JP5482971B2 - 冷間鍛造性に優れた鋼線材または棒鋼 - Google Patents

冷間鍛造性に優れた鋼線材または棒鋼 Download PDF

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Description

本発明は、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた、熱間圧延ままの鋼線材または棒鋼（バーインコイルを含む。以下同じ）に関するものである。本願は、２０１２年４月５日に日本に出願された特願２０１２−８６８４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、生産性の向上から切削等の機械加工の低減や省略を可能とする冷間鍛造のニーズが高まっている。冷間鍛造は熱間鍛造に比べ、変形抵抗が高く、変形能（延性）に乏しいため、金型割れや鋼材割れを生じやすいという課題がある。
そのため、冷間鍛造に供する鋼材には変形抵抗の低減や変形能の改善を狙い球状化焼鈍を施すのが一般的である。特許文献１は、フェライト分率を規定することにより軟質化を図り、熱間圧延ままでも低い変形抵抗とすることで優れた冷間加工性を有する線材・棒鋼を開示している。
また、球状化焼鈍後の変形能は、球状化焼鈍前の組織、すなわち前組織の影響を強く受けることが知られている。例えば特許文献２は、前組織を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とする組織からなり、且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以上とすることにより、変形能を改善する方法を開示している。また、特許文献３は、フェライト、ベイナイトおよびパーライトを含む混合組織を有し、ベイナイトの面積分率を３０％以上に規定することで、球状化焼鈍した時の炭化物の微細化が可能で高い変形能を有する「球状化後の冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼線材・棒鋼」を開示している。また、特許文献４は、表層組織のフェライト分率を１０％以下に規定し、球状化焼鈍後の組織について冷間加工時の割れを防止することを考慮した発明を開示している。
特開２００２−１４６４８０号公報 特開２００１−８９８３０号公報 特開２００５−２２０３７７号公報 特開２００１−１８１７９１号公報
特許文献１は、そもそも焼鈍を省略可能とする技術であり、加工度の大きい冷間加工で本質的に問題となる鋼材の割れを防止する技術とは異なり、これを改善しようとする技術ではない。
特許文献２、特許文献３、特許文献４に開示の方法は、加工度の大きい冷間加工で本質的に問題となる鋼材の割れを防止する技術に関するものである。しかし、これらの方法についても、割れを防止についてさらなる改善の余地があった。本発明は、上述した問題点に鑑みて創案されたものであり、さらに加工度の大きい加工において冷間鍛造化の阻害要因となっている鋼材の割れを防止することを可能とする、球状化焼鈍後の延性に優れた熱間圧延ままの冷間鍛造用鋼線材または棒鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討した結果、冷間鍛造時の鋼材の割れを防止する変形能の改善には鋼材成分、球状化焼鈍前の前組織に加え、鋼材素地の表面粗さを適切に制御することが有用であることを知見した。
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなさなれたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］ 化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．０１５〜０．３％、Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％を含有し、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２５％以下に制限され、残部が鉄と不可避的不純物からなる、熱間圧延したままの鋼線材・棒鋼であって、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの領域の平均硬さＨＶ０．２に対して２０ＨＶ０．２以上高い表層領域の表面からの深さｄ（ｍｍ）が下記（１）式を満足し、前記表層領域の鋼組織が、フェライト分率が面積率で１０％以下で、残部がマルテンサイト、ベイナイト、およびパーライトのうちの１種または２種以上であり、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの鋼組織がフェライト−パーライトまたはフェライト−ベイナイトであり、表面に付着しているスケールを除去した時の円周方向の表面粗さＲａが４μｍ以下である、冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼。０．５≧ｄ／Ｒ≧０．０３・・・（１）
［２］
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｉ：５．０％以下、
および
Ｂ：０．００３５％以下
のうちの１種又は２種以上を含有する、［１］に記載の鋼線材・棒鋼。
［３］
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
および
Ｒｅｍ：０．０１５％以下
のうちの１種又は２種以上を含有する、［１］または［２］に記載の鋼線材・棒鋼。
［４］
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：１．０％以下、
および
Ｗ：１．０％以下
のうちの１種又は２種以上を含有する、［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
[５]
