる必要がある場合には、適宜調質処理を施すことはできる。
○試験方法
参考例1〜5、実施例6を次の通り試験した。表1に示す成分No.1〜6の化学成
分組成を有する各鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により80mm角の棒鋼に成形した。得られた棒鋼の金属組織はいずれもフェライト及びパーライトからなっていた。こうして得られた80mm角の棒鋼から圧延素材を採取し、温間における多方向の多パスカリバー圧延により18mm角の棒材に成形し、水冷して棒材を調製した。この間の圧延方法は、上記80mm角の圧延素材を550℃に加熱した後、圧延温度450〜530℃において、ダイヤモンド型カリバーロールにより19パスの圧延を行なって、24mm角に成形し(この段階で前記図6(b)中の2A0に相当する長さが24mmである)、次いで、最大短軸長さ(前記図6(a)中の2A01に相当する長さ)が11mmで長軸長さ(前記図6(a)中の2cの長さ)が52mmであるオーバル型カリバーロールによる1パスの圧延を行ない、次いで最後にスクウェア型カリバーロールにより18mm角の棒材を製造した。
1)で、材料の総減面率(前記(1)式によるR)は95%であった。また、オーバル型カリバーロールによる圧延後材料のC方向断面の最大短軸長さ(2A01=11mm)は、このオーバル型カリバーロールによる圧延直前の材料の角形状C方向断面の対辺長さ(2A0=24mm)に対して、(11/24)×100=46%になる。なお、前記ダイヤモンド型カリバーロールによる19パス中には、圧延材の断面形状をできるだけ正方形に近づけるために適宜行なった、同一カリバーロールに連続2パスずつ通した圧延(所謂とも通し)もカウントされている。また、各パス毎に材料を長さ方向軸芯の周りに回転させて圧下方向を変化させ、多方向の多パス圧延とした。なお、加工発熱も加わって、温間圧延の圧延温度領域でも比較的低温側領域においては、放熱量が比較的小さく、圧延中材料の温度低下に起因する中間加熱の必要性はなかった。
試験を行なった。
(1)引張試験により、引張強さTS及び絞りRAを測定した。
(2)顕微鏡によるミクロ組織試験により、主相(第1相)の金属組織同定、C方向断面の平均フェライト粒径測定、並びに第2相の金属組織同定及び第2相の分率測定を行なった。なお、第2相の分率(体積%)測定は、試料断面における面積%を測定し、これで評価した。そして、更に、
(3)冷間圧造性評価のために、上記18mm角(但し、比較例2のみは63mm角)の棒材からJIS規格M1.6なべ小ねじの成形用素材である1.3mmφの線材を模して、切削加工により1.3mmφの試験片を切削加工により切出し調製して、M1.6なべ小ねじ用のヘッダー成形により頭部に十字形状のリセス成形試験を行なった。リセス成形時の割れ発生の有無は、小ねじ製造時における決定的な合否判定基準の一つである。そこで、リセス割れ発生の有無を10倍の拡大鏡で観察した。図7及び図8のそれぞれに、リセス割れが発生しなかったもの及び発生したものの外観写真を例示する。
を示す。
.001〜0.022質量%という低C領域にあり、参考例1〜5は0.010質量%以下であるが、実施例6は0.022であって、圧延温度範囲が450〜530℃で温間圧延領域の範囲内における一層望ましい温度領域にあり、更に、総減面率が大なる95%であって、しかもオーバル型カリバーロールを用い、しかもその最大短軸長さのその圧延直前の角形状材料の対辺長さに対する比率2A01/2A0が46%であって、かなり小さい。このように、この発明に係る鋼の製造方法の中でも、概して極めて望ましい条件に該当している。ここで得られた鋼の金属組織及び機械的性質は、次の通りである。
○試験方法
実施例7、8をそれぞれ次の通り試験した。表3に示す成分No.7、8のそれぞれの化学成分組成を有する鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により115mmφの丸棒に成形した。得られた丸棒の金属組織はいずれもフェライト及びパーライトからなっていた。こうして得られた、それぞれの化学成分組成を有する丸棒から圧延素材を採取し、温間における多パスのカリバー圧延により18mm角の棒材に成形し、水冷して棒材を調製した。この間の圧延は、いずれも下記「第1ステージ圧延」と「第2ステージ圧延」とからなる。即ち、115mmφの圧延素材を900℃に加熱した後、圧延温度750〜720℃において、ダイヤモンド型カリバーロールによる10パスの圧延により80mm角に成形した(ここまでを「第1ステージ圧延」(=10パス)とする)。次いで、これを550℃まで空冷した後、圧延温度550〜500℃において、ダイヤモンド型カリバーロールにより更に19パスの圧延を行ない、24mm角に成形し(この段階で前記図6(b)中の2A0に相当する長さが24mmである)、次いで、最大短軸長さ(前記図6(a)中の2A01に相当する長さ)が11mmで長軸長さ(前記図6(a)中の2cの長さ)が52mmであるオーバル型カリバーロールによる1パスの圧延を行ない、次いでスクウェア型カリバーロールにより18mm角の棒材を製造した(これを「第2ステージ圧延」(=21パス)とする)。
