JP5704717B2 - Machine structural steel for cold working, method for producing the same, and machine structural parts - 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機械構造用部品の製造に用いられる冷間加工用機械構造用鋼に関し、特に球状化焼鈍後の変形抵抗が低く冷間加工性に優れた特性を有する鋼材、およびそのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法に関するものである。具体的には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品、例えば、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等の機械部品、伝送部品等に用いられる機械構造用線材および棒鋼を対象とし、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温および加工発熱領域における変形抵抗が低く、且つ金型や素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。 The present invention relates to a steel for machine work for cold working used in the manufacture of various machine structural parts such as automobile parts and construction machine parts, and particularly has low deformation resistance after spheroidizing annealing and excellent cold workability. And a useful method for producing such cold work machine structural steel. Specifically, various parts such as automobile parts and construction machine parts manufactured by cold working such as cold forging, cold forging, and cold rolling, such as bolts, screws, nuts, sockets, balls, etc. Joint, inner tube, torsion bar, clutch case, cage, housing, hub, cover, case, washer, tappet, saddle, bulg, inner case, clutch, sleeve, outer race, sprocket, core, stator, anvil, spider, Rocker arm, body, flange, drum, joint, connector, pulley, bracket, yoke, base, valve lifter, spark plug, pinion gear, steering shaft, common rail, etc. For the above machine structures Can exhibit room temperature and machining deformation resistance in the heating area is low, and cold workability of cracking of the dies and the material is excellent to be inhibited in the preparation of goods.
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加工性を付与する目的で球状化焼鈍処理を施してから、冷間加工を行い、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。 In manufacturing various parts such as automobile parts and construction machine parts, spheroidizing annealing treatment is applied to hot-rolled materials such as carbon steel and alloy steel to give cold workability, After forming and then forming into a predetermined shape by cutting or the like, a 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、それに伴って冷間加工工程では、鋼材を更に軟質化し、鋼材の割れの防止や金型寿命を向上させるという要求がある。鋼材を更に軟質化させるためには、より長時間の球状化焼鈍処理（例えば、２００時間の球状化焼鈍処理）を施すことによって軟質化は可能である。しかしながら、球状化焼鈍処理を長時間化することは、鋼材の生産性を著しく阻害し、コストを増加させるだけではなく、近年の地球環境保護のための省エネルギーの観点からも、その実施は困難である。 In recent years, the shape of parts tends to become complicated and large, and accordingly, in the cold working process, there is a demand for further softening the steel material, preventing cracking of the steel material and improving the die life. In order to further soften the steel material, it can be softened by performing a longer spheroidizing annealing treatment (for example, a spheroidizing annealing treatment of 200 hours). However, increasing the spheroidizing annealing time significantly hinders the productivity of steel materials and not only increases the cost, but also from the viewpoint of energy saving for the protection of the global environment in recent years. is there.
これまでにも、球状化焼鈍時間を短縮、或は球状化焼鈍処理を省略しても、通常の球状化焼鈍処理材と同等の軟質化を得る方法がいくつか提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、初析フェライトとパーライト組織を規定し、その平均粒径を６〜１５μｍとし、且つフェライト体積率を規定することによって、球状化焼鈍処理を迅速に行なえること、通常の球状化焼鈍処理材と同等の球状化度と耐割れ性が得られることが開示されている。しかしながら、この技術で規定される組織は、従来の球状化焼鈍処理材よりも微細であるため、通常の球状化熱処理（１０〜３０時間程度の熱処理）を行った場合よりも変形抵抗（室温および加工発熱領域における変形抵抗）が高くなってしまう懸念がある。また、組織が微細である分、球状化焼鈍処理中に部分的に組織サイズが変化し、硬さの変動が起こりやすくなるという問題も生じやすい。硬さの変動は、部分的な変形抵抗の増加（即ち、硬さのばらつき）を招き、冷間加工時の金型寿命を低下させる原因となる。 There have been proposed several methods for obtaining a softening equivalent to that of a normal spheroidizing annealing material even if the spheroidizing annealing time is shortened or the spheroidizing annealing process is omitted. As such a technique, for example, Patent Document 1 defines pro-eutectoid ferrite and pearlite structure, the average particle diameter thereof is set to 6 to 15 μm, and the volume fraction of ferrite can be specified, whereby the spheroidizing annealing treatment can be performed rapidly. In addition, it is disclosed that the degree of spheroidization and crack resistance equivalent to those of a normal spheroidizing annealing treatment material can be obtained. However, since the structure defined by this technique is finer than the conventional spheroidizing annealed material, the deformation resistance (room temperature and temperature) is higher than that when a normal spheroidizing heat treatment (heat treatment for about 10 to 30 hours) is performed. There is a concern that the deformation resistance in the processing heat generation region will increase. In addition, since the structure is fine, the structure size is partially changed during the spheroidizing annealing treatment, and the problem that the hardness is likely to fluctuate easily occurs. The variation in hardness causes a partial increase in deformation resistance (that is, variation in hardness), and causes a decrease in die life during cold working.
一方、特許文献２には、優れた冷間加工性を得るために、表層と芯部のフェライト粒度番号と転位セルサイズを規定することによって、圧延ままで冷間加工を可能にする技術が開示されている。この技術では、圧延ままであるために、組織はフェライトとパーライトとなり、球状化焼鈍後の組織と同等の耐割れ性が得られるものの、パーライトによる組織強化であるため、変形抵抗が高くなってしまうという欠点がある。また、こうした組織を有する鋼材を球状化焼鈍処理しても、転位セルによってセメンタイトの凝集が阻害されるため、軟質化が不十分となって変形抵抗を十分に下げることは困難である。 On the other hand, Patent Document 2 discloses a technology that enables cold working as it is rolled by defining ferrite grain size numbers and dislocation cell sizes of the surface layer and core in order to obtain excellent cold workability. Has been. In this technique, since it is still rolled, the structure becomes ferrite and pearlite, and crack resistance equivalent to the structure after spheroidizing annealing is obtained, but because the structure is strengthened by pearlite, the deformation resistance becomes high. There is a drawback. Further, even when the steel material having such a structure is subjected to spheroidizing annealing, the dislocation cells inhibit the cementite aggregation, so that the softening is insufficient and it is difficult to sufficiently reduce the deformation resistance.
以上のように、従来の技術はいずれも球状化焼鈍処理時間を短縮化するか、或は球状化焼鈍処理を省略するという観点からなされたものであり、これまでの球状化焼鈍材よりも更に軟質化を図るという技術ではない。また、素材をより軟質化しようとする場合には、例えば、非特許文献１に示されるように、球状化焼鈍処理時間を長時間化（徐冷速度を十分に遅く）するしか方法がないのが実情である。 As described above, all of the conventional techniques have been made from the viewpoint of shortening the spheroidizing annealing time or omitting the spheroidizing annealing process, and are further made than conventional spheroidizing materials. It is not a technology for softening. Further, in order to make the material softer, for example, as shown in Non-Patent Document 1, there is only a method of making the spheroidizing annealing time longer (the slow cooling rate is sufficiently slow). Is the actual situation.
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、これまで以上の軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼、およびこのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法、並びにこのような冷間加工用機械構造用鋼から得られる機械構造用部品を提供することにある。 The present invention has been made under such circumstances, and its purpose is for cold working that can achieve softening more than ever even when subjected to ordinary spheroidizing annealing. To provide a machine structural steel, a useful method for producing such a cold work machine structural steel, and a machine structural component obtained from such a cold work machine structural steel. is there.
上記目的を達成し得た本発明の冷間加工用機械構造用鋼とは、Ｃ：０．０５〜０．３％未満（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．１％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９５面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍである点に要旨を有するものである。尚、前記「平均円相当直径」とは、方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒を、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値である。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
The machine structural steel for cold working of the present invention that has achieved the above object is C: 0.05 to less than 0.3% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical composition), Si: 0.005 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1.1%, P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.001 to 0.03%, Al: 0.00. 01 to 0.1%, and N: 0.015% or less (excluding 0%), respectively, the balance is made of iron and inevitable impurities, the steel metal structure has pearlite and ferrite, The total area ratio of pearlite and ferrite with respect to the structure is 95% by area or more, and the area ratio A of ferrite satisfies A> Ae in relation to the Ae value represented by the following formula (1) and is adjacent. Bcc-Fe crystal grains surrounded by a large-angle grain boundary where the orientation difference between the two crystal grains is larger than 15 °. Hitoshi yen equivalent diameter and has a gist in that it is 15～35Myuemu. The “average equivalent circle diameter” is an average value of diameters (equivalent circle diameters) when ferrite crystal grains surrounded by large-angle grain boundaries having an orientation difference larger than 15 ° are converted into circles of the same area. It is.
