JP6642237B2 - Cold forging steel and method for producing the same - Google Patents
Cold forging steel and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP6642237B2 JP6642237B2 JP2016085935A JP2016085935A JP6642237B2 JP 6642237 B2 JP6642237 B2 JP 6642237B2 JP 2016085935 A JP2016085935 A JP 2016085935A JP 2016085935 A JP2016085935 A JP 2016085935A JP 6642237 B2 JP6642237 B2 JP 6642237B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- cold forging
- content
- cold
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a steel for cold forging and a method for producing the steel.
従来、機械構造用鋼は、産業用機械、建設用機械、及び、自動車に代表される輸送用機械などの機械部品に用いられている。機械構造用鋼は、一般に、熱間鍛造により粗加工された後、切削加工されて所定の形状を有する機械部品に仕上げられる。
冷間鍛造は、熱間鍛造と比べて寸法精度が高いので、鍛造後の切削加工量を低減できる。このため、近年、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなってきている。冷間鍛造に利用される冷間鍛造用鋼には、冷間鍛造時に割れが発生しにくい特性(以下、冷間鍛造性という)が求められる。
BACKGROUND ART Conventionally, steel for machine structural use has been used for machine parts such as industrial machines, construction machines, and transport machines typified by automobiles. Generally, steel for machine structural use is roughly processed by hot forging, and then cut to finish into a machine part having a predetermined shape.
Since cold forging has higher dimensional accuracy than hot forging, the amount of cutting after forging can be reduced. For this reason, in recent years, the number of components roughly formed by cold forging has increased. Cold forging steel used for cold forging is required to have a property that cracks are less likely to occur during cold forging (hereinafter referred to as cold forgeability).
冷間鍛造によって鋼材を粗成形する場合、鍛造での変形抵抗を下げるために、鍛造前の鋼材に球状化焼鈍を施すことが多い。しかし、鋼材に球状化焼鈍を施して球状化焼鈍組織にすると、冷間鍛造後の切削加工時における被削性が低下するという問題がある。
この問題に対し、鋼に硫黄(S)を含有することで、被削性が向上することが知られている。Sは、鋼中のマンガン(Mn)と結合して、MnSを主体とするMn硫化物系介在物を形成し、被削性を向上させる。
When a steel material is roughly formed by cold forging, a steel material before forging is often subjected to spheroidizing annealing in order to reduce deformation resistance in forging. However, when spheroidizing annealing is performed on a steel material to form a spheroidized annealing structure, there is a problem that machinability during cutting after cold forging is reduced.
To solve this problem, it is known that machinability is improved by including sulfur (S) in steel. S combines with manganese (Mn) in steel to form a Mn sulfide-based inclusion mainly composed of MnS, and improves machinability.
しかしながら、被削性を高めるために、鋼材中のS含有量を高くすると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性が低下する。このため、従来の冷間鍛造用鋼では、S含有量を低減することにより、冷間鍛造性や疲労強度の低下を抑制していた。その結果、従来の冷間鍛造用鋼は被削性が低かった。 However, when the S content in the steel material is increased in order to enhance the machinability, a large amount of coarse sulfide is generated, and the cold forgeability is reduced. For this reason, in the conventional steel for cold forging, reduction of cold forgeability and fatigue strength was controlled by reducing S content. As a result, the conventional cold forging steel had low machinability.
従来、硫化物を鋼中に微細分散させることにより、被削性を高める技術が提案されている。
例えば、特許文献1には、鋳造時の凝固速度を制御して硫化物の粗大化を抑制し、被削性を向上させた肌焼鋼が提案されている。また、特許文献2には、サブミクロンレベルの硫化物を分散させることにより、鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。特許文献1および特許文献2に示されるとおり、硫化物の形態を制御することによって、鋼材の被削性を向上できる。
Conventionally, a technique has been proposed in which sulfides are finely dispersed in steel to enhance machinability.
For example, Patent Literature 1 proposes a case hardening steel in which the solidification rate during casting is controlled to suppress coarsening of sulfides and machinability is improved. Patent Document 2 proposes a technique for improving the machinability of steel by dispersing submicron-level sulfides. As shown in Patent Literature 1 and Patent Literature 2, machinability of a steel material can be improved by controlling the form of sulfide.