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．０１５０％以下、
Ｓｎ：２．０％以下、
Ｚｎ：０．５％以下、
Ｔｅ：０．２％以下、
Ｂｉ：０．５％以下、
および
Ｐｂ：０．５％以下
のうちの１種又は２種以上を含有する、［１］〜［４］のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
［６］
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、下記式（２）を満たす、［１］〜［５］のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
３１Ｓｉ＋１５Ｍｎ＋２３Ｃｒ＋２６Ｍｏ＋１００Ｖ≧５５ 式（２）
［７］
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％
を含有する、［１］〜［６］のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
本発明の鋼線材または棒鋼は、冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止することができる。本発明は、従来不可能であった加工度の大きい冷間鍛造の実現、あるいは、従来中間焼鈍無しでは冷間鍛造が不可能であった工程の中間焼鈍の省略を可能とする。
式（２）の値と３００℃焼戻し硬さの関係を示すグラフである。
以下、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｃは、鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１％未満の場合、十分な強度が得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃ含有量が０．６％を超えると、素材硬さが上昇し変形抵抗の著しく高くなり、また被削性の大幅な低下を招く。よって、本発明においては、Ｃ含有量を０．１〜０．６％とする。好適範囲は０．４〜０．６％である。
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、フェライトの強化および焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素でもある。Ｓｉは０．０１％未満ではその効果が不十分である。しかし、Ｓｉが１．５％を超えると脆化し、材料特性が低下するとともに、被削性の大幅な低下、さらには浸炭性が阻害される。よって、Ｓｉ含有量を０．０１〜１．５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０５〜０．４０％である。
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして固定・分散させる。またＭｎは、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下すると共に、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％〜２．５％とする。好適範囲は０．３０〜１．２５％である。
Ａｌ：０．０１５〜０．３％、
Ａｌは、鋼の脱酸の他、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、結晶粒微細化に有効である。また、Ｂを含有する場合には、固溶Ｂを確保するのに有用である。上記の効果を得るためには０．０１５％以上必要である。しかし、０．３％を超えるとＡｌ２Ｏ３を過度に生成し、疲労強度の低下や冷間鍛造割れを引き起こす原因となるため、Ａｌ含有量を０．０１５〜０．３％とした。
Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％
Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、と結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。また、０．００４０％未満では、その効果が不十分である。しかし、０．０１５０％を超えるとその効果が飽和するのに加え熱間圧延又は熱間鍛造の前の加熱時に未固溶の炭窒化物が固溶せずに残存してしまい、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な微細な炭窒化物の増量が難しくなる。よって、その含有量を０．００４０〜０．０１５０％の範囲内にする必要がある。
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐ含有量が増えると、具体的には、Ｐ含有量が０．０３５％を超えると、鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性および鋳造特性も低下する。よって、Ｐ含有量は０．０３５％以下とする。好適範囲は０．０２％以下である。
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓ含有量が０．０３５％を超えるとＭｎＳが粗大化し冷間加工時に割れの起点になる。以上の理由から、Ｓの含有量を０．０３５％以下にする必要がある。好適範囲は０．０１％以下である。
さらに、任意含有元素として、焼入れ性の向上や強度付与のために、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｂ：０．００３５％以下の１種又は２種以上を含有しても良い。
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼には含有する。焼入れ性を安定して向上させるためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上であることが望ましい。また、Ｃｒを３．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、本発明において、Ｃｒを含有する場合、その含有量を３．０％以下とする。好適範囲は０．１〜２．０％である。