Ae = (1.0−Ceq 1 ) × 96.75 (1)
However, Ceq 1 = [C] + 0.1 × [Si] + 0.06 × [Mn], and [C], [Si] and [Mn] are the contents (mass%) of C, Si and Mn, respectively. ).
本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分組成は、上記の通りであるが、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。 The basic chemical composition of the cold-working machine structural steel of the present invention is as described above, but if necessary, (a) Cr: 0.5% or less (excluding 0%), Cu : 0.25% or less (not including 0%), Ni: 0.25% or less (not including 0%), Mo: 0.25% or less (not including 0%), and B: 0.01 % Selected from the group consisting of% or less (not including 0%), (b) Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (including 0%) It is also useful to include one or more selected from the group consisting of 0.5% or less (not including 0%), and the like, and the characteristics of the steel material depending on the components contained Is further improved.
一方、上記のような本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当っては、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにすれば良い。 On the other hand, in manufacturing the steel for machine work for cold working of the present invention as described above, it is heated to a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1250 ° C. and finished at a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1100 ° C. Then, it is sufficient to cool to a temperature range of 640 to 680 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more and then cool for 20 seconds or more at an average cooling rate of 1 ° C./second or less.
また、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにしても、本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。 Also, after heating to a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1250 ° C. and finishing at a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1100 ° C., it is cooled to a temperature range of 750 to 800 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./second or more. Then, cooling to a temperature range of 640 to 680 ° C. at an average cooling rate of 0.10 ° C./second or more and further cooling for 20 seconds or more at an average cooling rate of 1 ° C./second or less is possible. Machine structural steel for cold working can be produced.
上記のような冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品では、硬さのばらつきも小さなものとなって、横断面における硬さの最大値と最小値の差が５Ｈｖ以下のものとなる。 Machine structural parts obtained through wire rods or steel bars using cold working machine structural steel as described above have small variations in hardness, and the maximum and minimum hardness values in the cross section The difference in value is 5 Hv or less.
本発明では、化学成分組成と共に、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率を規定し、フェライトの面積率Ａが所定の関係式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つフェライト結晶粒の平均円相当直径を適切に規定することによって、通常の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができる冷間加工用機械構造用鋼が実現でき、こうした冷間加工用機械構造用鋼は球状化焼鈍後の冷間加工性に優れたものとなる。 In the present invention, together with the chemical component composition, the total area ratio of pearlite and ferrite with respect to the entire structure is defined, and the area ratio A of ferrite satisfies A> Ae in relation to the Ae value represented by a predetermined relational expression, In addition, by appropriately defining the average equivalent circle diameter of the ferrite crystal grains, it is possible to realize a steel for machine structural use for cold working that can sufficiently reduce the hardness even when normal spheroidizing annealing is performed. Such a steel for machine structural use for cold working is excellent in cold workability after spheroidizing annealing.
本発明者らは、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、球状化焼鈍後における鋼の軟質化を図るためには、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒の粒径を比較的大きくし、且つ球状セメンタイトによる分散強化を低減するために、セメンタイトの粒子間距離をできるだけ大きくすることが重要であるとの着想が得られた。そして、球状化後の上記の様な組織を実現するためには、球状化焼鈍前の金属組織（以下、「前組織」と呼ぶことがある）を、パーライトとフェライトを主相とした上で、組織中のフェライトの面積率をできるだけ高め、且つ大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均円相当直径を比較的大きくすれば、球状化焼鈍後の硬さを最大限に低下できることを見出した。また、線材や棒鋼に加工したときに、横断面における硬さのばらつきを低減するためには、Ｃ含有量を比較的低くすることによって達成されることを見出し、本発明を完成した。 In order to realize a steel for machine structural use for cold working that can be softened by spheroidizing annealing even when subjected to ordinary spheroidizing annealing, the present inventors from various angles. investigated. As a result, in order to soften the steel after spheroidizing annealing, the size of the ferrite crystal grains after spheroidizing annealing is made relatively large, and in order to reduce dispersion strengthening by spherical cementite, cementite particles The idea was that it was important to make the distance as large as possible. In order to realize the above-described structure after spheroidization, the metal structure before spheroidizing annealing (hereinafter sometimes referred to as “pre-structure”) is made with pearlite and ferrite as main phases. It has been found that the hardness after spheroidizing annealing can be reduced to the maximum if the area ratio of ferrite in the structure is increased as much as possible and the average equivalent circle diameter of ferrite crystal grains surrounded by large-angle grain boundaries is made relatively large. It was. In addition, the present inventors have found that in order to reduce the variation in hardness in the cross section when processed into a wire rod or steel bar, it can be achieved by relatively low C content, and the present invention has been completed.
本発明で規定する各要件について説明する。 Each requirement prescribed | regulated by this invention is demonstrated.
［金属組織：パーライトとフェライトを有すること］
パーライトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したパーラ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、フェライト面積率Ａ、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径等も適切に制御する必要がある。
[Metal structure: Having pearlite and ferrite]
Pearlite and ferrite are metal structures that contribute to improving cold workability by reducing the deformation resistance of steel. However, since the desired softening cannot be achieved simply by making the metal structure containing spheroidized pearlite and ferrite, as described in detail below, the area ratio of this metal structure, the ferrite area ratio A, It is necessary to appropriately control the average particle size of the bcc-Fe crystal grains.
［パーラ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］
組織（前組織）にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上とする必要がある。フェライトは軟質相であるため、組織の軟質化に重要である。パーライトは硬質であるセメンタイトがラメラ状に配置された組織であり、球状化焼鈍処理中にセメンタイトが分解し、わずかに残存したセメンタイトを核として、球状セメンタイトとして粗大化する。パーライトのように、ある程度の大きさのセメンタイト同士が初期から近接することで球状セメンタイトを形成しやすくする。
[Total area ratio of pearlite and ferrite: 95 area% or more with respect to the entire structure]
When the structure (pre-structure) contains a fine structure such as bainite or martensite, even if general spheroidizing annealing is performed, the structure becomes fine due to the influence of bainite or martensite after spheroidizing annealing, and the structure is soft Will not be enough. From such a viewpoint, the total area ratio of pearlite and ferrite with respect to the entire structure needs to be 95 area% or more. Since ferrite is a soft phase, it is important for softening the structure. The pearlite is a structure in which hard cementite is arranged in a lamellar shape, and the cementite is decomposed during the spheroidizing annealing treatment, and becomes coarse as spherical cementite with the slightly remaining cementite as a nucleus. Like pearlite, cementite having a certain size is brought close to each other from the beginning to facilitate the formation of spherical cementite.
パーライトとフェライト以外の金属組織としては、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等が一部含まれることがあるが、これらの組織では、微細なセメンタイトが分散或はＣが固溶している状態であり、また周りの組織も微細になっているため、一般的（通常の）球状化焼鈍処理を行っても、球状化焼鈍後はマルテンサイトやベイナイトの影響で球状化焼鈍後の組織が微細となるだけでなく、微細であるセメンタイトは凝集に長時間を要するため、軟質化が不十分となる。そのため、パーライトとフェライトの合計面積率は、全組織に対して９５面積％以上とする必要があり、それ以外の組織は５面積％以下とする必要がある。パーライトとフェライトの合計面積率は、好ましくは９７面積％以上、より好ましくは９９面積％以上、最も好ましくは１００面積％である。 The metal structure other than pearlite and ferrite may include, for example, part of martensite and bainite that can be produced during the manufacturing process. In these structures, fine cementite is dispersed or C is dissolved. Since the surrounding structure is also fine, the structure after spheroidizing annealing is affected by martensite and bainite after spheroidizing annealing, even if general (normal) spheroidizing annealing is performed. Not only becomes fine, but fine cementite requires a long time for agglomeration, so that softening becomes insufficient. Therefore, the total area ratio of pearlite and ferrite needs to be 95 area% or more with respect to the entire structure, and other structures need to be 5 area% or less. The total area ratio of pearlite and ferrite is preferably 97 area% or more, more preferably 99 area% or more, and most preferably 100 area%.
［フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足する］
上記趣旨から明らかなように、前組織中のフェライトＡの面積率をできるだけ多くする必要がある。フェライトはＣを殆ど固溶しないため、パーライト部分にセメンタイトを凝集させると共に、セメンタイト同士の距離を近接させることができる。但し、鋼材中のＣ含有量によって、フェライト面積率は変化するため、Ｃ含有量に応じたフェライト面積率を計算する必要がある。
[Area ratio A of ferrite satisfies A> Ae in relation to the Ae value represented by the following formula (1)]
As is clear from the above purpose, it is necessary to increase the area ratio of ferrite A in the previous structure as much as possible. Since ferrite hardly dissolves C, cementite can be aggregated in the pearlite portion and the distance between the cementites can be made close. However, since the ferrite area ratio varies depending on the C content in the steel material, it is necessary to calculate the ferrite area ratio according to the C content.
