JP5576785B2 - Steel material excellent in cold forgeability and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品の製造に用いられる冷間鍛造用鋼材に関し、特に球状化焼鈍後の変形抵抗が低く冷間鍛造性に優れた特性を有する鋼材、およびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to a steel material for cold forging used in the manufacture of various parts such as automobile parts and construction machine parts, and in particular, a steel material having a low deformation resistance after spheroidizing annealing and excellent cold forgeability, And a manufacturing method thereof.

鋼材の冷間鍛造は、生産性が高いことから幅広い分野で利用されている。例えば自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたっては、炭素鋼、合金鋼などの熱間圧延材に冷間鍛造性を付与する目的で球状化焼鈍処理を施してから、冷間鍛造を行い、その後切削加工などを施すことによって所定の形状に成形した後、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われている。   Cold forging of steel is used in a wide range of fields because of its high productivity. For example, when manufacturing various parts such as automobile parts and construction machine parts, a spheroidizing annealing treatment is performed for the purpose of imparting cold forgeability to hot rolled materials such as carbon steel and alloy steel, and then cooling. After the forging is performed and then formed into a predetermined shape by performing cutting or the like, the final strength adjustment is performed by quenching and tempering.

近年は部品形状が複雑化・大型化する傾向にあり、それに伴って冷間鍛造される鋼材は、局部的に激しい変形を受けるために、変形能が低いと材料割れによる不良が発生しやすく、また変形抵抗が高いと工具ダイスや金型に過度な負荷がかかって破損するなど工具寿命が短くなるという問題が生じる。こうしたことから、冷間鍛造用鋼には、変形抵抗の低減と変形能の向上に優れた特性(冷間鍛造性)が求められている。   In recent years, the shape of parts tends to become complicated and large, and the steel that is cold forged accordingly undergoes severe deformation locally, so if the deformability is low, defects due to material cracking are likely to occur, Further, when the deformation resistance is high, there arises a problem that the tool life is shortened, for example, the tool die or the die is damaged due to excessive load. For these reasons, cold forging steel is required to have excellent properties (cold forgeability) in reducing deformation resistance and improving deformability.

球状化焼鈍処理によって鋼材の冷間鍛造性向上を図る技術として例えば特許文献1には、フェライト粒径を15μm以下に微細化すると共に、球状セメンタイトの個数密度を増加(1mm2当りの球状セメンタイト個数=1.0×106×C含有量(%)個以上)させることによって、粗大なセメンタイトに起因する成形割れを低減して冷間加工性の向上を図る技術が提案されている。しかしながらこの技術では、球状セメンタイトの個数密度を増加させているために、セメンタイトの分散強化によって変形抵抗の上昇を招くことから、強度の軟質化の観点では不十分である。 As a technique for improving the cold forgeability of steel by spheroidizing annealing, for example, Patent Document 1 discloses that the ferrite grain size is refined to 15 μm or less and the number density of spherical cementite is increased (the number of spherical cementites per mm 2). = 1.0 × 10 6 × C content (%) or more) to reduce cold cracking caused by coarse cementite and improve cold workability has been proposed. However, in this technique, since the number density of spherical cementite is increased, deformation resistance is increased by dispersion strengthening of cementite, so that it is insufficient from the viewpoint of softening strength.

また特許文献2には、B添加鋼(B:0.0003〜0.007%)を用いて、フェライトと球状炭化物からなる金属組織とすると共に、フェライトの結晶粒度を8以上、球状炭化物の個数を抑える(1mm2当りの球状炭化物の個数=1.5×106個×C含有量(%)個以下)ことによって、軟質化を図る技術が提案されている。しかしながらこの技術で対象となる鋼材はB添加鋼であって、通常のJIS規定の成分組成とは異なっているため適用範囲が限定されており、しかも製造条件も低温圧延が必要となるため圧延機への負荷が増大するという問題がある。またこの特許文献2の金属組織はラメラーパーライトを多く含むが、ラメラーパーライトに起因して変形抵抗上昇、変形能低下という問題が生じる。 Further, Patent Document 2 uses B-added steel (B: 0.0003 to 0.007%) to form a metal structure composed of ferrite and spherical carbide, and has a ferrite grain size of 8 or more and the number of spherical carbides. A technique for softening is proposed by suppressing the above (number of spherical carbide per 1 mm 2 = 1.5 × 10 6 × C content (%) or less). However, the steel material that is the subject of this technology is B-added steel, and its application range is limited because it differs from the usual component composition of JIS regulations, and the production conditions also require low-temperature rolling, so a rolling mill There is a problem that the load on the vehicle increases. Moreover, although the metal structure of this patent document 2 contains many lamellar perlites, the problem of an increase in deformation resistance and a decrease in deformability occurs due to lamellar perlite.

特開2009−275250号公報JP 2009-275250 A 特開2001−11575号公報JP 2001-11575 A

本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は、変形抵抗の低減と共に変形能の向上を図り、優れた冷間鍛造性を発揮できる鋼材、およびその製造方法を提供することにある。   The present invention has been made paying attention to such circumstances, and its purpose is to reduce the deformation resistance and improve the deformability, and to provide a steel material capable of exhibiting excellent cold forgeability, and a method for producing the same. It is to provide.

上記目的を達成し得た本発明は、C:0.15〜0.6%(質量%の意味、化学成分について以下同じ)、Si:0.05〜0.6%、Mn:0.1〜1.5%、P:0.05%以下(0%を含まない)、S:0.001〜0.05%、Cr:0.01〜0.5%、Al:0.01〜0.1%、N:0.01%以下(0%を含まない)を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は95面積%以上であると共に、前記セメンタイトの90%以上のアスペクト比が3以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心間距離が1.5μm以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が5〜20μmであることに要旨を有する冷間鍛造性に優れた鋼材である。   The present invention that has achieved the above-mentioned object is as follows: C: 0.15-0.6% (meaning mass%, the same applies to chemical components), Si: 0.05-0.6%, Mn: 0.1 -1.5%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.001-0.05%, Cr: 0.01-0.5%, Al: 0.01-0 0.1%, N: 0.01% or less (not including 0%), the balance being iron and unavoidable impurities, and the steel metal structure has cementite and ferrite, The total area ratio of cementite and ferrite is 95 area% or more, the aspect ratio of 90% or more of the cementite is 3 or less, and the average center-to-center distance of the cementite is 1.5 μm or more, and The gist is that the average grain size of ferrite is 5 to 20 μm. It is a steel material with excellent cold forgeability.

更に他の元素として、Cu:0.25%以下(0%を含まない)、Ni:0.25%以下(0%を含まない)、およびMo:0.25%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有することも好ましい実施態様である。   Further, as other elements, Cu: 0.25% or less (not including 0%), Ni: 0.25% or less (not including 0%), and Mo: 0.25% or less (not including 0%) It is also a preferred embodiment to contain at least one element selected from the group consisting of:

また更に他の元素として、Ti:0.2%以下(0%を含まない)、Nb:0.2%以下(0%を含まない)、およびV:1.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有することも好ましい実施態様である。   Further, as other elements, Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (not including 0%), and V: 1.5% or less (including 0%) It is also a preferred embodiment to contain at least one element selected from the group consisting of:

更に他の元素として、Mg:0.02%以下(0%を含まない)、Ca:0.05%以下(0%を含まない)、Li:0.02%以下(0%を含まない)、およびREM:0.05%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有することも好ましい実施態様である。   Further, as other elements, Mg: 0.02% or less (not including 0%), Ca: 0.05% or less (not including 0%), Li: 0.02% or less (not including 0%) And REM: at least one element selected from the group consisting of 0.05% or less (excluding 0%) is also a preferred embodiment.

また本発明は、上記いずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、熱間加工処理した後、室温まで冷却し、その後、A1点〜A1点+50℃の温度域に昇温して、昇温後に前記A1点〜A1点+50℃の温度域で0〜1hr保持してから、前記A1点〜A1点+50℃の温度域からA1点−100℃〜A1点−30℃までの温度域を10〜200℃/hrの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を2回以上行った後、A1点〜A1点+30℃の温度域に昇温して前記A1点〜A1点+30℃の温度域で保持してから冷却するにあたり、昇温の際にA1点に達してからA1点〜A1点+30℃の温度域に保持した後に冷却する際、A1点に達するまでのA1点〜A1点+30℃の温度域滞在時間を10分 〜2時間とし、前記A1点〜A1点+30℃の温度域からのA1点−100℃〜A1点−20℃までの冷却温度域を10〜100℃/hrの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で10分〜5時間保持してから冷却することに要旨を有する冷間鍛造性に優れた鋼材の製造方法である。   In addition, the present invention provides a steel that satisfies any of the above-described component compositions after hot working, cooled to room temperature, and then heated to a temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. After the temperature, the temperature range from A1 point to A1 point + 50 ° C. is maintained for 0 to 1 hr, and the temperature range from the A1 point to A1 point + 50 ° C. to the A1 point−100 ° C. to A1 point−30 ° C. After performing the annealing process for cooling at an average cooling rate of 10 to 200 ° C./hr twice or more, the temperature is raised to a temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C., and in the temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C. When cooling after holding, when reaching A1 point at the time of temperature rise and then cooling after holding in the temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C, A1 point to A1 point + 30 ° C until reaching A1 point The residence time in the temperature range is 10 minutes to 2 hours, and the points A1 to A1 + 30 ° C. After cooling the cooling temperature range from the temperature range A1 point -100 ° C to A1 point -20 ° C at an average cooling rate of 10 to 100 ° C / hr, the temperature is maintained for 10 minutes to 5 hours in the cooling temperature range. It is a method for producing a steel material excellent in cold forgeability having a gist in cooling.