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼には含有される。焼入れ性を安定して向上させるためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。また、１．５％を超えてＭｏを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｍｏを含有する場合は、その含有量を１．５％以下とする。好適範囲は０．０５〜０．２５％である。
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。焼入れ性および耐食性を安定して向上させるためには、Ｃｕ含有量は０．１％以上であることが望ましい。また、２．０％を超えてＣｕを含有しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よって、Ｃｕを含有する場合は、その含有量を２．０％以下とする。なお、Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｎｉと同時に含有することが好ましい。
Ｎｉ：５．０％以下、
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上および耐食性向上にも有効な元素である。焼入れ性および耐食性を安定して向上させるためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上であることが望ましい。また、５．０％を超えてＮｉを含有しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、Ｎｉを含有する場合は、その含有量を５．０％以下とする。
Ｂ：０．００３５％以下、
固溶Ｂは焼入れ性を向上させると共に粒界強度を向上させ、機械部品としての疲労強度や衝撃強度を向上する。焼入れ性および冷間加工性を安定して向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。また、０．００３５％を超えてＢを含有しても機械的性質の点では効果は飽和すること、さらには熱間延性を著しく低下する。よって、Ｂを含有する場合は、その含有量を０．００３５％以下とする。
さらに、任意含有元素として、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｒｅｍの１種又は２種以上を含有しても良い。
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。本発明鋼のように全Ａｌ（Ｔ−Ａｌ）として０．０１５％以上を含有する鋼では、Ｃａを含有すると、カルシウムアルミネート（ＣａＯＡｌ２Ｏ３）が形成されるが、このＣａＯＡｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３に比べて低融点酸化物であるため、高速切削時に工具保護膜となり、被削性を向上する。被削性を安定して向上させるためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。また、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、却って被削性を低下する。よって、Ｃａを含有する場合は、その含有量を０．００５％以下とする。
Ｚｒ：０．００５％以下、
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられているが、このＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延および熱間鍛造時にＭｎＳの伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素である。それらの効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００３％以上であることが望ましい。一方、０．００５％を超えてＺｒを含有しても、歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値および疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Ｚｒを含有する場合は、その含有量を０．００５％以下とする。
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、硬質なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯに改質し、被削性を向上する。また、その酸化物はＭｎＳの核となりやすく、ＭｎＳを微細分散させる効果もある。それらの効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上であることが望ましい。また、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成して、ＭｎＳを球状化するが、Ｍｇを過剰に含有すると、具体的には、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、単独のＭｇＳ生成を促進して、却って被削性を劣化させる。よって、Ｍｇを含有する場合は、その含有量を０．００５％以下とする。
Ｒｅｍ：０．０１５％以下、
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延および熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。それらの効果を安定して得るためには、Ｒｅｍ含有量は０．０００１％以上であることが望ましい。また、Ｒｅｍを０．０１５％を超えて含有すると、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、被削性が悪化する。よって、Ｒｅｍを含有する場合は、その含有量を０．０１５％以下とする。