本発明者らは、初析フェライトを平衡量まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡フェライト析出量は、（１．０−Ｃｅｑ1）×１２９で表されること、およびフェライト面積率Ａは、平衡析出量の７５％以上を確保できれば良いとの着想に基づき、最低限確保する必要があるフェライト量として下記（１）式で表されるＡｅ値を定めた。尚、フェライトの面積率Ａを測定するときのフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトは含まない趣旨である（初析フェライトのみ測定）。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
The present inventors have studied from the viewpoint of precipitating the pro-eutectoid ferrite up to the equilibrium amount, and based on the experiment, the equilibrium ferrite precipitation amount is represented by (1.0−Ceq 1 ) × 129, and the ferrite area ratio. Based on the idea that 75% or more of the equilibrium precipitation amount should be secured, A is defined as the Ae value represented by the following formula (1) as the ferrite amount that needs to be secured at the minimum. In addition, the ferrite when measuring the area ratio A of a ferrite is the meaning which does not contain the ferrite contained in a pearlite structure | tissue (only pro-eutectoid ferrite is measured).
Ae = (1.0−Ceq 1 ) × 96.75 (1)
However, Ceq 1 = [C] + 0.1 × [Si] + 0.06 × [Mn], and [C], [Si] and [Mn] are the contents (mass%) of C, Si and Mn, respectively. ).
即ち、フェライトの面積率Ａが、上記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足したときに、フェライト面積率を大きくすることによる効果が発揮されるものとなる。これに対し、フェライトの面積率Ａが、上記Ａｅ値以下となる場合（即ち、Ａ≦Ａｅ）には、球状化焼鈍後に新たな微細フェライトが析出しやすくなって、軟質化が不十分となる。また、フェライト面積率Ａが小さい状態で、フェライト結晶粒径を大きくすると（後述する）、再生パーライトが生成しやすくなり、十分な軟質化が困難となる。 That is, when the ferrite area ratio A satisfies A> Ae in relation to the Ae value expressed by the above formula (1), the effect of increasing the ferrite area ratio is exhibited. On the other hand, when the area ratio A of the ferrite is equal to or less than the above Ae value (that is, A ≦ Ae), new fine ferrite is likely to precipitate after spheroidizing annealing, and softening becomes insufficient. . Further, when the ferrite crystal grain size is increased (described later) in a state where the ferrite area ratio A is small, regenerated pearlite is likely to be generated, and sufficient softening becomes difficult.
［隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径：１５〜３５μｍ］
前組織におけるｂｃｃ（体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「フェライト平均粒径」と呼ぶことがある）を１５μｍ以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるフェライト平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、フェライト平均粒径は３５μｍ以下とする必要がある。フェライト平均粒径の好ましい下限は１８μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。フェライト平均粒径の好ましい上限は３２μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下である。
[Average equivalent circular diameter of bcc-Fe crystal grains surrounded by large-angle grain boundaries in which the orientation difference between two adjacent crystal grains is larger than 15 °: 15 to 35 μm]
When the average equivalent circle diameter of bcc (body-centered cubic lattice) -Fe crystal grains (hereinafter sometimes simply referred to as “ferrite average particle diameter”) in the previous structure is set to 15 μm or more, softening occurs after spheroidizing annealing. It becomes possible. However, if the average grain size of ferrite in the previous structure becomes too large, normal spheroidizing annealing results in a structure that increases the strength of regenerated pearlite and the like, and softening becomes difficult. Therefore, the average ferrite grain size must be 35 μm or less. There is. The minimum with a preferable average ferrite particle diameter is 18 micrometers or more, More preferably, it is 20 micrometers or more. The upper limit with a preferable average ferrite particle diameter is 32 micrometers or less, More preferably, it is 30 micrometers or less.
フェライト平均粒径を測定するときのフェライトは、隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒（ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒）を対象とするが、これは方位差が１５°以下の小角粒界では、球状化焼鈍による影響が小さいからである。つまり、前記方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径を上記のような範囲とすることによって、球状化焼鈍後に十分な軟質化が実現できるものとなる。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「斜角」とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すればよい。また、平均粒径を測定するフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトも含む趣旨である。 The ferrite when measuring the average ferrite grain size is intended for ferrite crystal grains (bcc-Fe crystal grains) surrounded by large-angle grain boundaries in which the orientation difference between two adjacent crystal grains is larger than 15 °. This is because the effect of spheroidizing annealing is small at small-angle grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or less. That is, the ferrite crystal grains surrounded by large-angle grain boundaries with the orientation difference larger than 15 °, and the diameter when converted to a circle of the same area is in the above range, it is sufficient after spheroidizing annealing. Softening can be realized. The “azimuth difference” is also referred to as “deviation angle” or “slope angle”, and the EBSP method (Electron Backscattering Pattern Method) may be employed to measure the azimuth difference. Moreover, the ferrite which measures an average particle diameter is the meaning containing the ferrite contained in a pearlite structure | tissue.
本発明では、冷間加工用機械構造用鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については冷間加工用機械構造用鋼としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。 In the present invention, it is made assuming a steel for machine structure for cold working, and its steel type may be of a normal chemical composition as a steel for machine structure for cold work. , Si, Mn, P, S, Al, and N are preferably adjusted to an appropriate range. From these viewpoints, the appropriate ranges of these chemical components and the reasons for limiting the ranges are as follows.
［Ｃ：０．０５〜０．３％未満］
Ｃは、鋼の強度（最終製品の強度）を確保する上で有用な元素である。また、Ｃ含有量を比較的少なくすることによって、軟質化促進による硬さのばらつき（線材または棒鋼としたときの横断面の硬さのばらつき）を小さくすることができる。Ｃ含有量が０．３％以上となると、硬さのばらつきが大きくなりやすくなり、変形抵抗の増加、変形能の低下を招く。一方、Ｃ含有量が０．０５％よりも少なくなると、鋼材の強度が低下し、部品特性を満足することが困難になる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％以上（より好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．２８％以下（より好ましくは０．２５％以下）である。
[C: less than 0.05 to 0.3%]
C is an element useful for securing the strength of the steel (strength of the final product). Moreover, by making C content comparatively small, the dispersion | variation in the hardness by softening acceleration | stimulation (the dispersion | variation in the hardness of a cross section when it is set as a wire or a steel bar) can be made small. When the C content is 0.3% or more, the hardness variation tends to increase, resulting in an increase in deformation resistance and a decrease in deformability. On the other hand, when the C content is less than 0.05%, the strength of the steel material is lowered, and it becomes difficult to satisfy the component characteristics. The preferable lower limit of the C content is 0.08% or more (more preferably 0.10% or more), and the preferable upper limit is 0.28% or less (more preferably 0.25% or less).
［Ｓｉ：０．００５〜０．５％］
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．００５％未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また０．５％を超えて過剰に含有されると変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせるため、冷間加工性を劣化させる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）であり、好ましい上限は０．４０％以下（より好ましくは０．３０％以下）である。
[Si: 0.005 to 0.5%]
Si is contained as a deoxidizing element and for the purpose of increasing the strength of the final product by solid solution hardening. However, if it is less than 0.005%, such an effect is not exhibited effectively, and exceeds 0.5%. If it is contained in excess, it causes an increase in deformation resistance and a decrease in deformability, thereby degrading cold workability. In addition, the minimum with preferable Si content is 0.008% or more (more preferably 0.01% or more), and a preferable upper limit is 0.40% or less (more preferably 0.30% or less).
［Ｍｎ：０．２〜１．１％］
Ｍｎは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また鋼材への熱間加工時の加工性劣化を抑制する効果を発揮する。更に、Ｓと結合することで、鋼材の変形能を向上させるのにも有効な元素である。Ｍｎ含有量が、０．２％未満ではこれらの効果が発揮されず、１．１％を超えて過剰に含有されると、固溶強化による変形抵抗が増加して冷間加工性を劣化させるため、０．２〜１．１％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％以上（より好ましくは０．４％以上）であり、好ましい上限は１．０％以下（より好ましくは０．９％以下）である。
[Mn: 0.2 to 1.1%]
Mn is effective as a deoxidizing and desulfurizing element for steel during melting, and exhibits the effect of suppressing workability deterioration during hot working on steel. Furthermore, it is an element effective for improving the deformability of steel materials by combining with S. If the Mn content is less than 0.2%, these effects are not exhibited. If the Mn content exceeds 1.1%, the deformation resistance due to solid solution strengthening increases and the cold workability deteriorates. Therefore, it was set to 0.2 to 1.1%. In addition, the minimum with preferable Mn content is 0.3% or more (more preferably 0.4% or more), and a preferable upper limit is 1.0% or less (more preferably 0.9% or less).