本発明によれば、鋼の成分組成を規定すると共に、鋼の金属組織の割合やセメンタイトのサイズや分散状態、フェライト結晶粒の大きさ等を適切に制御することによって、冷間鍛造性(変形抵抗と変形能)に優れた鋼材を提供できる。即ち、冷間鍛造性に優れた特性を有する本発明の鋼材は、変形抵抗が低減されているため、金型などの塑性加工用治工具の摩耗や破壊を抑制でき、また変形能が向上されているため、圧造加工時の割れの発生も抑制できる。本発明の鋼材は冷間鍛造用鋼線や棒材に好適である。   According to the present invention, the cold forgeability (deformation) is determined by appropriately controlling the steel composition ratio, cementite size and dispersion state, ferrite crystal grain size, etc. Steel materials with excellent resistance and deformability can be provided. That is, since the steel material of the present invention having excellent cold forgeability has reduced deformation resistance, it can suppress wear and breakage of jigs for plastic working such as dies, and the deformability is improved. Therefore, the occurrence of cracks during the forging process can also be suppressed. The steel material of the present invention is suitable for cold forging steel wires and rods.

本発明の球状化熱処理パターン(ヒートパターン)の概略説明図である。It is a schematic explanatory drawing of the spheroidization heat processing pattern (heat pattern) of this invention. 実施例における各鋼の変形抵抗と炭素当量との関係図である。It is a related figure of the deformation resistance of each steel in an Example, and a carbon equivalent.

本発明者らは鋼材の冷間鍛造性の改善を図るために、様々な角度から検討した。まず、鋼材の成分組成については、上記したようにB添加鋼が提案されているが、Bを添加すると焼入れ性が高くなって球状化熱処理を施すと、層状パーライトなど硬度の高い組織が形成されて変形抵抗が上昇してしまい冷間鍛造性を十分に向上させることが難しいことから、本発明ではBを添加しない成分組成を基本とした。   The present inventors studied from various angles in order to improve the cold forgeability of steel materials. First, as for the component composition of the steel material, B-added steel has been proposed as described above. However, when B is added, hardenability increases, and when spheroidizing heat treatment is applied, a structure with high hardness such as layered pearlite is formed. Therefore, the deformation resistance is increased and it is difficult to sufficiently improve the cold forgeability. Therefore, in the present invention, the basic composition is such that B is not added.

また鋼材の金属組織を適切に制御することが冷間鍛造性向上に有効であるとの考えに基づいて検討を重ねた。セメンタイトとフェライトの混合組織とすることが冷間鍛造性向上に有効であるが、特にフェライト粒径やセメンタイトのアスペクト比等も最適化することが冷間鍛造性を一層向上させる上で必要であることがわかった。金属組織に層状パーライトやベイナイト、マルテンサイトの割合が多くなると、鋼材の強度が上昇することがあることから、これら組織の割合を低くして鋼材の金属組織をセメンタイトとフェライトの混合組織とすることが冷間鍛造性を向上させるためには有効である。しかしセメンタイトとフェライトの混合組織とした場合であっても、セメンタイトの球状化が不十分であると、鋼材の強度を十分に低減できず、更にセメンタイトの球状化が図れたとしてもセメンタイトの分散状態によってはかえって析出強化が生じてしまうことから、セメンタイトの球状化の度合いや隣接するセメンタイトの距離を規定する必要がある。またフェライト結晶粒の大きさも冷間鍛造性に影響を及ぼし、結晶粒の大きさによってはかえって強度が上昇してしまうことから、フェライト結晶粒径のサイズを特定の範囲とする必要があることが分かった。さらに適切に上記金属組織を制御するには複数回加熱処理を行うことが有効であることも見出した。   In addition, investigations were repeated based on the idea that appropriate control of the metal structure of steel is effective in improving cold forgeability. Although it is effective to improve the cold forgeability by using a mixed structure of cementite and ferrite, it is particularly necessary to further optimize the cold forgeability by optimizing the ferrite grain size and the aspect ratio of the cementite. I understood it. If the ratio of lamellar pearlite, bainite, and martensite in the metal structure increases, the strength of the steel may increase, so the ratio of these structures should be reduced to make the steel microstructure a mixed structure of cementite and ferrite. Is effective for improving the cold forgeability. However, even when cementite and ferrite are mixed, if the cementite is not sufficiently spheroidized, the strength of the steel cannot be reduced sufficiently, and even if the cementite is spheroidized, the cementite is dispersed. In some cases, however, precipitation strengthening occurs, so it is necessary to define the degree of cementite spheroidization and the distance between adjacent cementites. In addition, the size of the ferrite crystal grain also affects the cold forgeability, and the strength increases depending on the size of the crystal grain. Therefore, it is necessary to set the ferrite crystal grain size within a specific range. I understood. Furthermore, it has also been found that it is effective to perform heat treatment a plurality of times in order to appropriately control the metal structure.

本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、フェライト、及びセメンタイトの面積率を適切に制御する点、セメンタイトの結晶粒のアスペクト比と隣接するセメンタイトの粒子間距離(平均重心間距離)を特定の範囲に制御する点、フェライトの平均結晶粒径を特定の範囲に制御する点、及び鋼材の化学成分組成を適切に制御する点に特徴を有している。またこのような鋼材を得るための本発明の製法は、熱間圧延後の圧延材に複数回の熱処理を加えると共に、熱処理時の加熱温度、冷却速度等を適切に制御する点に特徴を有している。以下、本発明について具体的に説明する。   The present invention has been made on the basis of the above-mentioned findings, in that the area ratio of ferrite and cementite is appropriately controlled, the aspect ratio of the cementite crystal grains and the distance between adjacent cementite particles (average distance between the center of gravity) Is characterized in that it is controlled within a specific range, the average grain size of ferrite is controlled within a specific range, and the chemical composition of the steel material is appropriately controlled. In addition, the production method of the present invention for obtaining such a steel material is characterized in that a heat treatment is performed a plurality of times on the rolled material after hot rolling, and the heating temperature and cooling rate during the heat treatment are appropriately controlled. doing. Hereinafter, the present invention will be specifically described.

まず、鋼の金属組織について説明する。   First, the metal structure of steel will be described.

金属組織:セメンタイトとフェライトを有すること
上記したように、セメンタイトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間鍛造性向上に寄与する金属組織である。もっとも上記したように単に球状化したセメンタイトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、並びにセメンタイトのアスペクト比、セメンタイトの平均重心間距離、及びフェライト結晶粒の平均粒径等も満足する必要がある。
Metal structure: Having cementite and ferrite As described above, cementite and ferrite are metal structures that contribute to improving cold forgeability by reducing the deformation resistance of steel. However, as described above, since the desired softening cannot be achieved simply by making the metal structure containing spheroidized cementite and ferrite, as described in detail below, the area ratio of the metal structure, as well as cementite. The aspect ratio, the average distance between the center of gravity of cementite, the average grain size of ferrite crystal grains, and the like must also be satisfied.

セメンタイトとフェライトの合計面積率:全組織に対して95面積%以上
本発明の鋼の冷間鍛造性向上効果は、金属組織をセメンタイトとフェライトの混合組織とすることによって発現するものである。このような効果を得るためには全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は95面積%以上、好ましくは97面積%以上、より好ましくは99面積%以上である。なお、セメンタイトとフェライト以外の金属組織には、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイトなどが含まれるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間鍛造性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は、更に好ましくは100面積%である。
Total area ratio of cementite and ferrite: 95 area% or more based on the entire structure The effect of improving the cold forgeability of the steel of the present invention is manifested by making the metal structure a mixed structure of cementite and ferrite. In order to obtain such an effect, the total area ratio of cementite and ferrite with respect to the entire structure is 95 area% or more, preferably 97 area% or more, more preferably 99 area% or more. Metal structures other than cementite and ferrite include, for example, martensite and bainite that can be produced in the manufacturing process. However, when the area ratio of these structures increases, the strength increases and cold forgeability deteriorates. Therefore, it may not be included at all. Therefore, the total area ratio of cementite and ferrite with respect to the entire structure is more preferably 100 area%.

なお、セメンタイトとフェライトの比率は特に限定されないが、おおむねセメンタイト:フェライト=2〜20:98〜80に制御することが好ましい。   In addition, the ratio of cementite and ferrite is not particularly limited, but it is preferable that the ratio is generally controlled to cementite: ferrite = 2-20: 98-80.

セメンタイトの90%以上のアスペクト比:3以下
セメンタイトは、アスペクト比(長径/短径)が3以下である必要がある。このアスペクト比が3よりも大きいと、強度を十分低減することが難しく、例えば界面で亀裂が発生して冷間鍛造時に割れが発生し易くなる。更に高ひずみ後の硬度上昇が顕著になり、金型などの塑性加工用治工具の寿命が低下する。アスペクト比は小さいほど良く、好ましいセメンタイトのアスペクト比は2.5以下、より好ましく2.0以下である。
Aspect ratio of 90% or more of cementite: 3 or less A cementite needs to have an aspect ratio (major axis / minor axis) of 3 or less. If this aspect ratio is larger than 3, it is difficult to sufficiently reduce the strength. For example, cracks are generated at the interface, and cracks are likely to occur during cold forging. Further, the increase in hardness after high strain becomes remarkable, and the life of jigs for plastic working such as dies is reduced. The smaller the aspect ratio, the better. The preferred cementite aspect ratio is 2.5 or less, more preferably 2.0 or less.

また全セメンタイト中に占めるアスペクト比が3以下のセメンタイトを多くすることによって、鋼材の硬さの低減が図れると共に、粗大なセメンタイト(アスペクト比3超)に起因する局部的な割れの発生を抑制できるので、冷間鍛造性が向上する。一方、アスペクト比が3よりも大きいセメンタイトが残存している場合は鋼材の軟質化、延性向上が不十分となる。こうした観点から、90%以上、好ましくは95%以上、より好ましくは97%以上のセメンタイトの大きさが、アスペクト比で3以下、好ましくは2.5以下とした。アスペクト比は個々のセメンタイトについて長径を求め、その長径の方向に直角な方向の径を短径とした場合における、長径/短径の比である。   Moreover, by increasing the cementite with an aspect ratio of 3 or less in the total cementite, the hardness of the steel can be reduced and the occurrence of local cracks due to coarse cementite (aspect ratio exceeding 3) can be suppressed. Therefore, the cold forgeability is improved. On the other hand, when cementite having an aspect ratio larger than 3 remains, the softening and ductility improvement of the steel material is insufficient. From this point of view, the cementite size of 90% or more, preferably 95% or more, more preferably 97% or more is set to 3 or less, preferably 2.5 or less in aspect ratio. The aspect ratio is the ratio of major axis / minor axis when the major axis is obtained for each cementite and the minor axis is the diameter perpendicular to the major axis direction.