さらに、任意含有元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの１種又は２種以上を含有しても良い。
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ｔｉは炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長の抑制や強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼、及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることにより、被削性を向上させる効果もある。以上の効果を安定して得るには０．００１％以上の含有量とするのが好ましい。また、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＴｉを含有する場合は、その含有量を０．２０％以下とする。好適範囲は０．００１〜０．２０％である。
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制および強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼および低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。高強度化の効果を安定して得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。また、０．１％を超えてＮｂを含有すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｎｂを含有する場合は、その含有量を０．１％以下とする。
Ｖ：１．０％以下、
Ｖも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素であり、高強度化が必要な鋼には含有される。しかしながら、高強度化の効果を安定して得るためには、Ｖ含有量は０．０３％以上であることが望ましい。また、１．０％を超えてＶを含有すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｖを含有する場合は、その含有量を１．０％以下とする。
Ｗ：１．０％以下、
Ｗも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素である。高強度化の効果を安定して得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。また、１．０％を超えてＷを含有すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｗを含有する場合は、その含有量を１．０％以下とする。
さらに、任意含有元素として、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの１種又は２種以上を含有しても良い。
Ｓｂ：０．０１５０％以下、
Ｓｂはフェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。被削性向上の効果を安定して得るためには、Ｓｂ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。またＳｂ含有量が増えると、具体的には０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり衝撃値を大きく低下する。よって、Ｓｂ含有量は０．０１５０％以下とする。
Ｓｎ：２．０％以下、
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。それらの効果を安定して得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であることが望ましい。また、２．０％を超えてＳｎを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｓｎを含有する場合は、その含有量を２．０％以下とする。
Ｚｎ：０．５％以下、
Ｚｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。それらの効果を安定して得るためには、Ｚｎ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。また、０．５％を超えてＺｎを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｚｎを含有する場合は、その含有量を０．５％以下とする。
Ｔｅ：０．２％以下、
Ｔｅは被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。それらの効果を安定して得るためには、Ｔｅ含有量は０．０００３％以上であることが望ましい。また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。よって、Ｔｅを含有する場合は、その含有量を０．２％以下とする。
Ｂｉ：０．５％以下、
Ｂｉは、被削性向上元素である。被削性向上の効果を安定して得るためには、Ｂｉ含有量は０．００５％以上であることが望ましい。また、０．５％を超えてＢｉを含有しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｂｉを含有する場合は、その含有量を０．５％以下とする。
Ｐｂ：０．５％以下、
Ｐｂは、被削性向上元素である。被削性向上の効果を安定して得るためには、Ｐｂ含有量は０．００５％以上であることが望ましい。また、０．５％を超えてＰｂを含有しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｐｂを含有する場合は、その含有量を０．５％以下とする。