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、フェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。またＰは、フェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形抵抗や変形能の観点からは、Ｐは極力低減することが好ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０３％以下（０％を含まない）と定めた。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。
[P: 0.03% or less (excluding 0%)]
P is an element inevitably contained in the steel, but segregates at the ferrite grain boundary and deteriorates the deformability. P also strengthens the solid solution of ferrite and increases deformation resistance. Therefore, from the viewpoint of deformation resistance and deformability, it is preferable to reduce P as much as possible. However, extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, and it is difficult to make 0%, so 0.03% It was determined as follows (excluding 0%). The upper limit with preferable P content is 0.028% or less (more preferably 0.025% or less).
［Ｓ：０．００１〜０．０３％］
ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でＦｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、Ｓは全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして無害に析出させる必要がある。但し、このＭｎＳの析出量が増加すると、変形能が低下するので、Ｓ含有量は０．０３％以下とする必要がある。その一方で、Ｓは被削性を向上させる作用を発揮させるので、０．００１％以上含有させることは有用である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００３％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。
[S: 0.001 to 0.03%]
S is an element that is inevitably contained in the steel as in the case of P. However, when it is combined with Fe in the steel, it is deposited as a film on the grain boundary as FeS, so that the deformability is deteriorated. Therefore, it is necessary to combine S with Mn and deposit it as MnS harmlessly. However, since the deformability decreases as the amount of MnS deposited increases, the S content needs to be 0.03% or less. On the other hand, since S exhibits the effect of improving machinability, it is useful to contain 0.001% or more. A preferable lower limit of the S content is 0.003% or more (more preferably 0.005% or more), and a preferable upper limit is 0.028% or less (more preferably 0.025% or less).
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、変形抵抗の低下、変形能の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、変形能を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１３％以上（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０６％以下）である。
[Al: 0.01 to 0.1%]
Al is useful as a deoxidizing element and also fixes solid solution N present in steel as AlN, which is useful for reducing deformation resistance and improving deformability. In order to exhibit such an effect effectively, the Al content needs to be 0.01% or more. However, when the Al content becomes excessive and exceeds 0.1%, Al 2 O 3 is excessively generated and the deformability is deteriorated. The preferable lower limit of the Al content is 0.013% or more (more preferably 0.015% or more), and the preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.06% or less).
［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれると、動的歪み時効による変形抵抗の増加や、変形の局在化を招くため、冷間加工性を劣化させやすい。従って、変形抵抗、変形能の観点から、Ｎは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０１５％以下（０％を含まない）と定めた。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１３％以下であり、より好ましい上限は０．０１０％以下である。
[N: 0.015% or less (excluding 0%)]
N is an element inevitably contained in the steel, but if solute N is contained in the steel, it causes an increase in deformation resistance due to dynamic strain aging and localization of deformation. It is easy to deteriorate the nature. Therefore, it is desirable to reduce N as much as possible from the viewpoint of deformation resistance and deformability, but extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, and it is difficult to make 0%, so 0.015% or less (Excluding 0%). The upper limit with preferable N content is 0.013% or less, and a more preferable upper limit is 0.010% or less.
本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｓｂ，Ｚｎ等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。 The basic chemical components of the cold-working machine structural steel of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. In addition, “substantially iron” can accept trace components (eg, Sb, Zn, etc.) that do not impair the properties of the steel material of the present invention in addition to iron, and inevitable impurities other than P, S, and N (For example, O, H, etc.) may also be included.
本発明の冷間加工用機械構造用鋼には、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。 In the steel for cold-work machine structure of the present invention, if necessary, (a) Cr: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less (not including 0%) Ni: 0.25% or less (not including 0%), Mo: 0.25% or less (not including 0%), and B: 0.01% or less (not including 0%) One or more selected, (b) Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (not including 0%), and V: 0.5% or less (0 It is also useful to contain one or more selected from the group consisting of (not containing%), and the properties of the steel material are further improved depending on the components contained. The reasons for limiting the component range when these components are contained are as follows.
［Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはＣｒで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．２２％以下（更に好ましくは０．２０％以下）、およびＢで０．００７％以下（より好ましくは０．００５％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＢで０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）である。
[Cr: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less (not including 0%), Ni: 0.25% or less (not including 0%), Mo: 0.0. 25% or less (not including 0%), and B: one or more selected from the group consisting of 0.01% or less (not including 0%)]
Cr, Cu, Ni, Mo and B are all effective elements for increasing the strength of the final product by improving the hardenability of the steel material, and are contained alone or in combination of two or more as required. However, when the content of these elements is excessive, the strength becomes too high and the cold workability is deteriorated. Therefore, the respective preferable upper limits are set as described above. More preferably, Cr is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less), Cu, Ni and Mo are 0.22% or less (more preferably 0.20% or less), and B is 0.007%. Or less (more preferably 0.005% or less). In addition, although the effect by these elements becomes large as the content increases, the preferable minimum for exhibiting those effects effectively is 0.015% or more (more preferably 0.020% or more) in Cr. Cu, Ni and Mo are 0.02% or more (more preferably 0.05% or more), and B is 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more).
［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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、ＴｉおよびＮｂで０．２％以下、Ｖで０．５％以下とするのが良い。より好ましくはＴｉおよびＮｂで０．１５％以下（更に好ましくは０．１０％以下）、Ｖで０．４０％以下（更に好ましくは０．３０％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、いずれも０．０１％以上（より好ましくは０．０３％以上）である。
[From the group consisting of Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (not including 0%), and V: 0.5% or less (not including 0%) One or more selected]
Ti, Nb, and V form a compound with N and reduce the solid solution N, thereby exhibiting the effect of reducing deformation resistance. Therefore, Ti, Nb and V can be contained alone or in combination of two or more as necessary. However, when the content of these elements is excessive, the formed compound causes an increase in deformation resistance, and on the other hand, the cold workability is lowered. Therefore, Ti and Nb are 0.2% or less, and V is 0.5. % Or less is good. More preferably, Ti and Nb are 0.15% or less (more preferably 0.10% or less), and V is 0.40% or less (more preferably 0.30% or less). In addition, although the effect by these elements becomes large as the content increases, in order to exhibit the effect effectively, the lower limit is preferably 0.01% or more (more preferably 0.03% or more). It is.
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たっては、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却すれば良い。他の方法として、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにしても良い。これらの製造条件について説明する。 In producing the steel for cold working machine structure of the present invention, the steel satisfying the above component composition is heated to a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1250 ° C., and more than 950 ° C. and not more than 1100 ° C. After finishing at the temperature, it may be cooled to a temperature range of 640-680 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more, and then cooled for 20 seconds or more at an average cooling rate of 1 ° C./second or less. As another method, a steel satisfying the above component composition is heated to a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1250 ° C. and finished at a temperature of more than 950 ° C. and not more than 1100 ° C., and then 20 ° C./second or more. The temperature is once cooled to a temperature range of 750 to 800 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C., then cooled to a temperature range of 640 to 680 ° C. at an average cooling rate of 0.10 ° C./second or more, and an average of 1 ° C./second or less. You may make it cool for 20 second or more with a cooling rate. These manufacturing conditions will be described.
［９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度：９５０℃超、１１００℃以下」
大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径（フェライト平均粒径）を１５〜３５μｍに制御するためには、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度（熱間仕上げ加工温度）を９５０℃超、１１００℃以下に制御する必要がある。加熱温度は９５０℃超、１２５０℃以下の範囲であるが、加熱温度が９５０℃以下となると、鋼材の変形抵抗が高くなり、成形が困難となる。一方、加熱温度が１２５０℃を超える温度域では、成形が容易であるが、端部のだれによって鋼材の取り扱いが困難になることや、変形抵抗が低くなり過ぎて、過剰に成形されてしまうため、その上限を１２５０℃とした。仕上げ加工温度（熱間仕上げ加工温度）によって、フェライト平均粒径が主として決定されるが、仕上げ加工温度が１１００℃を超えると、フェライト平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ加工温度が１１００℃を超えると、フェライトの面積率Ａを、Ａｅとの関係でＡ＞Ａｅを満足させることが困難となる。但し、仕上げ加工温度が９５０℃以下となると、フェライト平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、９５０℃超とする必要がある。
[Heating to a temperature above 950 ° C. and below 1250 ° C., finishing temperature: above 950 ° C. and below 1100 ° C.]