なお、アスペクト比が3以下のセメンタイトであっても、極端に粗大なセメンタイトが存在すると冷間鍛造性を悪化させることがあるため、平均粒径が好ましくは0.05μm以上、より好ましくは0.1μm以上であって、好ましくは3.0μm以下、より好ましくは2.0μm以下であることが望ましい。セメンタイトの平均粒径は、画像解析にて個々のセメンタイトの面積を求め、それらの面積を有する真円の直径値の平均値として求められる。   Even if the cementite has an aspect ratio of 3 or less, the presence of extremely coarse cementite may deteriorate the cold forgeability, so the average particle size is preferably 0.05 μm or more, more preferably 0.00. It is 1 μm or more, preferably 3.0 μm or less, more preferably 2.0 μm or less. The average particle diameter of cementite is obtained as an average value of diameter values of perfect circles having the areas of individual cementites obtained by image analysis.

セメンタイトの平均重心間距離:1.5μm以上
上記したようにセメンタイトのアスペクト比を小さくすることは、冷間鍛造性向上に有効であるが、隣接するセメンタイト間の距離が近すぎると、鋼材を十分に軟質化できない。したがって隣接するセメンタイトの平均重心間距離を1.5μm以上とする。好ましくは1.7μm以上、より好ましくは1.9μm以上とするのがよい。このように適切に平均重心間距離を確保して隣接するセメンタイト粒同士を互いに独立させておくことで、冷間鍛造性が改善される。一方、セメンタイトの平均重心間距離が離れすぎていても効果が飽和するため、好ましい上限は10μm以下、より好ましく8μm以下である。
The average distance between the center of gravity of cementite: 1.5μm or more As mentioned above, reducing the aspect ratio of cementite is effective for improving cold forgeability, but if the distance between adjacent cementites is too close, the steel will be sufficient. Cannot be softened. Therefore, the distance between the average centers of gravity of adjacent cementite is set to 1.5 μm or more. The thickness is preferably 1.7 μm or more, more preferably 1.9 μm or more. Thus, the cold forgeability is improved by appropriately securing the distance between the center of gravity and keeping adjacent cementite grains independent of each other. On the other hand, since the effect is saturated even if the average distance between the center of gravity of the cementite is too far, the preferable upper limit is 10 μm or less, more preferably 8 μm or less.

なお、平均重心間距離は画像解析において(1)接続する線は他の画像上を通らない、(2)接続する線が交差する場合は短い方の線を残すという制約の下で隣接する画像(セメンタイト粒)の重心を直線で結びその線分の長さを測定し、その平均した値である。この際、測定対象となるセメンタイトは、金属組織に含まれる全セメンタイトのうち、最短距離で隣接するセメンタイト間の距離であり、測定対象はアスペクト比が3以下のセメンタイトに限定されない。   The average center-of-gravity distance is determined based on the image analysis (1) the connected lines do not pass on other images, and (2) the adjacent lines are constrained to leave the shorter line when the connecting lines intersect. The center of gravity of (cementite grains) is connected by a straight line, the length of the line segment is measured, and the average value is obtained. At this time, the cementite to be measured is a distance between adjacent cementites at the shortest distance among all cementites contained in the metal structure, and the measurement object is not limited to cementite having an aspect ratio of 3 or less.

フェライトの平均結晶粒径:5〜20μm
フェライトの平均結晶粒径が大きすぎると、軟質化が図れず、変形能が低下するため十分な冷間鍛造性を確保できない。したがってフェライトの平均結晶粒径は20μm以下、より好ましく18μm以下、更に好ましくは16μm以下である。一方、フェライトの平均結晶粒径が微細化し過ぎるとかえって強度が高くなる可能性があること、また、5μm未満の粒径とすることは製造条件的にも難しいことから、本発明においては5μm以上とした。好ましくは7μm以上、より好ましくは9μm以上とする。
Average crystal grain size of ferrite: 5 to 20 μm
If the average crystal grain size of ferrite is too large, softening cannot be achieved and the deformability decreases, so that sufficient cold forgeability cannot be ensured. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is 20 μm or less, more preferably 18 μm or less, and still more preferably 16 μm or less. On the other hand, if the average crystal grain size of ferrite is too fine, the strength may be increased, and it is difficult to make the grain size less than 5 μm in terms of manufacturing conditions. It was. The thickness is preferably 7 μm or more, more preferably 9 μm or more.

冷間鍛造性に優れた特性を有する本発明の鋼は、上記鋼の金属組織を満足するだけでなく、鋼の化学成分組成も満足することが必要である。   The steel of the present invention having properties excellent in cold forgeability is required not only to satisfy the metal structure of the steel but also to satisfy the chemical composition of the steel.

C:0.15〜0.6%
Cは、冷間鍛造後の製品強度を確保するために必要な元素であり、0.15%以上含有させることによって、部品として必要な強度を確保できる。Cは、好ましくは0.20%以上、より好ましく0.25%以上である。しかしC量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。したがってC量は0.6%以下とする。C量は、好ましくは0.55%以下であり、より好ましくは0.50%以下である。
C: 0.15-0.6%
C is an element necessary for ensuring the product strength after cold forging. By containing 0.15% or more, C can ensure the strength necessary for a part. C is preferably 0.20% or more, more preferably 0.25% or more. However, if the amount of C is excessive, the steel becomes too hard and cold forgeability deteriorates. Therefore, the C content is 0.6% or less. The amount of C is preferably 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.

Si:0.05〜0.6%
Siは、脱酸元素として作用し、また固溶体硬化によって製品強度を確保するために必要な元素である。Siが少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。したがってSiは、0.05%以上、好ましくは0.06%以上、より好ましくは0.07%以上とする。しかしSi量が過剰になると、鋼の強度が過度に高くなり冷間鍛造性が劣化する。したがってSiは、0.6%以下、好ましくは0.55%以下、より好ましくは0.50%以下とする。
Si: 0.05-0.6%
Si acts as a deoxidizing element and is an element necessary for ensuring product strength by solid solution hardening. When there is too little Si, deoxidation will become inadequate and it will become easy to generate | occur | produce a gas defect at the time of melting. Therefore, Si is 0.05% or more, preferably 0.06% or more, more preferably 0.07% or more. However, when the amount of Si becomes excessive, the strength of the steel becomes excessively high and the cold forgeability deteriorates. Therefore, Si is 0.6% or less, preferably 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.

Mn:0.1〜1.5%
Mnは、焼入れ性を向上させて製品強度を向上させるのに必要な元素であり、0.1%以上、好ましくは0.12%以上、より好ましくは0.15%以上とする。しかしMnが過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて過剰にベイナイトが生成したり、マルテンサイトが生成し易くなり、強度が上昇して冷間鍛造性が劣化する。したがってMnは、1.5%以下、好ましくは1.2%以下、より好ましくは1.0%以下とする。
Mn: 0.1 to 1.5%
Mn is an element necessary for improving the hardenability and improving the product strength, and is 0.1% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more. However, when Mn is excessive, the hardenability is excessively improved and bainite is excessively generated or martensite is easily generated, the strength is increased, and the cold forgeability is deteriorated. Therefore, Mn is 1.5% or less, preferably 1.2% or less, more preferably 1.0% or less.

P:0.05%以下(0%を含まない)
Pは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、P量が過剰になると粒界偏析を起こし、延性劣化原因となるので、できるだけ低減する必要がある。したがってPは、0.05%以下、好ましくは0.045%以下、より好ましくは0.040%以下とする。なお、P量を0%とすることは工業的に困難である。
P: 0.05% or less (excluding 0%)
P is an impurity element inevitably contained in the steel. If the amount of P is excessive, grain boundary segregation occurs and causes ductile deterioration, so it is necessary to reduce it as much as possible. Therefore, P is 0.05% or less, preferably 0.045% or less, more preferably 0.040% or less. In addition, it is industrially difficult to make P amount 0%.

S:0.001〜0.05%
Sは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中のMnと結合してMnS介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素であり、0.001%以上、好ましくは0.003%以上、より好ましくは0.005%以上とする。しかしS量が過剰になると、MnS系介在物量が増大し、延性劣化原因となるので、出来るだけ低減する必要がある。したがってSは、0.05%以下、好ましくは0.045%以下、より好ましくは0.040%以下とする。
S: 0.001 to 0.05%
S is an impurity inevitably contained in the steel, but is an element that effectively acts to improve the machinability of the steel by combining with Mn in the steel to form MnS inclusions. 001% or more, preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more. However, when the amount of S becomes excessive, the amount of MnS inclusions increases and causes ductile deterioration, so it is necessary to reduce it as much as possible. Therefore, S is 0.05% or less, preferably 0.045% or less, more preferably 0.040% or less.

Cr:0.01〜0.5%
Crは、鋼の焼入れ性を高め、製品強度を向上させるために有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Crは0.01%以上、好ましくは0.03%以上、より好ましくは0.05%以上である。しかし、Cr量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間鍛造性を劣化させることから、Cr量は0.5%以下、好ましくは0.45%以下、より好ましくは0.40%以下である。
Cr: 0.01 to 0.5%
Cr is an element that effectively acts to enhance the hardenability of the steel and improve the strength of the product. In order to exhibit such an effect, Cr is 0.01% or more, preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more. However, if the Cr amount is excessive, the strength becomes too high and the cold forgeability deteriorates, so the Cr amount is 0.5% or less, preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less. It is.