以上の結果より、下記事項がわかる。
なお、絞りRAについては、上述した通り、実施例9は実施例7、8よりも若干低下し、この実施例7、8は参考例1〜5、実施例6よりも僅かに低下した。しかしながら、実施例9の絞りRAはなおも74.7%という高水準にあり、この発明で目標とする70%以上を十分に満足すると共に、リセス割れは発生せず、冷間圧造性は優れていることが確認された。
○試験方法
試験IIIでは、温間圧延における材料の総減面率が、この発明に係る鋼の金属組織及び機械的性質等の材質特性に及ぼす影響について試験した。
以上の結果より、下記事項がわかる。
○試験方法
試験IVでは、参考例及び実施例を対象として、圧延温度水準が、この発明に係る鋼の金属組織及び機械的性質等の材質特性に及ぼす影響について試験した。
以上の結果より、下記事項がわかる。
○試験方法
試験Vでは、本発明の範囲内である実施例を対象に、この発明に係る軸類として減速軸(実施例18)及び段付きピン(実施例19)の試作実験を行なった。素材として、この発明に係る鋼である前記〔試験II〕で述べた実施例8で得られた18mm角の棒材を用い、これから試験材を採取した。この18mm角の棒材から、減速軸(実施例18)及び段付きピン(実施例19)用のそれぞれの素材を模して、所定寸法の試験片を切削加工により切出して試験片を調製した。これを冷間圧造して、径1.2mmφ×全長18.5mmの減速軸、及び頭部径2.5mmφ×全長5mmの段付きピンに成形した。
実施例18(減速軸)及び実施例19(段付きピン)のいずれにも、加工割れは全く認
められず、良好な表面性状の成形品が得られている。そして、成形品の寸法・精度も良好であり、また、成形歩留はいずれの実施例においても実質的にほぼ100%が確保されている。これらは従来技術による加工歩留の水準と比較すると、30〜35%程度の著しい向上である。
2a、2b 熱間圧延又は熱間鍛造
3 半製品
4 鋼線又は鋼棒
5 熱処理
6 冷間圧造及び転造
7 ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品
8 調質処理
9 表面処理
10 製品
11 ダイス
12a 第1パンチ
12b 第2パンチ
13 切断された鋼線(材料)
14 頭部
15 リセス
16 中間成形品
17 リセスが成形された中間成形品
18a、18b:オーバル形状
19:オーバル形状の孔型による圧延後の材料
20:オーバル形状の孔型による圧延前の材料
21a、21b:オーバル形状カリバーの部分断面
22 鋼片又は鋳片
23 温間圧延
24 線材又は棒材
25 切削加工
Claims (15)
- 下記化学成分組成:
C:0.45質量%未満、
Si:2.0質量%以下、
Mn:3.0質量%以下、
P:0ないし0.2質量%以下、
S:0.03質量%以下、
Al:0.1質量%以下、及び
N:0.02質量%以下
を有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、フェライト組織を主相とし、第2相が2.2体積%以下のパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さTSが702MPa以上で且つ絞りRAが70%以上の機械的性質を有し、しかも焼入、又は焼入・焼戻し処理が施されていないことを特徴とする、冷間圧造用鋼。 - 前記フェライト組織は、圧延方向に垂直な断面の平均粒径が1μm以下のフェライト組織であることを特徴とする、請求項1の冷間圧造用鋼。
- 前記鋼は、球状化焼なまし処理が行なわれていないことを特徴とする、請求項1又は2の冷間圧造用鋼。
- 前記鋼は、350〜750℃の範囲内において、素材に対して圧延を行なうことにより製造されたものであることを特徴とする、請求項1から3のいずれかの冷間圧造用鋼。
- 前記鋼は、前記圧延により材料中へ導入された塑性ひずみが、3次元有限要素法で計算される材料中への平均塑性ひずみで0.7以上であることを特徴とする、請求項4の冷間圧造用鋼。
- 請求項1から5のいずれかの鋼から成形されたことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品。