In order to control the average grain size (ferrite average grain size) of the crystal grains surrounded by the large-angle grain boundaries to 15 to 35 μm, heating to a temperature above 950 ° C. and below 1250 ° C., the finishing temperature (hot finish) It is necessary to control the processing temperature) above 950 ° C. and below 1100 ° C. The heating temperature is in the range of more than 950 ° C. and 1250 ° C. or less. On the other hand, in the temperature range where the heating temperature exceeds 1250 ° C., the molding is easy, but it becomes difficult to handle the steel material due to the drooping of the end portion, and the deformation resistance becomes too low and the molding is excessively performed. The upper limit was 1250 ° C. The ferrite average particle diameter is mainly determined by the finishing temperature (hot finishing temperature), but if the finishing temperature exceeds 1100 ° C., it becomes difficult to make the ferrite average particle diameter 35 μm or less. Further, if the finishing temperature exceeds 1100 ° C., it is difficult to satisfy the area ratio A of ferrite with A> Ae in relation to Ae. However, if the finishing temperature is 950 ° C. or lower, it becomes difficult to make the ferrite average particle size 15 μm or more.
［仕上げ加工後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却］
６４０〜６８０℃の温度範囲（冷却停止温度）までの冷却速度を速くすると、上記の圧延条件で作り込んだ前組織の平均粒径を維持したまま、組織サイズが変化しにくいＡｒ1変態点以下まで冷却することができる。このときの冷却速度が５℃／秒未満であると、特に前組織の平均粒径が３５μｍ付近の場合、所定の組織とすることができなくなる。こうした観点から、平均冷却速度は５℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは７．５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。尚、このときの冷却については、５℃／秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。
[Cooling to a temperature range of 640 to 680 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more after finishing]
When 640 to 680 to increase the cooling rate to a temperature range ° C. (cooling stop temperature), while maintaining the average particle size of the tissue prior to elaborate made by rolling conditions described above, the tissue size less difficult Ar 1 transformation point change Can be cooled down to. If the cooling rate at this time is less than 5 ° C./second, it becomes impossible to obtain a predetermined structure, particularly when the average particle diameter of the previous structure is around 35 μm. From such a viewpoint, the average cooling rate needs to be 5 ° C./second or more. This average cooling rate is preferably 7.5 ° C./second or more, more preferably 10 ° C./second or more. Although the upper limit of the average cooling rate at this time is not particularly limited, it is 200 ° C./second or less as a practical range. The cooling at this time may be a cooling mode in which the cooling rate is changed as long as it is within the range of the average cooling rate of 5 ° C./second or more.
［仕上げ加工後に、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却］
フェライト平均粒径の粗大化と、フェライト面積率Ａが少なくなることを防止するためには、上記のような冷却（即ち、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却）の代わりに、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲（第１冷却停止温度）まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲（第２冷却停止温度）まで冷却するようにしても良い。即ち、７５０〜８００℃の温度範囲までを、平均冷却速度を２０℃／秒以上の急冷とし、その温度範囲から６４０〜６８０℃温度範囲までを、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。
[After finishing, the sample is once cooled to a temperature range of 750 to 800 ° C at an average cooling rate of 20 ° C / second or more, and then cooled to a temperature range of 640 to 680 ° C at an average cooling rate of 0.10 ° C / second or more. ]
In order to prevent coarsening of the average ferrite particle diameter and decrease in the ferrite area ratio A, the above cooling (that is, up to a temperature range of 640 to 680 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more). Instead of cooling), it is once cooled to a temperature range of 750 to 800 ° C. (first cooling stop temperature) at an average cooling rate of 20 ° C./second or more, and then 640 at an average cooling rate of 0.10 ° C./second or more. You may make it cool to a temperature range (2nd cooling stop temperature) of -680 degreeC. That is, an average cooling rate of 20 ° C./second or more is set to a quenching temperature range of 750 to 800 ° C., and an average cooling rate of 0.10 ° C./second or more from that temperature range to a temperature range of 640 to 680 ° C. It may be cooled.
上記第１冷却時の平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、前組織のフェライト平均粒径が大きくなり過ぎることがある。この平均冷却速度は、好ましくは２５℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒以上である。尚、このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、上記と同様の観点から、２００℃／秒以下である。 When the average cooling rate during the first cooling is less than 20 ° C./second, the ferrite average particle diameter of the previous structure may become too large. This average cooling rate is preferably 25 ° C./second or more, more preferably 30 ° C./second or more. The upper limit of the average cooling rate at this time is not particularly limited, but is 200 ° C./second or less from the same viewpoint as described above.
第１冷却停止温度が８００℃を超える場合には、前組織のフェライト平均粒径が大きくなる過ぎることがある。また、第１冷却停止温度が７５０℃よりも低くなると、フェライト面積率Ａが低下しやすくなる。第１冷却停止温度の好ましい下限は７６０℃以上（より好ましくは７７０℃以上）であり、好ましい上限は７９０℃以下（より好ましくは７８０℃以下）である。 If the first cooling stop temperature exceeds 800 ° C., the ferrite average particle size of the previous structure may become too large. On the other hand, when the first cooling stop temperature is lower than 750 ° C., the ferrite area ratio A tends to decrease. A preferable lower limit of the first cooling stop temperature is 760 ° C. or higher (more preferably 770 ° C. or higher), and a preferable upper limit is 790 ° C. or lower (more preferably 780 ° C. or lower).
６４０〜６８０℃温度範囲までを２段階の冷却を行うことによって、１段階で冷却するときに比べてフェライト面積率Ａを大きくすることができると共に、上記フェライト平均粒径を３５μｍ以下に制御し易くなる。２段階目の冷却は、フェライト平均粒径を３５μｍ以下とするために０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で行う必要があるが、その好ましい上限は２０℃／秒未満（より好ましくは１０℃／秒以下）である。また、このときの平均冷却速度が０．１０℃／秒未満では、粗大なパーライトが生成しやすくなるため、球状化焼鈍後に硬さが低下し難くなる。尚、２段階目の冷却時の平均冷却速度は、好ましくは０．５℃／秒以上であり、より好ましくは１．０℃／秒以上である。 By performing two-stage cooling up to a temperature range of 640 to 680 ° C., the ferrite area ratio A can be increased as compared with the case of cooling in one stage, and the ferrite average particle diameter can be easily controlled to 35 μm or less. Become. The second stage cooling needs to be performed at an average cooling rate of 0.10 ° C./second or more in order to make the ferrite average particle size 35 μm or less, but the preferable upper limit is less than 20 ° C./second (more preferably 10 ° C. ° C / second or less). In addition, if the average cooling rate at this time is less than 0.10 ° C./second, coarse pearlite is likely to be generated, and thus the hardness is difficult to decrease after spheroidizing annealing. The average cooling rate during the second stage cooling is preferably 0.5 ° C./second or more, more preferably 1.0 ° C./second or more.
上記の冷却では、いずれの冷却方式（１段階の冷却または２段階の冷却）を採用するにしても、冷却停止温度（２段階冷却では第２冷却停止温度）は、６４０〜６８０℃の温度範囲とする必要がある。この温度が６４０℃よりも低くなると、フェライト平均粒径が１５μｍ未満となり、６８０℃を超えるとフェライト平均粒径が３５μｍを超えるようになる。この冷却停止温度の好ましい下限は６４５℃以上（より好ましくは６６０℃以上）であり、好ましい上限は６７５℃以下（より好ましくは６７０℃以下）である。 In the above cooling, the cooling stop temperature (second cooling stop temperature in the case of two-stage cooling) is a temperature range of 640 to 680 ° C., regardless of which cooling method (one-stage cooling or two-stage cooling) is adopted. It is necessary to. When this temperature is lower than 640 ° C., the average ferrite particle size is less than 15 μm, and when it exceeds 680 ° C., the average ferrite particle size exceeds 35 μm. The preferable lower limit of the cooling stop temperature is 645 ° C. or higher (more preferably 660 ° C. or higher), and the preferable upper limit is 675 ° C. or lower (more preferably 670 ° C. or lower).