Al:0.01〜0.1%
Alは、脱酸剤として有用であると共に、AlはNと結合してAlNを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。また、Alは、脱酸剤としても作用する。こうした効果を発揮させるためには、Alは、0.01%以上、好ましくは0.015%以上、より好ましくは0.020%以上とする。しかしAlが過剰になると、Al23が過剰に生成して冷間鍛造性を劣化させる。したがってAlは0.1%以下、好ましくは0.090%以下、より好ましくは0.080%以下とする。
Al: 0.01 to 0.1%
Al is useful as a deoxidizing agent, and Al is an element that binds to N and precipitates AlN to prevent the crystal grains from growing abnormally during processing and reducing the strength. Al also acts as a deoxidizer. In order to exhibit such an effect, Al is 0.01% or more, preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more. However, when Al is excessive, Al 2 O 3 is excessively generated and the cold forgeability is deteriorated. Therefore, Al is 0.1% or less, preferably 0.090% or less, more preferably 0.080% or less.

N:0.01%以下(0%を含まない)
Nは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中に固溶Nが含まれていると、ひずみ時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間鍛造性が劣化する。したがってNは、0.01%以下、好ましくは0.009%以下、より好ましくは0.008%以下とする。
N: 0.01% or less (excluding 0%)
N is an impurity inevitably contained in the steel, but if solid solution N is contained in the steel, the hardness increases due to strain aging and the ductility decreases, and the cold forgeability deteriorates. Therefore, N is 0.01% or less, preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.

本発明に係る鋼の成分組成は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素(例えば、B、As、Sb、Snなど)の混入が許容される。   The component composition of the steel according to the present invention is as described above, and the balance is iron and inevitable impurities. As inevitable impurities, mixing of trace elements (for example, B, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed.

また、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素として、Cu、Ni、Mo、Ti、Nb、V、Mg、Ca、Li、及びREMなどを積極的に含有させてもよい。   In addition, Cu, Ni, Mo, Ti, Nb, V, Mg, Ca, Li, REM, and the like may be actively included as other elements within a range not impairing the effects of the present invention.

Cu:0.25%以下(0%を含まない)、Ni:0.25%以下(0%を含まない)、及びMo:0.25%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Cu、Ni、及びMoは、焼入れ性を向上させると共に、製品強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、Cu、Ni、及びMoは夫々好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.08%以上である、更に好ましくは0.10%以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、強度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。したがってCu、Ni、及びMoは夫々0.25%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.22%以下、更に好ましくは0.20%以下である。なお、Cu、Ni、及びMoは、夫々、単独で含有させてもよいし、2種以上を含有させてもよく、また2種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
Selected from the group consisting of Cu: 0.25% or less (not including 0%), Ni: 0.25% or less (not including 0%), and Mo: 0.25% or less (not including 0%) At least one kind of element Cu, Ni, and Mo are elements that effectively act to improve the hardenability and the product strength. Such an effect increases as the content of these elements increases, but in order to effectively exhibit, Cu, Ni, and Mo are each preferably 0.05% or more, more preferably 0.08% or more. More preferably, it is 0.10% or more. However, if it is contained excessively, the supercooled structure is excessively generated, the strength becomes too high, and the cold forgeability is lowered. Therefore, Cu, Ni, and Mo are each preferably 0.25% or less. More preferably, it is 0.22% or less, More preferably, it is 0.20% or less. In addition, Cu, Ni, and Mo may each be contained independently, and may contain 2 or more types, and the content in the case of containing 2 or more types is arbitrary in the above range. The amount is sufficient.

Ti:0.2%以下(0%を含まない)、Nb:0.2%以下(0%を含まない)、及びV:1.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ti、Nb、Vは、Nと結合して化合物(窒化物)を形成し、鋼中の固溶N量を低減させて、変形抵抗低減効果が得られる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ti、Nb、Vは夫々、好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.06%以上、更に好ましくは0.08%以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、窒化物量が増加し、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性が劣化するため、Ti、Nbは夫々好ましくは0.2%以下、より好ましくは0.18%以下、更に好ましくは、0.15%以下であり、Vは好ましくは1.5%以下、より好ましくは1.3%以下、更に好ましくは1.0%以下である。なお、Ti、Nb、およびVは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる2種以上を含有させてもよい。
Selected from the group consisting of Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (not including 0%), and V: 1.5% or less (not including 0%) At least one kind of element Ti, Nb, V is an element that combines with N to form a compound (nitride) and reduce the amount of solute N in the steel, thereby obtaining an effect of reducing deformation resistance. In order to exhibit such an effect, Ti, Nb, and V are each preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more, and further preferably 0.08% or more. However, if these elements are contained excessively, the amount of nitride increases, the deformation resistance increases, and the cold forgeability deteriorates. Therefore, Ti and Nb are each preferably 0.2% or less, more preferably 0.8. 18% or less, more preferably 0.15% or less, and V is preferably 1.5% or less, more preferably 1.3% or less, and still more preferably 1.0% or less. In addition, Ti, Nb, and V may be contained independently and may contain 2 or more types chosen arbitrarily.

Mg:0.02%以下(0%を含まない)、Ca:0.05%以下(0%を含まない)、Li:0.02%以下(0%を含まない)、およびREM:0.05%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Mg、Ca、Li、及びREMは、MnS等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、Mg、Ca、Li及びREMは夫々好ましくは0.0001%以上、より好ましくは0.0005%以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、Mg及びLiは夫々好ましくは0.02%以下、より好ましくは0.018%以下、更に好ましくは0.015%以下、CaとREMは夫々好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.045%以下、更に好ましくは0.040%以下である。なお、Ca、Mg、Li、およびREMは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる2種以上を含有させてもよい。
Mg: 0.02% or less (not including 0%), Ca: 0.05% or less (not including 0%), Li: 0.02% or less (not including 0%), and REM: 0.0. At least one element selected from the group consisting of 05% or less (excluding 0%) Mg, Ca, Li, and REM spheroidize sulfide compound inclusions such as MnS and improve the deformability of steel It is an effective element to make it. Such an action increases as the content thereof increases. However, in order to exhibit the effect effectively, Mg, Ca, Li and REM are each preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more. However, even if contained excessively, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, Mg and Li are each preferably 0.02% or less, more preferably 0.018% or less, and still more preferably 0.00. 015% or less, Ca and REM are each preferably 0.05% or less, more preferably 0.045% or less, and still more preferably 0.040% or less. In addition, Ca, Mg, Li, and REM may be contained independently and may contain 2 or more types chosen arbitrarily.

なお、上記したように本願発明ではBを添加しないことを前提とするが、Bは不可避的に不純物として混入する場合もある。B含有量が多くなると冷間鍛造性を悪化させることから、Bは出来るだけ少ない方がよく、不可避的に混入するような場合があったとしても、その上限は0.0003%未満とする。Bは好ましくは0.0002%以下、より好ましくは0.0001%以下とする。   As described above, in the present invention, it is assumed that B is not added, but B may be inevitably mixed as an impurity. If the B content increases, the cold forgeability deteriorates. Therefore, it is better that B is as small as possible. Even if it is inevitably mixed, the upper limit is made less than 0.0003%. B is preferably 0.0002% or less, more preferably 0.0001% or less.

上記金属組織を有する鋼材を得るには、熱間圧延後、複数回の熱処理を行うと共に、熱処理条件を適切に制御することが有効である。   In order to obtain a steel material having the metal structure, it is effective to perform heat treatment a plurality of times after hot rolling and appropriately control the heat treatment conditions.

上記本発明の鋼材は、上記成分組成を満足する鋼を、熱間加工処理した後、室温まで一旦冷却してから、熱処理を行う。具体的な熱処理条件は、室温からA1点〜A1点+50℃の温度域に昇温して、昇温後に前記A1点〜A1点+50℃の温度域で0〜1hr保持してから、前記A1点〜A1点+50℃の温度域からA1点−100℃〜A1点−30℃までの温度域を10〜200℃/hrの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を2回以上行った後、A1点〜A1点+30℃の温度域に昇温して前記A1点〜A1点+30℃の温度域で保持してから冷却するにあたり、昇温の際にA1点に達してからA1点〜A1点+30℃の温度域に保持した後に冷却する際、A1点に達するまでのA1点〜A1点+30℃の温度域滞在時間を10分〜2時間とし、前記A1点〜A1点+30℃の温度域からのA1点−100℃〜A1点−20℃までの冷却温度域を10〜100℃/hrの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で10分〜5時間保持してから更に冷却することによって製造できる。   The steel material of the present invention is subjected to a heat treatment after hot working the steel satisfying the above component composition and then cooling it to room temperature. The specific heat treatment condition is that the temperature is raised from room temperature to the temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C., and after the temperature rise, the temperature is maintained in the temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. for 0 to 1 hr. After performing the annealing process which cools the temperature range from a point-A1 point +50 degreeC to the temperature range from A1 point -100 degreeC-A1 point -30 degreeC with the average cooling rate of 10-200 degreeC / hr 2 times or more, A1 When the temperature is raised to the point A1 to the point + 30 ° C. and the temperature is kept at the point A1 to the point A1 + 30 ° C. and then cooled, the point A1 to the point A1 after the point A1 is reached during the temperature rise. When cooling after holding in the temperature range of + 30 ° C., the stay in the temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C. until reaching the A1 point is 10 minutes to 2 hours, and the temperature range of the A1 point to A1 point + 30 ° C. The cooling temperature range from A1 point to -100 ° C to A1 point to -20 ° C from 10 to 10 ° C ° C. / After cooling at an average cooling rate of hr, can be prepared by further cooling was held in the cooling temperature range 10 minutes to 5 hours.