以上の成分範囲に加え、さらに、下記（２）式を満たすように、Ｓｉ、Ｍｎ、またはさらにＣｒ、Ｍｏ、Ｖのうちの1種または２種以上を含有することで、本発明の鋼線材・棒鋼を冷間鍛造により例えば歯車に成形した後、浸炭焼入れ焼戻しして使用する際、浸炭焼入れ焼戻し後の軟化抵抗を高め、高温硬さを高く保つことができ、面疲労強度を向上することが可能である。歯車は噛み合い時の摩擦により瞬間的に約３００℃に達するので、３００℃焼戻し時の軟化を抑制し硬さを確保することで、さらに面疲労強度に優れる歯車部品を製造することが可能となる。
焼戻し軟化抵抗には、従来Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖが有効である。Ｃ：０．１１〜０．６０％（質量％、以下同じ。）、Ｓｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．４６％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｓ：０．００７〜０．０１％、Ａｌ：０．０２〜０．０２５％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．４％、Ｎ：０．００４０〜０．０１４０％の成分組成の鋼３０水準について、浸炭焼入れ焼き戻し処理（９５０℃×３００分、カーボンポテンシャル０．８の条件でガス浸炭処理後に焼入れを行い、その後１５０℃×９０分の焼戻しを実施。）を施した後に３００℃×９０分保定することで鋼材の３００℃焼戻し硬さを調査した結果、図１に示すように、式（２）の値と３００℃焼戻し硬さには一定の関係があることを知見した。図１から、式（２）の値を５５以上とすることで、歯車として一般的に使用されるＪＩＳ
ＳＣＭ４２０以上の３００℃焼戻し硬さを得ることが可能である。
３１Ｓｉ＋１５Ｍｎ＋２３Ｃｒ＋２６Ｍｏ＋１００Ｖ≧５５ 式（２）
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％かつ、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％を含有する場合、Ｂは焼入れ性を向上させ、ＴｉはＴｉＮとしてＮを固定してＢＮの生成を抑制し固溶Ｂ量を増加することで、さらに焼入れ性を高くすることができる。さらに本発明の鋼線材・棒鋼を冷間鍛造により例えば歯車に成形した後、浸炭焼入れ焼戻しして使用する際、浸炭焼入れ焼き戻し後に固溶Ｂが粒界に偏析することで粒界強度が向上し、低サイクル疲労強度に優れる部品を製造することが可能となる。
次に、本発明に適用した組織および硬さの規定理由について説明する。
本発明者は、冷間鍛造用鋼線材の延性向上の方策について鋭意研究したところ、球状化焼鈍材の延性を向上し、鍛造割れを防止するためには、球状化焼鈍後の組織が均一で微細であることが重要である点を明らかにした。そして、それを達成するためには、鋼線材の球状化焼鈍前の組織についてフェライト分率を特定量以下に抑え、残部を微細なマルテンサイト、ベイナイト、パーライトのうちの１種または２種以上の混合組織とすることが有効であることを知見した。
本発明は、熱間圧延したままの鋼線材または棒鋼であって、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの領域の平均硬さＨＶ０．２に対して２０ＨＶ０．２以上高い表層領域の表面からの深さｄ（ｍｍ）が下記（１）式を満足する。また、前記表層領域の鋼組織が、フェライト分率が１０％以下で、残部がマルテンサイト、ベイナイト、およびパーライトのうちの１種または２種以上である。また、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの鋼組織がフェライト−パーライトまたはフェライト−ベイナイトである。
０．５≧ｄ／Ｒ≧０．０３・・・（１）
ここで、ｄは、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの領域の平均硬さＨＶ０．２に対して２０ＨＶ０．２以上高い表層領域の表面からの深さ（ｍｍ）である。Ｒは鋼線材または棒鋼の断面半径である。
硬度分布、組織分布の規定理由について説明する。
円柱材を据え込んだ場合には力学的には表面程割れやすい傾向となるが、本発明者は、表面からどの程度の深さまでを割れにくい均一で微細な組織にすればよいかを実験的に調査した。その結果、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの領域の平均硬さＨＶ０．２に対して、２０ＨＶ０．２以上高い表層領域の表面からの深さｄが、０．０３Ｒ未満の場合には、深さｄの近傍から亀裂が発生し限界割れ特性が悪化するため、ｄ≧０．０３Ｒとした。ｄが０．５Ｒを超えると変形抵抗が著しく大きくなり、金型寿命の低下を引き起こすため、ｄ≦０．５Ｒとした。
前記表層領域のフェライト分率を面積率で１０％以下とするのは、次の理由による。球状化焼鈍前の組織（前組織）のフェライト分率が高い場合には、球状化焼鈍後のセメンタイトの分散は前組織におけるフェライト部以外の部分に集中する。その結果として、球状化焼鈍後のセメンタイトの分布が不均一となり、限界割れ特性が悪化する。この現象はフェライト分率が面積率で１０％を超えると顕著になるため、フェライト分率を面積率で１０％以下に制限した。好ましくは５％以下、より好ましくは３％以下である。フェライト以外の残部組織はマルテンサイト、ベイナイト、およびパーライトのうちの１種または２種以上とする。
表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの鋼組織は、フェライト−パーライトまたはフェライト−ベイナイトとし、上記の硬度分布を満足する限り、組織分率は特に制限しない。