［６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却した後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却］
６４０〜６８０℃の温度範囲から１℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することによって、上記フェライト平均粒径を１５〜３５μｍに制御しつつ（制御した状態で）、フェライト面積率Ａを大きくすることができる。このときの平均冷却速度は遅ければ遅いほどフェライト面積率Ａが増加しやすいため有効であるが、製造性を考慮すれば０．０１℃／秒以上とすることが好ましい。また平均冷却速度が１℃／秒を超えると、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生じやすくなり、フェライトとパーライトの合計面積率を所定以上にすることができなくなる。この平均冷却速度の好ましい上限は０．８℃／秒以下であり、より好ましくは０．５℃／秒以下である。
[After cooling to a temperature range of 640 to 680 ° C., cooling at an average cooling rate of 1 ° C./second or less for 20 seconds or more]
By gradually cooling at an average cooling rate of 1 ° C./second or less from a temperature range of 640 to 680 ° C., the ferrite average particle size A is increased while controlling the ferrite average particle size to 15 to 35 μm (in a controlled state). can do. In this case, the slower the average cooling rate, the more effective the ferrite area ratio A because the ferrite area ratio A is likely to increase. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 1 ° C./second, hard structures such as bainite and martensite are liable to be generated, and the total area ratio of ferrite and pearlite cannot be increased to a predetermined value or more. The upper limit of the average cooling rate is preferably 0.8 ° C./second or less, more preferably 0.5 ° C./second or less.
上記の効果を発揮させるためには、冷却時間（徐冷時間：パーライト変態完了時間に相当）は少なくとも２０秒以上とする必要があり、これより短くなるとベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生成しやすくなって、フェライトとパーライトの合計面積率が所定以上とすることができなくなる。この冷却時間は、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上、更に好ましくは１２０秒以上である。製造性を阻害しないという観点から、冷却時間の好ましい上限は１２００秒以下（より好ましくは９００秒以下）である。尚、このような徐冷を終えた後は、通常の冷却（放冷）を行って、室温までの温度とすれば良い。 In order to exert the above effects, the cooling time (slow cooling time: equivalent to the pearlite transformation completion time) needs to be at least 20 seconds or longer, and hard structures such as bainite and martensite are generated. As a result, the total area ratio of ferrite and pearlite cannot be set to a predetermined value or more. This cooling time is preferably 30 seconds or more, more preferably 60 seconds or more, and still more preferably 120 seconds or more. From the viewpoint of not inhibiting manufacturability, the preferable upper limit of the cooling time is 1200 seconds or less (more preferably 900 seconds or less). In addition, after finishing such slow cooling, normal cooling (cooling) may be performed and it may be set to the temperature to room temperature.
上記のような冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼としたものでは良好な冷間加工性を示し、こうした線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品では、横断面における硬さの最大値と最小値の差が５Ｈｖ以下となって、硬さのばらつきが小さいものとなる。 Using cold-working machine structural steel as described above as wire rods or steel bars shows good cold workability, and machine structural parts obtained through such wire rods or steel bars have hard cross-sections. The difference between the maximum value and the minimum value is 5 Hv or less, and the variation in hardness is small.
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are not of a nature that limits the present invention, and any design changes in accordance with the gist of the preceding and following descriptions are all within the technical scope of the present invention. Is included.
下記表１に示した化学成分組成の鋼種を用い、熱間加工条件（加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却時間：後記表２、４、６、８参照）を変化させて、φ６０ｍｍの棒線材を製造（熱間加工：熱間圧延または熱間鍛造）した。尚、下記表１中、１Ａ〜１Ｖが熱間圧延材であり、１Ｗ〜２Ｅが熱間鍛造材である。 Using steel types with the chemical composition shown in Table 1 below, changing hot working conditions (heating temperature, finishing temperature, average cooling rate, cooling stop temperature, cooling time: see Tables 2, 4, 6, and 8 below) Thus, a rod wire rod having a diameter of 60 mm was manufactured (hot working: hot rolling or hot forging). In Table 1 below, 1A to 1V are hot rolled materials, and 1W to 2E are hot forged materials.
得られた各棒線材の組織因子（組織および平均粒径）、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各試験片共に縦断面が観察できるように冷間樹脂埋めし、線材の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置を測定した。 In the measurement of the structure factor (structure and average particle diameter) of each obtained rod and wire, and the hardness after spheroidizing annealing, each wire and each test piece were embedded with cold resin so that the longitudinal section could be observed, and the wire The position of D / 4 was measured with respect to the radius D.
（前組織のフェライト平均粒径の測定）
前組織粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。
(Measurement of average grain size of ferrite in the previous structure)
The pre-structure particle size was measured using an EBSP analyzer and an FE-SEM (electrolytic emission scanning electron microscope). A crystal grain was defined by defining a boundary (large angle grain boundary) where the crystal orientation difference (oblique angle) exceeded 15 ° as a crystal grain boundary, and the average grain size of the ferrite grains was determined. At this time, the measurement area was 400 μm × 400 μm, the measurement step was 0.7 μm, and measurement points having a confidence index indicating the reliability of the measurement direction were 0.1 or less were deleted from the analysis target.
（組織の観察）
パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）の測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率４００倍にて５視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト部の面積率Ａを測定し、平均値を算出した。
(Tissue observation)
In the measurement of the total area ratio of pearlite + ferrite (ratio of P + F) and ferrite area ratio A (F area ratio A), the structure was revealed by nital etching, the structure was observed with an optical microscope, and the magnification was 400 times. 5 fields of view were taken. Based on these photographs, the total area ratio of pearlite + ferrite (ratio of P + F) and the area ratio A of the ferrite part were measured by image analysis, and the average value was calculated.
（球状化焼鈍後の硬さの測定）
球状化焼鈍後の硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（Ｈｖ）を求めた。このときの硬さの基準は、平均値で下記（２）式を満足し、且つ硬さの最大値Ｈｖ（ｍａｘ）と最小値Ｈｖ（ｍｉｎ）の差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］が５Ｈｖ以下のものを硬さばらつきが抑制されていると判断した。
Ｈｖ≦８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０ …（２）
但し、Ｃｅｑ2＝［Ｃ］＋０．２×［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
(Measurement of hardness after spheroidizing annealing)
The hardness after spheroidizing annealing was measured at 5 points with a load of 1 kgf using a Vickers hardness meter, and the average value (Hv) was obtained. The standard of hardness at this time satisfies the following formula (2) as an average value, and the difference between the maximum value Hv (max) and the minimum value Hv (min) [Hv (max) −Hv (min) ] Of 5 Hv or less were judged that the hardness variation was suppressed.
Hv ≦ 88.4 × Ceq 2 +81.0 (2)
However, Ceq 2 = [C] + 0.2 × [Si] + 0.2 × [Mn], and [C], [Si] and [Mn] are the contents (mass%) of C, Si and Mn, respectively. ).
［実施例１］
上記表１に示した化学成分組成の鋼種のうち、鋼種１Ｈ（本発明で規定する成分組成を満足する鋼）および鋼種１Ｔ（本発明で規定する成分組成を満足しない鋼）を用い、ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度を下記表２、４、６、８のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表２、４、６、８の製造条件において、「冷却１」は加熱温度から７５０〜８００℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却２」は「冷却１」を行った後（行わない場合もある）、６４０〜６８０℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
[Example 1]
Among the steel types having the chemical composition shown in Table 1, steel type 1H (steel satisfying the component composition defined in the present invention) and steel type 1T (steel not satisfying the component composition defined in the present invention) were used. Using the processing for master test apparatus, the heating temperature, the finishing processing temperature, and the average cooling rate were changed as shown in the following Tables 2, 4, 6, and 8, and samples with different front structures were prepared. In the production conditions of Tables 2, 4, 6, and 8, “Cooling 1” indicates cooling from the heating temperature to a temperature range of 750 to 800 ° C., and “Cooling 2” is performed after performing “Cooling 1” ( In some cases, cooling is performed to a temperature range of 640 to 680 ° C., and “cooling 3” indicates cooling after performing “cooling 2”.
このとき、サンプルは、φ８ｍｍ×１２ｍｍとし、熱間加工後に横断面で２サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。これらについて、前組織のフェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率（前組織Ｆ面積率Ａ）、（１）式の判定、および球状化焼鈍処理後の硬さの測定結果を、（２）式の右辺の値［８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０］、（２）式の判定（平均硬さ≦（２）式の値の場合を○、平均硬さ＞（２）式の値の場合を×）、硬さの差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］と共に、下記表３、５、７、９に示す。 At this time, the sample had a diameter of 8 mm × 12 mm, and after hot working, two samples were cut in a cross section to obtain a sample for pre-structural examination and a sample for spheroidizing annealing, respectively. In the spheroidizing annealing, each sample is vacuum-sealed and held in an atmospheric furnace at 740 ° C. for 6 hours (soaking), then cooled to 710 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./hour and held for 2 hours, and then cooled. A heat treatment was performed by cooling to 660 ° C. at a rate of 10 ° C./hour and allowing to cool. About these, the ferrite average particle diameter of the previous structure (previous structure α average particle diameter), the total area ratio of pearlite + ferrite (ratio of P + F), the ferrite area ratio (front structure F area ratio A), and determination of the formula (1) And the measurement result of the hardness after the spheroidizing annealing treatment, the value of the right side of the formula (2) [88.4 × Ceq 2 +81.0], the judgment of the formula (2) (average hardness ≦ the formula (2) In the following Tables 3, 5, 7, and 9, together with the case of the value of ○, the average hardness> the value of the formula (2) ×), and the difference in hardness [Hv (max) −Hv (min)] Show.