特に上記金属組織を満足する鋼とするには、熱間加工後の熱処理条件を適切に制御することが望ましい。以下、本発明の熱処理条件を図1を参照にしながら説明するが、本発明の熱処理パターンは図1に限定されず、適宜変更することができる。例えば図1では1回目の焼鈍処理をA1点〜A1点+30℃の範囲で行い、2回目の焼鈍処理をA1点〜A1点+50℃の範囲で行っているが、これに限定されず、本発明の範囲内(A1点〜A1点+50℃)で変化させることができる。また図1では1回目の焼鈍後、直ちに2回目の焼鈍を行っているが、これに限定されず、1回目と2回目の焼鈍間隔は例えば0〜2時間の範囲内で制御することもできる。   In particular, in order to obtain a steel that satisfies the above metal structure, it is desirable to appropriately control the heat treatment conditions after hot working. Hereinafter, the heat treatment conditions of the present invention will be described with reference to FIG. 1, but the heat treatment pattern of the present invention is not limited to FIG. 1 and can be changed as appropriate. For example, in FIG. 1, the first annealing treatment is performed in the range of A1 point to A1 point + 30 ° C., and the second annealing treatment is performed in the range of A1 point to A1 point + 50 ° C., but the present invention is not limited to this. It can be changed within the range of the invention (A1 point to A1 point + 50 ° C.). In FIG. 1, the second annealing is performed immediately after the first annealing. However, the present invention is not limited to this, and the first and second annealing intervals can be controlled within a range of 0 to 2 hours, for example. .

本発明で規定する熱処理は、上記成分組成を満足する鋼を熱間加工処理した後に施すものであるが、熱間加工処理条件は特に限定されず、所望の温度(例えば800〜1300℃程度)で加工を施せばよい。   The heat treatment specified in the present invention is performed after hot working steel that satisfies the above component composition, but the hot working conditions are not particularly limited, and a desired temperature (for example, about 800 to 1300 ° C.). You just have to process it.

熱間加工後の鋼材(ここで鋼材の温度は室温である)をA1点〜A1点+50℃の温度域に加熱する(図1中、1)。鋼材を上記温度域に加熱(昇温速度は例えば30℃/hr〜100℃/hr)することによって、層状セメンタイトを溶解させて分断しつつ、該セメンタイトを部分的に残存させることができる。この残存セメンタイトが核となって球状化したセメンタイトを成長させることができ、またアスペクト比が大きいセメンタイト(層状セメンタイト、棒状パーライト)の析出を防ぎつつ粒子間距離(平均重心間距離)を大きくすることができる。加熱温度がA1点よりも低いと層状セメンタイトを十分に溶解・分断することができないため、アスペクト比の大きいセメンタイトが残存して硬度が高くなってしまう。一方、A1点+50℃を超えて加熱すると、セメンタイトが全て溶けてしまうため、球状セメンタイトの核となるセメンタイトがなく、所望のアスペクト比の球状セメンタイトが得られなくなると共に、続く冷却によって層状セメンタイトが析出して強度が高くなってしまう。またフェライトの結晶粒径も大きくなり過ぎる。好ましい加熱温度はA1点+5℃以上、より好ましくはA1点+10℃以上であって、好ましくはA1点+40℃以下、より好ましくはA1点+30℃以下である。   The steel material after hot working (here, the temperature of the steel material is room temperature) is heated to a temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. (1 in FIG. 1). By heating the steel material in the above temperature range (heating rate is 30 ° C./hr to 100 ° C./hr, for example), the cementite can be partially left while dissolving and dividing the layered cementite. This residual cementite can be used as a nucleus to grow spheroidized cementite and to increase the distance between particles (average distance between the center of gravity) while preventing the precipitation of cementite (layered cementite, rod-like pearlite) with a large aspect ratio. Can do. When the heating temperature is lower than the A1 point, the layered cementite cannot be sufficiently dissolved and divided, so that cementite having a large aspect ratio remains and the hardness becomes high. On the other hand, when heating exceeds the point A1 + 50 ° C., all cementite dissolves, so there is no cementite as the core of spherical cementite, and spherical cementite with a desired aspect ratio cannot be obtained, and layered cementite is precipitated by subsequent cooling. As a result, the strength is increased. Also, the crystal grain size of ferrite becomes too large. A preferable heating temperature is A1 point + 5 ° C. or higher, more preferably A1 point + 10 ° C. or higher, preferably A1 point + 40 ° C. or lower, more preferably A1 point + 30 ° C. or lower.

続いて加熱された昇温後の鋼材を該温度域(A1点〜A1点+50℃)で0分〜1hr保持する(図1中、2)。ここで保持するとは、当該温度域において、略同一の温度を維持する時間をいい、昇温後から冷却開始までの期間をいう(図1中、H)。当該温度域で鋼材を保持することによって、セメンタイトの溶解・分断を促進できる。保持時間が長すぎるとセメンタイトの溶解が進みすぎてしまい、アスペクト比3以下の球状セメンタイトが得られなくなることがある。したがって保持時間は1hr以下、好ましくは50分以下、より好ましく40分以下とする。保持時間の下限は特に限定されず、上記加熱によって層状のセメンタイトが十分に溶解・分断して、球状セメンタイトの核となる程度に残存していれば一定時間保持することなく、昇温後、保持することなく直ちに後記する冷却を行ってもよい。したがって保持時間の下限は0分であるが、好ましくは0.5分以上、より好ましく1分以上である。なお、鋼材をA1点+30℃〜A1点+50℃の温度範囲に加熱する場合は、セメンタイトが溶解し易い温度域であるため、保持時間が長いとセメンタイトが溶解し過ぎてしまい、アスペクト比3以下のセメンタイトを得ることが難しくなることから、保持時間は20分以下、より好ましくは15分以下とすることが望ましい。   Subsequently, the heated steel material after being heated is held in the temperature range (A1 point to A1 point + 50 ° C.) for 0 minute to 1 hour (2 in FIG. 1). “Holding” here refers to the time for maintaining substantially the same temperature in the temperature range, and refers to the period from the temperature rise to the start of cooling (H in FIG. 1). By holding the steel material in the temperature range, it is possible to promote the dissolution and fragmentation of cementite. If the holding time is too long, the dissolution of cementite proceeds too much, and spherical cementite with an aspect ratio of 3 or less may not be obtained. Therefore, the holding time is 1 hr or less, preferably 50 minutes or less, more preferably 40 minutes or less. The lower limit of the holding time is not particularly limited, and if the layered cementite is sufficiently dissolved and divided by the above heating and remains to the extent that it becomes a core of spherical cementite, it is held for a certain period of time without being held for a certain period of time. You may perform the cooling mentioned later immediately without doing. Therefore, the lower limit of the holding time is 0 minute, preferably 0.5 minute or more, more preferably 1 minute or more. In addition, when heating the steel material to a temperature range of A1 point + 30 ° C. to A1 point + 50 ° C., since the cementite is in a temperature range in which it is easy to dissolve, if the holding time is long, the cementite is excessively dissolved, and the aspect ratio is 3 or less. Since it is difficult to obtain cementite, the holding time is desirably 20 minutes or less, more preferably 15 minutes or less.

次に上記温度域(A1点〜A1点+50℃)から、A1点−100℃〜A1点−30℃までの温度域を10〜200℃/hrの平均冷却速度で冷却する(図1中、3)。上記温度域からA1点−100℃〜A1点−30℃の温度域まで冷却することによって上記加熱によって残留したセメンタイトへ固溶Cを凝集させて、球状化したセメンタイトを成長させることができる。この際、平均冷却速度が速すぎると、セメンタイトが成長するよりも、むしろ層状セメンタイトが再析出するため望ましくない。したがって平均冷却速度を200℃/hr以下とする。好ましい平均冷却速度は100℃/hr以下、より好ましい平均冷却速度は80℃/hr以下である。一方、平均冷却速度が遅すぎるとフェライト粒径が粗大化すると共に、処理に時間がかかりすぎるため望ましくない。したがって平均冷却速度は10℃/hr以上、好ましくは15℃/hr以上、より好ましくは20℃/hr以上である。   Next, the temperature range from the temperature range (A1 point to A1 point + 50 ° C.) to A1 point −100 ° C. to A1 point −30 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 to 200 ° C./hr (in FIG. 1, 3). By cooling from the above temperature range to a temperature range of A1 point-100 ° C to A1 point-30 ° C, solid solution C is aggregated into the cementite remaining by the heating, and spheroidized cementite can be grown. At this time, if the average cooling rate is too high, layered cementite is reprecipitated rather than growing cementite, which is not desirable. Therefore, an average cooling rate shall be 200 degrees C / hr or less. A preferable average cooling rate is 100 ° C./hr or less, and a more preferable average cooling rate is 80 ° C./hr or less. On the other hand, if the average cooling rate is too slow, the ferrite grain size becomes coarse and the treatment takes too much time, which is not desirable. Therefore, the average cooling rate is 10 ° C./hr or more, preferably 15 ° C./hr or more, more preferably 20 ° C./hr or more.

本発明では上記条件での熱処理を2回以上行う必要がある(図1中、1、2、3と、1’、2’、3’で2回を表す)。1回だけの熱処理では層状セメンタイトを十分に溶解・分断できず、また得られる球状セメンタイトのアスペクト比は3を超えて大きいままであるため、強度低下が不十分である。また隣接する球状セメンタイト間の平均重心間距離も十分に広げることができず、更にフェライト粒径も大きいままであるため、所望の冷間鍛造性が得られない。上記熱処理を複数回行うと、加熱によってセメンタイトが溶けて徐々にサイズダウンしていき、特に微細化された球状セメンタイトは加熱の度に溶けて消失するため、平均重心間距離を大きくすることができる。また適切な冷却速度で冷却することによって、固溶Cの凝集によって球状セメンタイトが成長するため、所望の比率のアスペクト比が得られるようになる。更にフェライト径も所望の範囲の大きさとすることができる。なお、複数回行う熱処理は、本発明で規定する範囲内であれば夫々異なる条件で熱処理を行ってもよい。   In the present invention, it is necessary to perform heat treatment under the above conditions twice or more (in FIG. 1, 1, 2, 3 and 1 ', 2', 3 'represent two times). A single heat treatment cannot sufficiently dissolve and divide the layered cementite, and the aspect ratio of the obtained spherical cementite remains larger than 3, so that the strength is not sufficiently lowered. In addition, the distance between the average centers of gravity between adjacent spherical cementites cannot be sufficiently increased, and the ferrite grain size remains large, so that the desired cold forgeability cannot be obtained. When the above heat treatment is performed a plurality of times, the cementite melts by heating and gradually decreases in size, especially the refined spherical cementite melts and disappears with each heating, so the average distance between the centers of gravity can be increased. . Further, by cooling at an appropriate cooling rate, spherical cementite grows by agglomeration of solute C, so that an aspect ratio with a desired ratio can be obtained. Further, the ferrite diameter can be set in a desired range. Note that the heat treatment performed a plurality of times may be performed under different conditions as long as they are within the range specified in the present invention.