上記の硬度分布、組織分布とするには、仕上げ圧延の直後の鋼材表面に注水することにより、鋼材表面温度を一旦１００〜６００℃に冷却した後に注水を停止し、内部の保有熱で２００〜７００℃まで鋼材表面温度を復熱させる。これにより、表層のフェライト変態を抑制しフェライト分率を１０％以下、残部をマルテンサイト、ベイナイト、パーライトのうちの１種または２種以上の混合組織とすることができる。なお、本発明では、熱間圧延後、鋼材表面に注水して冷却した鋼線材・棒鋼を、「熱間圧延したままの鋼線材・棒鋼」と呼ぶ。
他方、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの鋼組織については、鋼材表面の注水の影響は小さいためフェライトが生成し、フェライト−パーライトまたはフェライト−ベイナイトとなる。
次に、表面粗さの規定理由について説明する。
熱間圧延したままの鋼線材または棒鋼に球状化焼鈍を施した後、長手方向に切断した試験片で据え込みした場合の限界割れ特性は素地の表面粗さの影響を受ける。ここで、熱間圧延したままの鋼線材または棒鋼は、素地の表面がスケールで覆われた状態になっている。単純に表面粗さを測定すると、素地の上を覆っているスケールの表面粗さを測定することになり、限界割れ特性に影響する素地の表面粗さを知ることができない。そこで、表面に付着しているスケールを除去して、円周方向の表面粗さを測定することで、限界割れ特性に影響する素地の表面粗さを測定することが可能となる。種々の条件で圧延し、表面粗さを大きく変更した圧延材についてスケールを除去した後の表面粗さと限界割れ特性を調査した結果、表面粗さが大きい程、限界割れ特性は低下するが、Ｒａ≦４μｍに表面粗さを小さくすれば、限界割れ特性が低下しなくなるので、Ｒａ≦４μｍに規定した。Ｒａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１：’８２で定義されるＲａに準じて算出した。
なお、スケールの除去は、酸洗、ショットブラストなどによって行うことができる。酸洗は、例えば、濃度１０質量％、６０℃の塩酸溶液中で浸漬時間３〜１４分（好ましくは４〜１２分、より好ましくは５〜１０分）の処理条件によって行われる。塩酸の他、硫酸を使用しても良い。ショットブラストは、例えば直径０．５ｍｍ、硬さ４７．３ＨＲＣのスチールボールを投射密度９０Ｋｇ／ｍ３、投射速度７０ｍ／ｓで投射して行われる。
鋼線材または棒鋼を酸洗したときの円周方向の表面粗さＲａを４μｍ以下とするには、ビレットを加熱炉から抽出した後、粗圧延前のデスケーリングを適切に行うことに加え、粗圧延から仕上げ圧延までの圧延通材中の鋼材表面温度を一定の温度以上に高く保つ必要がある。圧延通材中の鋼材表面温度の最低温度を８６０℃以上、好ましくは９００℃以上、さらに好ましくは９１０℃以上とすることにより実現される。圧延通材中の鋼材表面温度が低い場合には、変形能が低下し、微細なシワ状の変形となるため、表面粗さが大きくなる。ビレットを加熱炉から抽出後、熱間圧延前または圧延中のデスケーリングは通常、高圧水によって行われるが、適切にデスケーリングを行うためには、デスケーリング水圧を高めに設定する必要がある。しかし、デスケーリング水圧を高めると圧延通材中の鋼材表面温度が低下するので、上記最低温度を確保するためには、ビレット加熱温度、デスケーリング水圧を適宜、適正に設定する必要がある。
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。なお、これらの実施例は本発明を説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するものではない。
表１および表２に示す化学成分を有する１６２ｍｍ角のビレットを表３および表４の条件で圧延した。試験Ｎｏ．１７以外の全ての実施例は圧延後の棒鋼から試験片を採取し、ミクロ組織および硬さ分布、酸洗後の表面粗さを調査した。ただし、試験Ｎｏ．１７については圧延後に片側０．５ｍｍの外周旋削を行いφ４４の棒鋼とし、さらにその棒鋼から試験片を採取し、ミクロ組織および硬さ分布、表面粗さを調査した。
次に、圧延後（ただし、試験Ｎｏ．１７は切削後）に一旦室温まで冷却した棒鋼を加熱しＡｃ１＋５℃〜Ａｃ３−５℃の範囲で２０分保定し、Ａｃ１−７０℃まで５．５℃／ｈｒ以下の冷却速度で徐冷する球状化焼鈍の熱処理を施し、長手方向に圧延直径の１．５倍の高さとなるように棒鋼の圧延方向に垂直に切断した圧縮試験片にて据え込み試験を行い、限界圧縮率を調査した。結果をまとめて表３、４に示す。
〔硬さ分布、ミクロ組織〕
棒鋼の圧延方向に垂直に切断した断面（Ｃ断面）を樹脂埋めしたものについて試験力１．９６１Ｎの条件でマイクロビッカースを用いて１００μｍピッチで硬さ分布を調べ、断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの領域の平均硬さＨＶ０．２に対して２０ＨＶ０．２以上高い領域を表面からの深さｄｍｍとした。
次に、光学顕微鏡にて、表層部は棒線材のＣ断面の９０度異なる４方向の表層から２００μｍ深さと、表層からｄｍｍ深さの計８箇所を、倍率１０００倍で観察し、フェライト分率を測定した。なお、表層からｄｍｍまでの範囲において、フェライトの残部は、マルテンサイト、ベイナイト、およびパーライトのうちの１種または２種以上であった。
〔表面粗さ〕
酸洗する場合は、濃度１０質量％、温度６０℃の塩酸溶液中に５〜１０分で浸漬することで酸洗し、目視によりスケールが全周除去されたことを確認した後、円周方向の粗さを測定し、ＪＩＳ Ｂ０６０１：’８２で定義されるＲａを算出した。
〔限界圧縮試験〕
歪速度１０ｓ−１となる条件の据え込み試験から破損確率５０％となる圧縮率（％）を調査した。割れは、目視、および必要に応じ光学顕微鏡により、亀裂長さが０．５ｍｍ以上のものを割れとした。金型面圧の関係上、圧縮率は８０％を上限とした。８０％で割れが発生しない場合は限界圧縮率を８０％とした。
表３および表４から明らかなように、発明例（試験Ｎｏ．１〜２７、３７〜７８）の限界圧縮率は比較例（試験Ｎｏ．２８〜３６）の限界圧縮率に比べ顕著に優れていることがわかる。