- 請求項8に記載の成形品は圧造を含む加工方法により製造されたことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品。
- 請求項1から5の何れかに記載の鋼の製造方法であって、請求項1に記載の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を350〜750℃の範囲内とし、且つ当該圧延において鋼片又は鋼材に与える総減面率Rが83%以上であることを特徴とする、鋼の製造方法。
但し、上記Rは下記(1)式で表わす。
<式1>
R={(S0−S)/S0}×100 ・・・・・・(1)
但し、R:総減面率(%)
S0:圧延開始直前の鋼片又は鋼材の圧延方向に垂直な断面の面積
S:圧延終了後に得られる鋼の圧延方向に垂直な断面の面積 - 請求項8に記載の鋼の製造方法であって、前記カリバー圧延がオーバル形状の孔型を用いた1パス以上と角形状又は丸形状の孔型を用いた1パス以上とからなる多パス圧延であることを特徴とする鋼の製造方法。
- 請求項1から5の何れかに記載の鋼の製造方法であって、請求項1に記載の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を350〜750℃の範囲内とし、且つ当該カリバー圧延により材料中へ導入する塑性ひずみが、3次元有限要素法で計算される材料中への平均塑性ひずみで0.7以上となるようにするにあたり、オーバル形状の孔型を用いた1パス以上と角形状又は丸形状の孔型を用いた1パス以上とからなる多パス圧延を行ない、前記オーバル形状の孔型を用いた圧延後の材料の圧延方向に垂直な断面の最大短軸長さが、当該オーバル形状の孔型を用いた圧延直前における圧延方向に垂直な断面が角形状である材料の対辺長さの70%以下となるようにパススケジュールを構成することを特徴とする、鋼の製造方法。
- 請求項1から5の何れかに記載の鋼の製造方法であって、請求項1に記載の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を350〜750℃の範囲内とし、且つ下記(2)式で表わされる圧延条件パラメータZが、11以上となるように多パス圧延することを特徴とする、鋼の製造方法。
<式2>
Z=log[(ε/t)exp{Q/(8.31(T+273))}]
・・・・・・(2)
但し、ε:平均塑性ひずみ
t:圧延開始から終了までの時間(s)
Q:定数(254000J/mol)
T:圧延温度(℃)(各パスの圧延温度を平均した温度) - 請求項9から11のいずれかに記載の鋼の製造方法において、多パスの第n番目パス(但し、nは自然数とする)の圧延設定温度Tn℃を400〜600℃の範囲内の温度と定め、圧延入口における材料温度が前記圧延設定温度Tn℃よりも30℃以上高くなった場合には、材料の温度が(Tn+30)℃未満になるまで、圧延を待機するか又は材料を冷却するかした後に圧延を継続することを特徴とする、鋼の製造方法。
- 前記温間における圧延を行なった後、当該圧延により得られた鋼に球状化焼なまし処理を施さないことを特徴とする、請求項8から12のいずれかの鋼の製造方法。
- 請求項6又は7に記載のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法であって、請求項8から13のいずれかに記載の製造方法により得られた線状又は棒状の鋼材に、冷間圧造加工を施して成形することを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法。
- 請求項14のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法において、成形加工後に、調質処理を施さないことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法。
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JP2003435980A JP4340754B2 (ja) | 2003-12-26 | 2003-12-26 | 高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼及び強度に優れたねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品並びにそれらの製造方法 |
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