上記熱処理の繰り返し回数は特に限定されず、目的の金属組織を得ることができるように行えばよい。ただし、球状化熱処理材の軟質化を更に進めるには、繰り返し回数は好ましくは3回以上、より好ましくは4回以上である。一方、繰り返し回数が多すぎると効果が飽和することがあるため、好ましくは80回以下、より好ましくは60回以下である。   The number of repetitions of the heat treatment is not particularly limited, and may be performed so as to obtain a target metal structure. However, in order to further promote softening of the spheroidized heat treatment material, the number of repetitions is preferably 3 times or more, more preferably 4 times or more. On the other hand, since the effect may be saturated when the number of repetitions is too large, it is preferably 80 times or less, more preferably 60 times or less.

上記熱処理を複数回行った後(最終熱処理以外の上記複数回の熱処理をまとめて前段熱処理ということがある)、最終熱処理としてA1点〜A1点+30℃の温度域に加熱する。最終加熱処理は上記前段熱処理と同様にセメンタイトのアスペクト比や平均重心間距離、フェライトの結晶粒径等の金属組織制御を目的として行うものである。すなわち、これら金属組織は上記前段熱処理によって既に望ましい状態になっているものの、規定範囲を外れるセメンタイトのアスペクト比や平均重心間距離、フェライトの平均結晶粒径等が存在するため、これらを本発明で規定する所定の範囲に制御する目的で、熱処理条件をより厳密に制御して最終熱処理を行う。   After the heat treatment is performed a plurality of times (the heat treatment other than the final heat treatment may be collectively referred to as a pre-stage heat treatment), the final heat treatment is performed in a temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C. The final heat treatment is performed for the purpose of controlling the microstructure of cementite, such as the aspect ratio of cementite, the distance between the average centers of gravity, and the crystal grain size of ferrite, as in the previous heat treatment. That is, although these metal structures are already in a desirable state by the above-described heat treatment, there are cementite aspect ratios and average center-of-gravity distances outside the specified range, average crystal grain size of ferrite, etc. For the purpose of controlling within the prescribed range, the final heat treatment is performed by more strictly controlling the heat treatment conditions.

まず上記前段熱処理後、鋼材をA1点〜A1点+30℃の温度域まで加熱する(図1中、10)。最終熱処理における加熱温度がA1点よりも低いと不要なセメンタイトを十分に溶解することができずに残存するため、セメンタイトの平均重心間距離を所望の範囲とすることが難しくなる。一方、A1点+30℃を超えて加熱すると、前段加熱処理で形成したセメンタイトが溶けてしまい、所望のアスペクト比のセメンタイトが得られなくなる。好ましい加熱温度はA1点+5℃以上、より好ましくはA1点+10℃以上であって、好ましくはA1点+25℃以下、より好ましくはA1点+20℃以下である。   First, after the pre-stage heat treatment, the steel material is heated to a temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C. (10 in FIG. 1). If the heating temperature in the final heat treatment is lower than the A1 point, unnecessary cementite cannot be sufficiently dissolved and remains, so it is difficult to make the average distance between the center of gravity of the cementite within a desired range. On the other hand, if heating exceeds the point A1 + 30 ° C., the cementite formed by the previous heat treatment is melted, and cementite having a desired aspect ratio cannot be obtained. A preferable heating temperature is A1 point + 5 ° C. or higher, more preferably A1 point + 10 ° C. or higher, preferably A1 point + 25 ° C. or lower, more preferably A1 point + 20 ° C. or lower.

またA1点に達してから上記温度域(A1点〜A1点+30℃)で保持して再びAl点を下回る温度になるまでの鋼材滞在時間は10分〜2時間とする(図1中、H2とRで示される太線部分が滞在時間対象領域である)。上記温度域(A1点〜A1点+30℃)での滞在時間(A1点→A1点〜A1点+30℃→A1点)が10分より短いと、微細なセメンタイトが十分に溶解されず、平均重心間距離を十分に大きくすることが難しくなる。一方上記温度域での滞在時間が2時間を超えると、セメンタイトの多くが溶解してしまい、その後の冷却時に層状セメンタイトなどアスペクト比の大きいセメンタイトが析出し易くなり、またフェライトの結晶粒径が粗大化してしまうため、所望の冷間鍛造性が得られなくなる。滞在時間は好ましくは15分以上、より好ましくは20分以上、好ましくは1.5時間以下、より好ましくは60分以下である。   Also, the steel staying time from reaching the A1 point to maintaining the temperature range (A1 point to A1 point + 30 ° C.) and again below the Al point is 10 minutes to 2 hours (in FIG. 1, H2 And the bold line part indicated by R is the stay time target area). If the staying time (A1 point → A1 point to A1 point + 30 ° C → A1 point) in the above temperature range (A1 point to A1 point + 30 ° C.) is shorter than 10 minutes, fine cementite is not sufficiently dissolved, and the average center of gravity It becomes difficult to make the distance sufficiently large. On the other hand, if the residence time in the above temperature range exceeds 2 hours, most of the cementite is dissolved, and cementite having a large aspect ratio such as layered cementite is likely to precipitate during subsequent cooling, and the crystal grain size of ferrite is coarse. Therefore, the desired cold forgeability cannot be obtained. The residence time is preferably 15 minutes or more, more preferably 20 minutes or more, preferably 1.5 hours or less, more preferably 60 minutes or less.

なお、上記温度域での保持時間(A1〜A1+30℃の温度域での保持時間、図1中、H2で示す部分)は特に限定されず、上記温度域での滞在時間が10分〜2時間となる範囲であればよい。   In addition, the holding time in the above temperature range (the holding time in the temperature range of A1 to A1 + 30 ° C., the portion indicated by H2 in FIG. 1) is not particularly limited, and the stay time in the above temperature range is 10 minutes to 2 hours. As long as it is within the range.

上記A1点〜A1点+30℃の温度域で保持した後、A1点−100℃〜A1点−20℃まで冷却する(図1中、30)。この際、冷却速度によっては層状セメンタイトが析出したり、微細なセメンタイトが多数析出して平均重心間距離が短くなって硬度が上昇することがある。したがって球状セメンタイトの成長を促す観点から冷却速度を適切に制御する必要がある。平均冷却速度が100℃/hrを超えると球状セメンタイトの成長が不十分となる。また平均冷却速度が10℃/hrを下回ると粗大なフェライトが析出する。したがって、平均冷却速度は10〜100℃/hrの範囲内に制御することとした。好ましくは15℃/hr以上、より好ましくは20℃/hr以上、好ましくは80℃/hr以下、より好ましくは60℃/hr以下である。   After holding in the temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C., it is cooled to A1 point−100 ° C. to A1 point−20 ° C. (30 in FIG. 1). At this time, depending on the cooling rate, layered cementite may precipitate, or a lot of fine cementite may precipitate to shorten the average distance between the center of gravity and increase the hardness. Therefore, it is necessary to appropriately control the cooling rate from the viewpoint of promoting the growth of spherical cementite. When the average cooling rate exceeds 100 ° C./hr, the growth of spherical cementite becomes insufficient. On the other hand, when the average cooling rate is less than 10 ° C./hr, coarse ferrite precipitates. Therefore, the average cooling rate is controlled within the range of 10 to 100 ° C./hr. It is preferably 15 ° C./hr or more, more preferably 20 ° C./hr or more, preferably 80 ° C./hr or less, more preferably 60 ° C./hr or less.

平均冷却温度をA1点−100℃〜A1点−20℃までとしたのは、この温度域まで上記平均冷却速度で冷却することによって、固溶Cを凝集させてセメンタイトの成長を促進できるからである。   The reason for setting the average cooling temperature from A1 point to -100 ° C to A1 point to -20 ° C is that, by cooling to this temperature range at the above average cooling rate, solid solution C can be agglomerated to promote the growth of cementite. is there.

そして鋼材を上記温度域(A1点−100℃〜A1点−20℃)において10分〜5時間保持する(図1中、40の箇所であり、H3で示される太線部分)。上記温度域で一定時間保持することによって、より一層多くの固溶Cをセメンタイトに凝集させて、上記所望のアスペクト比のセメンタイトの割合を90%以上とできるからである。保持時間が短すぎる場合、このような効果を得ることができず、また冷却後に硬度が上昇してしまう。したがって保持時間は10分以上、好ましくは20分以上、更に好ましくは30分以上とする必要がある。一方、保持時間が長すぎても得られる効果が飽和することから、5時間以下とする。好ましくは4時間以下、より好ましくは3時間以下、更に好ましくは2時間以下である。   And steel materials are hold | maintained in the said temperature range (A1 point-100 degreeC-A1 point-20 degreeC) for 10 minutes-5 hours (In FIG. 1, it is a 40 part and the thick line part shown by H3). This is because by maintaining the temperature in the temperature range for a certain period of time, a larger amount of solid solution C can be aggregated into cementite, and the ratio of cementite having the desired aspect ratio can be 90% or more. If the holding time is too short, such an effect cannot be obtained, and the hardness increases after cooling. Accordingly, the holding time needs to be 10 minutes or longer, preferably 20 minutes or longer, more preferably 30 minutes or longer. On the other hand, even if the holding time is too long, the effect obtained is saturated, so the time is 5 hours or less. Preferably it is 4 hours or less, More preferably, it is 3 hours or less, More preferably, it is 2 hours or less.