表２、３は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（鋼種１Ｈ）を用いて、熱間加工後に、表２に記載の冷却２および冷却３のパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．１〜２６）。このうち、試験Ｎｏ．２〜５、７、８、１１、１２、１４、１５、１７〜２０、２３〜２６は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されていることが分かる。 Tables 2 and 3 show the results when the steel types (steel type 1H) satisfying the chemical composition defined in the present invention were manufactured in the pattern of cooling 2 and cooling 3 shown in Table 2 after hot working. (Test Nos. 1 to 26). Among these, test No. 2-5, 7, 8, 11, 12, 14, 15, 17-20, 23-26 are examples that satisfy all of the requirements defined in the present invention, and the hardness after spheroidizing annealing is sufficiently low. It can be seen that the variation in hardness is also reduced.
これに対して、試験Ｎｏ．１、６、９、１０、１３、１６、２１、２２は、本発明で規定する製造条件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。即ち、試験Ｎｏ．１のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さ（平均値）が高いままである。試験Ｎｏ．６のものは、仕上げ加工温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 In contrast, test no. 1, 6, 9, 10, 13, 16, 21, and 22 are examples that do not satisfy the manufacturing conditions defined in the present invention, and it is understood that any of the characteristics is deteriorated. That is, test no. No. 1 is an example in which the heating temperature is low, the ferrite average particle size is small, and the hardness (average value) after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 6 is an example in which the finishing temperature is low, the ferrite average particle size is small, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．９のものは、仕上げ加工温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１０のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 9 is an example in which the finishing temperature is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 10 is an example in which the average cooling rate in “cooling 2” is slow, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．１３のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１６のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 13 is an example in which the cooling stop temperature in “cooling 2” is low, the ferrite average particle size is small, the ferrite area ratio A is low, and the hardness after spheroidizing annealing is low Stays high. Test No. No. 16 is an example in which the cooling stop temperature in “Cooling 2” is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．２１のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。試験Ｎｏ．２２のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。 Test No. No. 21 is an example in which the average cooling rate in “cooling 3” is fast, the ferrite area ratio A is low, the hardness after spheroidizing annealing is high, and the variation in hardness is also large. Test No. No. 22 is an example in which the cooling time in “cooling 3” is shortened, and the total area ratio of pearlite + ferrite (the ratio of P + F) decreases (the balance was observed with bainite), and the ferrite area The rate A is low, the hardness after spheroidizing annealing is high, and the variation in hardness is also large.
表４、５は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（鋼種１Ｔ）を用いて、熱間加工後に表４に記載の冷却２および冷却３のパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．２７〜５２）。このうち、試験Ｎｏ．２８〜３１、３３、３４、３７、３８、４０、４１、４３〜４６、４９〜５２は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Ｃ含有量が過剰な鋼種１Ｔを用いているので、いずれも硬さのばらつきが大きくなっている。 Tables 4 and 5 show the results when the steel grades (steel grade 1T) that do not satisfy the chemical composition defined in the present invention were manufactured in the pattern of cooling 2 and cooling 3 shown in Table 4 after hot working. (Test Nos. 27 to 52). Among these, test No. 28 to 31, 33, 34, 37, 38, 40, 41, 43 to 46, 49 to 52 satisfy the production conditions specified in the present invention, but use steel type 1T with an excessive C content. , Both have large variations in hardness.
また、試験Ｎｏ．２７、３２、３５、３６、３９、４２、４７、４８は、本発明で規定する製造条件をも満足しない例であり、硬さのばらつきが大きくなる他、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。即ち、試験Ｎｏ．２７のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さ（平均値）が高いままである。試験Ｎｏ．３２のものは、仕上げ加工温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 In addition, Test No. Nos. 27, 32, 35, 36, 39, 42, 47, and 48 are examples that do not satisfy the manufacturing conditions specified in the present invention. The hardness varies greatly and the hardness after spheroidizing annealing is high. Until now. That is, test no. No. 27 is an example in which the heating temperature is low, the ferrite average particle size is small, and the hardness (average value) after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 32 is an example in which the finishing temperature is low, the ferrite average particle size is small, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．３５のものは、仕上げ加工温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．３６のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 35 is an example in which the finishing temperature is high, the average ferrite grain size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 36 is an example in which the average cooling rate in “cooling 2” is slow, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．３９のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．４２のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 39 is an example in which the cooling stop temperature in “cooling 2” is low, the ferrite average particle size is small, the ferrite area ratio A is low, and the hardness after spheroidizing annealing is low Stays high. Test No. No. 42 is an example in which the cooling stop temperature in “Cooling 2” is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．４７のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．４８のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 47 is an example in which the average cooling rate in “Cooling 3” is fast, and the total area ratio of pearlite + ferrite (the ratio of P + F) decreases (the balance is observed with bainite), and the ferrite area ratio A Is low, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 48 is an example in which the cooling time in “cooling 3” is shortened, and the total area ratio of pearlite + ferrite (the ratio of P + F) decreases (the balance is observed with bainite), and the ferrite area The rate A is low and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
表６、７は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（鋼種１Ｈ）を用いて、熱間加工後に表６に示した冷却１→冷却２→冷却３で冷却するパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．５３〜７８）。このうち、試験Ｎｏ．５４〜５６、５８〜６０、６３、６４、６６、６７、６９〜７２、７５〜７８は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されていることが分かる。尚、試験Ｎｏ．５８のものは、「冷却１」での冷却停止温度が低くなっているが、１１００〜６７０℃の平均冷却速度が５℃／秒以上で、表２に示した製造パターンを満足する発明例に相当し、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されている。 Tables 6 and 7 were manufactured in a pattern of cooling by cooling 1 → cooling 2 → cooling 3 shown in Table 6 after hot working using a steel type (steel type 1H) satisfying the chemical composition defined in the present invention. The results are shown (Test Nos. 53 to 78). Among these, test No. 54 to 56, 58 to 60, 63, 64, 66, 67, 69 to 72, 75 to 78 are examples that satisfy all of the requirements defined in the present invention, and the hardness after spheroidizing annealing is sufficiently low. It can be seen that the variation in hardness is also reduced. Test No. In No. 58, although the cooling stop temperature in “Cooling 1” is low, the average cooling rate of 1100 to 670 ° C. is 5 ° C./second or more, and the invention example satisfies the production pattern shown in Table 2. Correspondingly, the hardness after spheroidizing annealing can be sufficiently reduced, and the variation in hardness is also reduced.
これに対して、試験Ｎｏ．５３、５７、６１、６２、６５、６８、７３、７４は、本発明で規定する製造条件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。即ち、試験Ｎｏ．５３のものは、「冷却１」での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．５７のものは、「冷却１」での「冷却１」での平均冷却速度が遅く、冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 In contrast, test no. 53, 57, 61, 62, 65, 68, 73, and 74 are examples that do not satisfy the manufacturing conditions defined in the present invention, and it is understood that any of the characteristics is deteriorated. That is, test no. No. 53 is an example in which the average cooling rate in “cooling 1” is slow, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 57 is an example in which the average cooling rate in “cooling 1” in “cooling 1” is slow and the cooling stop temperature is low, the ferrite average particle size is large, and after spheroidizing annealing Hardness remains high.