比較例である試験Ｎｏ．２８、３１、３２はｄの範囲が規定外であり、球状化焼鈍前の表層組織が良くなかったことが原因で、球状化焼鈍後のセメンタイトが十分に均一分散しなかったことが原因で限界圧縮率が低下した。Ｎｏ．２８、３１は冷却時の水量不足、Ｎｏ．３２は水冷帯内の通材速度が高速であったことに起因する冷却不足が原因である。
比較例Ｎｏ．２９、３０は圧延温度が低かったために、圧延時の変形能が低下したことが原因で表面粗さが悪化し、限界圧縮率が低下した。
比較例Ｎｏ．３３、３４は冷間加工性を低下するＰまたはＳの化学成分が本願の規定を超えており、その結果、加工限界が低下した。
比較例Ｎｏ．３５は、ビレットを加熱炉から抽出後、熱間圧延前のデスケーリング水圧が低すぎたために、十分にデスケーリングされなかったことが原因で表面粗さが本願規定を超えており、その結果、加工限界が低下した。
比較例Ｎｏ．３６は、ビレットを加熱炉から抽出後、熱間圧延前のデスケーリング水圧が高すぎたために、圧延通材中の鋼材表面の最低温度が低く、本発明規定外となったために、圧延時の変形能が低下したことが原因で表面粗さが悪化し、加工限界が低下した。
さらに、実施例３７〜７８については、球状化焼鈍後に浸炭焼入れ焼戻し処理（９５０℃×３００分、カーボンポテンシャル０．８の条件でガス浸炭処理後に焼入れを行い、その後１５０℃×９０分の焼戻しを実施。）を行った。
〔面疲労強度〕
ローラピッチング試験用の小ローラ（直径２６ｍｍ×幅１８ｍｍの円筒面を有する）を製作し、ヘルツ応力３０００ＭＰａ、すべり率−４０％、ＡＴＦ油温８０℃の条件でローラピッチング疲労試験を実施した。ピッチングが生じるまでの繰返し数を、表４に記載した。ピッチングが生なかった場合には、ローラピッチング疲労試験は１０００００００回まで繰り返した。
〔低サイクル疲労強度〕
４点曲げ疲労試験片（１３ｍｍ×８０ｍｍＬ、中央部に３ｍｍＶノッチ）を作製し、応力比０．１の正弦波で１Ｈｚの周波数で４点曲げの低サイクル疲労試験を実施した。表４には、５００回強度を記載した。
式（２）を満たす実施例３７〜７６は、実施例７７、７８に比べ面疲労強度が高い。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％を含有し、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％を含有する実施例５７〜７８は、ＴｉとＢを含有しない実施例３７〜５６に比べ低サイクル疲労に優れることがわかる。
Figure 0005482971
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Claims (7)

  1. 化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．０１５〜０．３％、Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％を含有し、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２５％以下に制限され、残部が鉄と不可避的不純物からなる、熱間圧延したままの鋼線材・棒鋼であって、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの領域の平均硬さＨＶ０．２に対して２０ＨＶ０．２以上高い表層領域の表面からの深さｄ（ｍｍ）が下記（１）式を満足し、前記表層領域の鋼組織が、フェライト分率が面積率で１０％以下で、残部がマルテンサイト、ベイナイト、およびパーライトのうちの１種または２種以上であり、表面からの深さが断面半径Ｒ×０．５（ｍｍ）から中心までの鋼組織がフェライト−パーライトまたはフェライト−ベイナイトであり、表面に付着しているスケールを除去した時の円周方向の表面粗さＲａが４μｍ以下である、冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼。０．５≧ｄ／Ｒ≧０．０３・・・（１）
  2. 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、およびＢ：０．００３５％以下のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼線材・棒鋼。
  3. 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲｅｍ：０．０１５％以下のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼線材・棒鋼。
  4. 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：１．０％以下、およびＷ：１．０％以下のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
  5. 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０１５０％以下、Ｓｎ：２．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｔｅ：０．２％以下、Ｂｉ：０．５％以下、およびＰｂ：０．５％以下のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
  6. 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、下記式（２）を満たす、請求項１〜５のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
    ３１Ｓｉ＋１５Ｍｎ＋２３Ｃｒ＋２６Ｍｏ＋１００Ｖ≧５５ 式（２）
  7. 鋼の化学成分が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％を含有する、請求項１〜６のいずれかに記載の鋼線材・棒鋼。
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