上記A1点−100℃〜A1点−20℃の温度域で上記所定時間保持した後、鋼材を冷却する。冷却条件としては、空気中で放冷(特に温度制御などを行わない)するなどして鋼材の温度を室温など所望の温度に低下させればよい(図1中、50)。ここで放冷とは、おおむね平均冷却速度が5〜20℃/sの範囲内で冷却することをいう。   After holding the said predetermined time in the temperature range of said A1 point-100 degreeC-A1 point-20 degreeC, steel materials are cooled. As a cooling condition, the temperature of the steel material may be lowered to a desired temperature such as room temperature by allowing it to cool in air (particularly temperature control is not performed) (50 in FIG. 1). Here, the term “cooling” refers to cooling within a range where the average cooling rate is generally 5 to 20 ° C./s.

上記最終熱処理は必須工程であるので、本発明では図1に示したように少なくとも前段熱処理(2回以上)と最終熱処理を合わせて3回の加熱処理が行われる。そして上記一連の熱処理を施すことによって鋼の金属組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率を95面積%以上とすることができると共に、セメンタイトの90%以上のアスペクト比が3以下であって、且つセメンタイトの平均重心間距離が1.5μm以上であり、更にフェライトの平均結晶粒径が5〜20μmである鋼材を得ることができる。   Since the final heat treatment is an indispensable step, in the present invention, as shown in FIG. 1, the heat treatment is performed at least three times including at least the preceding heat treatment (two times or more) and the final heat treatment. By performing the above series of heat treatments, the total area ratio of cementite and ferrite to the steel metal structure can be 95% by area or more, the aspect ratio of 90% or more of the cementite is 3 or less, and the cementite A steel material having an average center-to-center distance of 1.5 μm or more and an average crystal grain size of ferrite of 5 to 20 μm can be obtained.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

下記表1に示す化学成分組成の鋼(残部は鉄および不可避不純物)20kgを真空誘導炉で溶解してインゴットに鋳造し、該インゴットを1200℃に熱間鍛造してビレットを得てから冷却した。続いてビレットを900℃に加熱した後、熱間鍛造して直径17mmの丸棒としてから空冷した。得られた丸棒を下記表2に示す条件で球状化焼鈍処理を行って試験片を作製した。   20 kg of steel having the chemical composition shown in Table 1 below (the balance is iron and inevitable impurities) was melted in a vacuum induction furnace and cast into an ingot. The ingot was hot forged to 1200 ° C. to obtain a billet and then cooled. . Subsequently, the billet was heated to 900 ° C. and then hot forged to form a round bar having a diameter of 17 mm and then air-cooled. The obtained round bar was subjected to spheroidizing annealing under the conditions shown in Table 2 below to prepare a test piece.

得られた試験片について下記試験に基づいて金属組織、及び金属組織の面積割合、アスペクト比3以下のセメンタイトの割合、セメンタイトの平均重心間距離、フェライト平均結晶粒径、変形抵抗について調べた。結果を表3、4に示す。   Based on the following test, the obtained test piece was examined for the metal structure, the area ratio of the metal structure, the ratio of cementite having an aspect ratio of 3 or less, the average distance between the center of gravity of cementite, the average crystal grain size of ferrite, and the deformation resistance. The results are shown in Tables 3 and 4.

(金属組織の観察)
上記各試験片について、下記に示す手順で金属組織、及び金属組織の面積割合を測定した。
(Observation of metal structure)
About each said test piece, the metal structure and the area ratio of the metal structure were measured in the procedure shown below.

球状化焼鈍後の各試験片を、(長手方向(圧延方向)に対して垂直に切断、縦断面が観察できるよう樹脂に埋め込んでから)、D/4位置(Dは線材直径)で該切断面をナイタール腐食し、光学顕微鏡で観察した結果、今回の実施例で作成した試料は全てほぼ100%がセメンタイトとフェライトであることを確認した。   Each test piece after spheroidizing annealing (cut perpendicularly to the longitudinal direction (rolling direction), embedded in resin so that the longitudinal section can be observed), and cut at D / 4 position (D is the wire diameter) As a result of nitriding the surface and observing with an optical microscope, it was confirmed that almost 100% of the samples prepared in this example were cementite and ferrite.

(球状セメンタイトのアスペクト比)
上記金属組織の観察と同様に試験片を垂直に切断した後、樹脂に埋め込んでからエメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨した。その後ピクラールでエッチングした後、試験片の鏡面研磨面を電界放射型走査電子顕微鏡(FE−SEM:観察倍率は組織サイズに応じて2000〜5000倍で観察・画像撮影した。任意の10箇所で観察を行い、各観察箇所の写真を撮影した。撮影した画像を画像解析装置(Media Cybernetics社製:Image−Pro Plus)を使って画像の解析を行い、球状セメンタイトのアスペクト比を求めると共に、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合を求めた。
(Aspect ratio of spherical cementite)
In the same manner as in the observation of the metal structure, the test piece was cut vertically, embedded in a resin, and then the cut surface was mirror-polished by emery paper, diamond buffing, or electrolytic polishing. Then, after etching with picral, the mirror-polished surface of the specimen was observed and imaged at a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: observation magnification was 2000 to 5000 times depending on the tissue size. A photograph of each observation point was taken and the image was analyzed using an image analyzer (Media Cybernetics: Image-Pro Plus) to determine the aspect ratio of spherical cementite and the aspect ratio. The proportion of spherical cementite of 3 or less was determined.

(球状セメンタイトの平均重心間距離)
上記と同様にして試験片を鏡面研磨して、2000〜5000倍で10視野について写真撮影を行い、画像解析によって平均重心間距離を求めて平均化した。
(Average distance between center of gravity of spherical cementite)
The test piece was mirror-polished in the same manner as described above, photographed for 10 fields of view at 2000 to 5000 times, and the average distance between the center of gravity was obtained by image analysis and averaged.

(フェライトの粒径)
上記の金属組織の観察と同じ測定領域(縦断面のD/4位置)において、画像解析装置により、フェライト粒度番号Nを比較法(JIS G0552「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」)によって求め、下記式から粒径Dαを求めた。
α=0.254/[2(N-1)/2]×100
(Grain size of ferrite)
In the same measurement region (D / 4 position in the longitudinal section) as in the observation of the above metal structure, the ferrite grain size number N is obtained by a comparative method (JIS G0552 “Ferrite grain size test method for steel”) using an image analysis device. The particle diameter was determined from the equation.
D α = 0.254 / [2 (N−1) / 2 ] × 100

(圧縮試験による変形抵抗)
上記各試験片から直径10mm×長さ15mm円柱状の圧縮試験片を切り出して、室温下で端面高速圧縮試験を行って測定した。圧縮時における歪速度は10s-1とし、圧縮率は70%とし、70%での鋼の変形抵抗値を測定した。また70%圧縮後に各試験片に割れが生じているか目視で確認した。
(Deformation resistance by compression test)
A cylindrical compression test piece having a diameter of 10 mm and a length of 15 mm was cut out from each of the test pieces and subjected to an end face high-speed compression test at room temperature for measurement. The strain rate during compression was 10 s −1 , the compression rate was 70%, and the deformation resistance value of the steel at 70% was measured. Further, it was visually confirmed whether or not cracks occurred in each test piece after 70% compression.

上記結果より、本発明の要件を満足する表3、4のNo.16〜27、31〜43、53、54は変形抵抗が低減されており、割れも発生することなく、優れた冷間鍛造性を有していた。一方で本発明の要件を満足しない例では以下の様な不具合を有していた。   From the above results, No. in Tables 3 and 4 satisfying the requirements of the present invention. Nos. 16 to 27, 31 to 43, 53 and 54 had reduced cold resistance, and had excellent cold forgeability without causing cracks. On the other hand, examples that do not satisfy the requirements of the present invention have the following problems.

本発明の製造条件(加熱温度、保持温度、冷却速度などの熱処理条件)を満足しないNo.1〜15、28〜30、44〜52、55、56では、本発明で規定する金属組織の要件(面積率、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合、球状セメンタイトの平均重心間距離、フェライト粒径)を満足せず、変形抵抗に劣った。   No. which does not satisfy the production conditions of the present invention (heating conditions such as heating temperature, holding temperature, cooling rate). 1-15, 28-30, 44-52, 55, 56, the requirements of the metal structure defined in the present invention (area ratio, proportion of spherical cementite with an aspect ratio of 3 or less, average distance between center of gravity of spherical cementite, ferrite grains (Diameter) was not satisfied, and the deformation resistance was inferior.

詳細には、熱処理を1回しか行わなかったNo.1〜15では、アスペクト比が3以下の球状セメンタイトの割合が、25〜63%程度しか得られなかったため、変形抵抗が高かった。   In detail, No. which performed the heat processing only once. In 1-15, since the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was only about 25 to 63%, the deformation resistance was high.

本発明の成分組成を満足しないNo.28は、変形抵抗が高く、またNo.29、30では、本発明で規定する成分組成と金属組織の要件(アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合、セメンタイトの平均重心間距離)を満足せず、変形抵抗を満足しなかった。   No. which does not satisfy the component composition of the present invention. No. 28 has high deformation resistance. Nos. 29 and 30 did not satisfy the requirements of the component composition and metal structure specified in the present invention (the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less, the distance between the average centers of gravity of cementite) and the deformation resistance.

また複数回の熱処理を行った例のうち、No.44は、1回目の加熱後の冷却速度が本発明の規定を外れる300℃/hrでおこなった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、また球状セメンタイトの平均重心間距離が不十分であった。   Of the examples where the heat treatment was performed several times, No. No. 44 is an example in which the cooling rate after the first heating is 300 ° C./hr which is outside the scope of the present invention. In this example, the proportion of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of the spherical cementite was insufficient.