試験Ｎｏ．６１のものは、「冷却１」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．６２のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 61 is an example in which the cooling stop temperature at “cooling 1” is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 62 is an example in which the average cooling rate in “cooling 2” is slow, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．６５のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．６８のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 65 is an example in which the cooling stop temperature in “cooling 2” is low, the ferrite average particle size is small, the ferrite area ratio A is low, and the hardness after spheroidizing annealing is low Stays high. Test No. No. 68 is an example in which the cooling stop temperature in “cooling 2” is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．７３のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。試験Ｎｏ．７４のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 73 is an example in which the average cooling rate in “cooling 3” is fast, and the total area ratio of pearlite + ferrite (ratio of P + F) decreases (bainite is observed in the balance), and ferrite area ratio A Is low, the hardness after spheroidizing annealing is high, and the variation in hardness is also large. Test No. No. 74 is an example in which the cooling time in “Cooling 3” is shortened, and the total area ratio of pearlite + ferrite (the ratio of P + F) decreases (the balance is observed with bainite), and the ferrite area The rate A is low and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
表８、９は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（鋼種１Ｔ）を用いて、熱間加工後に表８に示した冷却１→冷却２→冷却３で冷却するパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．７９〜１０４）。このうち、試験Ｎｏ．８０〜８２、８４〜８６、８９、９０、９２、９３、９５〜９８、１０１〜１０４は、本発明で規定する製造条件は満足するが（試験Ｎｏ．８４については上記試験Ｎｏ．５８と同様）、Ｃ含有量が過剰な鋼種１Ｔを用いているので、いずれも硬さのばらつきが大きくなっている。 Tables 8 and 9 were manufactured in a pattern of cooling by cooling 1 → cooling 2 → cooling 3 shown in Table 8 after hot working, using a steel type that does not satisfy the chemical composition defined in the present invention (steel type 1T). The results are shown (Test Nos. 79-104). Among these, test No. 80 to 82, 84 to 86, 89, 90, 92, 93, 95 to 98, 101 to 104 satisfy the production conditions specified in the present invention (test No. 84 is the same as test No. 58 above). ), Since the steel type 1T having an excessive C content is used, the hardness variation is large.
また、試験Ｎｏ．７９、８３、８７、８８、９１、９４、９９、１００は、本発明で規定する製造条件をも満足しない例であり、硬さのばらつきが大きくなる他、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。即ち、試験Ｎｏ．７９のものは、「冷却１」での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．８３のものは、「冷却１」での平均冷却速度が遅く、冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 In addition, Test No. 79, 83, 87, 88, 91, 94, 99, 100 are examples that do not satisfy the manufacturing conditions defined in the present invention, and the hardness after spheroidizing annealing is high in addition to the large variation in hardness. Until now. That is, test no. No. 79 is an example in which the average cooling rate in “cooling 1” is slow, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 83 is an example in which the average cooling rate in “cooling 1” is slow and the cooling stop temperature is low, the average ferrite grain size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. is there.
試験Ｎｏ．８７のものは、「冷却１」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．８８のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 87 is an example in which the cooling stop temperature at “cooling 1” is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 88 is an example in which the average cooling rate in “cooling 2” is slow, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．９１のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．９４のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 91 is an example in which the cooling stop temperature in “cooling 2” is low, the ferrite average particle size is small, and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 94 is an example in which the cooling stop temperature in “Cooling 2” is high, the ferrite average particle size is large, and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
試験Ｎｏ．９９のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、パーライト＋フェライト合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１００のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライト合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 Test No. No. 99 is an example in which the average cooling rate in “cooling 3” is fast, and the total area ratio of pearlite + ferrite (the ratio of P + F) is reduced (the balance was observed with bainite), and the ferrite area ratio A is It is low and the hardness after spheroidizing annealing remains high. Test No. No. 100 is an example in which the cooling time in “cooling 3” is shortened, and the total area ratio of pearlite + ferrite (ratio of P + F) is reduced (the balance was observed with bainite), and the ferrite area ratio A is low and the hardness after spheroidizing annealing remains high.
［実施例２］
上記表１に示した鋼種１Ａ〜２Ｅを用い（但し、鋼種１Ｈ、１Ｔを除く）、前記試験Ｎｏ．２６で採用した条件（表２）にて、φ６０ｍｍの線材を製造（熱間圧延）した。尚、サンプルは、φ６０ｍｍ×５０ｍｍとし、熱間加工後に横断面で２サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。
[Example 2]
Using the steel types 1A to 2E shown in Table 1 above (except for steel types 1H and 1T), the test No. Under the conditions (Table 2) adopted in No. 26, a φ60 mm wire was manufactured (hot rolled). The samples were 60 mm × 50 mm in diameter, and after hot working, two samples were cut in cross section to obtain a sample for pre-structural examination and a sample for spheroidizing annealing, respectively. In the spheroidizing annealing, each sample is vacuum-sealed and held in an atmospheric furnace at 740 ° C. for 6 hours (soaking), then cooled to 710 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./hour and held for 2 hours, and then cooled. A heat treatment was performed by cooling to 660 ° C. at a rate of 10 ° C./hour and allowing to cool.
これらについて、前組織のフェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、パーライト＋フェライト合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率（前組織Ｆ面積率Ａ）を（１）式の右辺の値［（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５］、（１）式の判定（Ａ＞Ａｅの場合を○、Ａ≦Ａｅの場合を×）、組織の判定（組織要件を満足するものを○、満足しないものを×）と共に、下記表１０に示す。また、球状化焼鈍処理後の硬さの測定結果を、（２）式の右辺の値［８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０］、（２）式の判定（平均硬さ≦（２）式の値の場合を○、平均硬さ＞（２）式の値の場合を×）、硬さの差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］と共に、下記表１１に示す。 For these, the ferrite average particle diameter of the previous structure (previous structure α average particle diameter), pearlite + ferrite total area ratio (ratio of P + F), and ferrite area ratio (front structure F area ratio A) of the right side of the equation (1) Value [(1.0−Ceq 1 ) × 96.75], determination of formula (1) (A> Ae if ○, A ≦ Ae ×), organization determination (satisfies organization requirements) Are shown in Table 10 below together with ◯ and those not satisfied with x). Moreover, the measurement result of the hardness after the spheroidizing annealing treatment is the value [88.4 × Ceq 2 +81.0] on the right side of the formula (2), the judgment of the formula (2) (average hardness ≦ the formula (2) Table 11 below shows the case of the value of ◯, the average hardness> the case of the value of the formula (2) ×), and the difference in hardness [Hv (max) −Hv (min)].
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１０５〜１２２および試験Ｎｏ．１２５〜１３３は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、しかも硬さのばらつきも低減できることが分かる。 From these results, it can be considered as follows. Test No. 105-122 and test no. 125 to 133 are examples that satisfy all of the requirements defined in the present invention, and it can be seen that the hardness after spheroidizing annealing can be sufficiently lowered, and the variation in hardness can also be reduced.
これに対して、試験Ｎｏ．１２３、１２４のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．１２３は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種１Ｕを用いており、また試験Ｎｏ．１２４は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Ｎ含有量が過剰な鋼種１Ｖを用いているので、いずれも球状化焼鈍後の硬さが高いままである。 In contrast, test no. Those of 123 and 124 lack any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated. That is, test no. No. 123 satisfies the production conditions specified in the present invention, but uses steel type 1U with an excessive Mn content. No. 124 satisfies the production conditions specified in the present invention, but since the steel type 1V having an excessive N content is used, the hardness after spheroidizing annealing remains high.
Claims (6)
Ｓｉ：０．００５〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．１％、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
Ｎ ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９５面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、
且つ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍであることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。 C: 0.05 to less than 0.3% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical component composition),
Si: 0.005 to 0.5%,
Mn: 0.2 to 1.1%
P: 0.03% or less (excluding 0%),
S: 0.001 to 0.03%,
Al: 0.01 to 0.1%, and N: 0.015% or less (excluding 0%), respectively,
The balance consists of iron and inevitable impurities,
The steel metal structure has pearlite and ferrite, and the total area ratio of pearlite and ferrite with respect to the entire structure is 95% by area or more, and the area ratio A of ferrite is represented by the following formula (1). Satisfying A> Ae in relation to
The machine structure for cold working is characterized in that the average equivalent circle diameter of bcc-Fe crystal grains surrounded by a large-angle grain boundary in which the orientation difference between two adjacent crystal grains is larger than 15 ° is 15 to 35 μm. Steel.
Ae = (1.0−Ceq 1 ) × 96.75 (1)
However, Ceq 1 = [C] + 0.1 × [Si] + 0.06 × [Mn], and [C], [Si] and [Mn] are the contents (mass%) of C, Si and Mn, respectively. ).
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、および
Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 As other elements,
Cr: 0.5% or less (excluding 0%),
Cu: 0.25% or less (excluding 0%),
Ni: 0.25% or less (excluding 0%),
2. One or more selected from the group consisting of Mo: 0.25% or less (not including 0%) and B: 0.01% or less (not including 0%) Machine structural steel for cold working as described.
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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 As other elements,
Ti: 0.2% or less (excluding 0%),
The Nb: not more than 0.2% (not including 0%), and V: not less than 0.5% (not including 0%), containing at least one selected from the group consisting of: 2. Machine structural steel for cold working according to 2.
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