No.45は、熱処理時の加熱温度がA1点〜A1点+50℃の温度域を外れると共に、最終熱処理時の冷却速度が遅かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、また球状セメンタイトの平均重心間距離が不十分であった。またフェライト粒径が粗大化していた。   No. No. 45 is an example in which the heating temperature during the heat treatment deviates from the temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. and the cooling rate during the final heat treatment was slow. In this example, the proportion of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of the spherical cementite was insufficient. Moreover, the ferrite particle size was coarsened.

No.46は、最終熱処理時の加熱温度域(A1点〜A1点+30℃)での滞在時間が短く(8分)、また冷却速度が速すぎた例である。この例では、球状化セメンタイトの平均重心間距離が不十分であった。   No. No. 46 is an example in which the residence time in the heating temperature range (A1 point to A1 point + 30 ° C.) during the final heat treatment is short (8 minutes) and the cooling rate is too fast. In this example, the average distance between the center of gravity of the spheroidized cementite was insufficient.

No.47は、最終熱処理時の加熱温度域(A1点〜A1点+30℃)よりも高く、また該温度域での滞在時間が長かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、またフェライト粒径が粗大化していた。   No. No. 47 is an example in which the residence time in the temperature range is longer than the heating temperature range (A1 point to A1 point + 30 ° C.) at the time of the final heat treatment. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the ferrite grain size was coarsened.

No.48は、熱処理(前段熱処理)を1回しか行わずに最終熱処理を行っており、その際最終熱処理時の冷却速度が速かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。   No. No. 48 is an example in which the final heat treatment is performed without performing the heat treatment (pre-stage heat treatment) only once, and the cooling rate during the final heat treatment is high. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of spherical cementite was insufficient.

No.49は、最終熱処理時の加熱温度域での滞在時間が長く、冷却後の温度域(A1点−100℃〜A1点−20℃)での保持時間が短かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。   No. No. 49 is an example in which the residence time in the heating temperature range during the final heat treatment is long and the holding time in the temperature range after cooling (A1 point−100 ° C. to A1 point−20 ° C.) is short. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of spherical cementite was insufficient.

No.50は、熱処理時の加熱温度がA1点〜A1点+50℃の温度域よりも低かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。   No. 50 is an example in which the heating temperature during the heat treatment was lower than the temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of spherical cementite was insufficient.

No.51は、熱処理時の冷却温度がA1点−100℃〜A1点−20℃の温度域よりも高かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。   No. No. 51 is an example in which the cooling temperature during the heat treatment was higher than the temperature range of A1 point−100 ° C. to A1 point−20 ° C. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of spherical cementite was insufficient.

No.52は、最終熱処理時冷却後の温度域(A1点−100℃〜A1点−20℃)での保持時間が短かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。   No. No. 52 is an example in which the holding time in the temperature range after cooling at the time of final heat treatment (A1 point−100 ° C. to A1 point−20 ° C.) was short. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low, and the average distance between the center of gravity of spherical cementite was insufficient.

No.55は、最終熱処理時の加熱温度域での滞在時間が短く、また冷却速度が速すぎた例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低くかった。   No. No. 55 is an example in which the residence time in the heating temperature range during the final heat treatment is short and the cooling rate is too fast. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low.

No.56は、熱処理(前段熱処理)を1回しか行わずに最終熱処理を行っており、その際最終熱処理時の冷却速度が速かった例である。この例では、アスペクト比3以下の球状セメンタイトの割合が低くかった。   No. No. 56 is an example in which the final heat treatment is performed without performing the heat treatment (pre-stage heat treatment) only once, and the cooling rate during the final heat treatment is high. In this example, the ratio of spherical cementite having an aspect ratio of 3 or less was low.

上記No.44〜52、55、56はいずれも変形抵抗が高かった。   No. above. 44-52, 55, and 56 all had high deformation resistance.

参考として上記実施例における各鋼の変形抵抗と炭素当量との関係について図2に示す。鋼材の成分(炭素当量)が異なると、基準となる変形抵抗の値も異なることから、成分(炭素当量)別の変形抵抗を図2で示した。図2に示されているように、本発明の鋼は変形抵抗が低くなっていることがわかる。なお、炭素当量(Ceq)は、「冷間鍛造用炭素鋼線材の変形抵抗と延性に関するデータシート」 Journal of the JSTP vol.27 no.304(1986−5) 第571頁図7記載の「C+1/5(Si+Mn)/%」に基づいて算出した値である。   For reference, FIG. 2 shows the relationship between the deformation resistance and carbon equivalent of each steel in the above examples. When the steel component (carbon equivalent) is different, the standard deformation resistance value is also different, so the deformation resistance by component (carbon equivalent) is shown in FIG. As shown in FIG. 2, it can be seen that the steel of the present invention has a low deformation resistance. Carbon equivalent (Ceq) is “data sheet on deformation resistance and ductility of carbon steel wire for cold forging” Journal of the JSTP vol. 27 no. 304 (1986-5) This is a value calculated based on “C + 1/5 (Si + Mn) /%” described in FIG. 7 on page 571.

Claims (5)

C:0.15〜0.6%(質量%の意味、化学成分について以下同じ)、
Si:0.05〜0.6%、
Mn:0.1〜1.5%、
P:0.05%以下(0%を含まない)、
S:0.001〜0.05%、
Cr:0.01〜0.5%、
Al:0.01〜0.1%、
N:0.01%以下(0%を含まない)
を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、
鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は95面積%以上であると共に、前記セメンタイトの90%以上のアスペクト比が3以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心間距離が1.5μm以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が5〜20μmであることを特徴とする冷間鍛造性に優れた鋼材。
C: 0.15-0.6% (meaning mass%, the same applies to chemical components below),
Si: 0.05 to 0.6%,
Mn: 0.1 to 1.5%
P: 0.05% or less (excluding 0%),
S: 0.001 to 0.05%,
Cr: 0.01 to 0.5%
Al: 0.01 to 0.1%,
N: 0.01% or less (excluding 0%)
And the balance consists of iron and inevitable impurities,
The steel metal structure has cementite and ferrite, the total area ratio of cementite and ferrite to the entire structure is 95 area% or more, the aspect ratio of 90% or more of the cementite is 3 or less, and A steel material excellent in cold forgeability, characterized in that the average center-to-center distance of cementite is 1.5 μm or more, and the average crystal grain size of the ferrite is 5 to 20 μm.
更に他の元素として、
Cu:0.25%以下(0%を含まない)、
Ni:0.25%以下(0%を含まない)、および
Mo:0.25%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項1に記載の鋼材。
As other elements,
Cu: 0.25% or less (excluding 0%),
2. The composition contains at least one element selected from the group consisting of Ni: 0.25% or less (not including 0%) and Mo: 0.25% or less (not including 0%). Steel materials described in 1.
更に他の元素として、
Ti:0.2%以下(0%を含まない)、
Nb:0.2%以下(0%を含まない)、および
V:1.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項1または2に記載の鋼材。
As other elements,
Ti: 0.2% or less (excluding 0%),
2. The composition contains at least one element selected from the group consisting of Nb: 0.2% or less (excluding 0%), and V: 1.5% or less (excluding 0%). Or the steel material of 2.
更に他の元素として、
Mg:0.02%以下(0%を含まない)、
Ca:0.05%以下(0%を含まない)、
Li:0.02%以下(0%を含まない)、および
REM:0.05%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼材。
As other elements,
Mg: 0.02% or less (excluding 0%),
Ca: 0.05% or less (excluding 0%),
2. At least one element selected from the group consisting of Li: 0.02% or less (not including 0%), and REM: 0.05% or less (not including 0%). The steel material in any one of -3.
請求項1〜4のいずれかに記載の鋼材の製造方法であって、
請求項1〜4のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、熱間加工処理した後、室温まで冷却し、その後、A1点〜A1点+50℃の温度域に昇温して、昇温後に前記A1点〜A1点+50℃の温度域で0〜1hr保持してから、前記A1点〜A1点+50℃の温度域からA1点−100℃〜A1点−30℃までの温度域を10〜200℃/hrの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を2回以上行った後、
A1点〜A1点+30℃の温度域に昇温して前記A1点〜A1点+30℃の温度域で保持してから冷却するにあたり、昇温の際にA1点に達してからA1点〜A1点+30℃の温度域に保持した後に冷却する際、A1点に達するまでの前記A1点〜A1点+30℃の温度域滞在時間を10分〜2時間とし、前記A1点〜A1点+30℃の温度域からのA1点−100℃〜A1点−20℃までの冷却温度域を10〜100℃/hrの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で10分〜5時間保持してから更に冷却することを特徴とする冷間鍛造性に優れた鋼材の製造方法。
It is a manufacturing method of the steel materials in any one of Claims 1-4,
The steel satisfying the component composition according to any one of claims 1 to 4 is hot-worked, cooled to room temperature, and then heated to a temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. After the temperature, the temperature range from A1 point to A1 point + 50 ° C. is maintained for 0 to 1 hr, and the temperature range from the A1 point to A1 point + 50 ° C. to the A1 point−100 ° C. to A1 point−30 ° C. After performing the annealing process which cools with the average cooling rate of 10-200 degreeC / hr twice or more,
When the temperature is raised from the A1 point to the A1 point + 30 ° C. and is cooled after being held in the temperature range of the A1 point to the A1 point + 30 ° C., the A1 point to the A1 after reaching the A1 point during the temperature rise. When cooling after maintaining in the temperature range of the point + 30 ° C., the residence time in the temperature range from the A1 point to the A1 point + 30 ° C. until reaching the A1 point is 10 minutes to 2 hours, and the A1 point to the A1 point + 30 ° C. After cooling the cooling temperature range from the temperature range A1 point -100 ° C to A1 point -20 ° C at an average cooling rate of 10 to 100 ° C / hr, the temperature is maintained for 10 minutes to 5 hours in the cooling temperature range. A method for producing a steel material excellent in cold forgeability characterized by further cooling.
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JP5972823B2 (en) * 2013-04-08 2016-08-17 株式会社神戸製鋼所 Manufacturing method of steel for cold forging
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