また、特許文献3には、硫化物系介在物の粒子間距離が小さく、優れた切りくず処理性および機械的特性を発揮する機械構造用鋼が記載されている。 Patent Document 3 describes a steel for machine structural use in which the distance between particles of sulfide-based inclusions is small and excellent chip controllability and mechanical properties are exhibited.
従来の冷間鍛造用鋼材においては、冷間鍛造性を損ねることなく、被削性を向上させることが要望されている。
しかしながら、特許文献2に開示された技術は、冷間鍛造性に関して何ら考慮されていない。また、特許文献3に開示された技術は、鋼中に粗大な硫化物が存在している場合には、かえって冷間鍛造性が低下する恐れがある。さらに、特許文献1〜特許文献3に開示された技術は、いずれも冷間鍛造後の被削性向上について何ら考慮されていない。
In a conventional steel material for cold forging, it is desired to improve machinability without impairing cold forgeability.
However, the technology disclosed in Patent Document 2 does not consider cold forgeability at all. Further, in the technique disclosed in Patent Document 3, when coarse sulfides are present in steel, the cold forgeability may be rather reduced. Furthermore, none of the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 3 considers improvement in machinability after cold forging.
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、冷間鍛造性および被削性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a steel for cold forging having excellent cold forgeability and machinability, and a method for manufacturing the same.
[1] 質量%で、
C:0.05〜0.30%、
Si:0.05〜1.0%、
Mn:0.40〜2.00%、
S:0.008〜0.040%未満、
Cr:0.01〜3.00%、
Al:0.010〜0.100%、
N:0.0250%以下、
Ca:0.0001〜0.0050%、
Bi:0.0001〜0.0050%
を含有し、
P:0.050%以下、
O:0.0020%以下
に制限し、残部がFeおよび不純物からなり、
下記式(1)を満たす化学組成を有し、フェライトに球状セメンタイトが分散したミクロ組織を有し、
圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
0.030≦Ca/S≦0.150 式(1)
(式(1)中のCa、Sは、質量%での各元素の含有量とする。)
[1] In mass%,
C: 0.05 to 0.30%,
Si: 0.05 to 1.0%,
Mn: 0.40-2.00%,
S: 0.008 to less than 0.040%,
Cr: 0.01 to 3.00%,
Al: 0.010 to 0.100%,
N: 0.0250% or less,
Ca: 0.0001 to 0.0050%,
Bi: 0.0001 to 0.0050%
Containing
P: 0.050% or less,
O: limited to 0.0020% or less, the balance being Fe and impurities,
It has a chemical composition satisfying the following formula (1), has a microstructure in which spherical cementite is dispersed in ferrite,
A steel for cold forging, characterized in that, in a cross section parallel to the rolling direction, the number density of sulfides having an equivalent circle diameter of less than 2 μm is 300 / mm 2 or more.
0.030 ≦ Ca / S ≦ 0.150 Formula (1)
(Ca and S in the formula (1) are the contents of each element in mass%.)
[2] Feの一部に代えて、質量%で、
Mo:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
V:0.30%以下、
B:0.0200%以下、
Mg:0.0035%以下
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の冷間鍛造用鋼。
[2] Instead of part of Fe, in mass%,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
V: 0.30% or less,
B: 0.0200% or less,
The steel for cold forging according to claim 1, wherein the steel contains one or more kinds selected from the group consisting of Mg: 0.0035% or less.
[3] Feの一部に代えて、質量%で、
Ti:0.060%以下、
Nb:0.080%以下
からなる群から選択される1種または2種を含有する、請求項1または請求項2に記載の冷間鍛造用鋼。
[3] Instead of part of Fe, in mass%,
Ti: 0.060% or less,
The steel for cold forging according to claim 1 or 2, comprising one or two kinds selected from the group consisting of Nb: 0.080% or less.
[4] [1]〜[3]のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ表層から15mmの範囲内におけるデンドライトの1次アーム間隔が600μm未満である鋳片を鋳造し、前記鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することを特徴とする[1]〜[3]のいずれかに記載の冷間鍛造用鋼の製造方法。
[4] A slab having the chemical composition according to any one of [1] to [3] and having a primary arm spacing of dendrites of less than 600 µm within a range of 15 mm from the surface layer, The method for producing a steel for cold forging according to any one of [1] to [3], wherein the steel is subjected to hot working and further annealing.
本発明の冷間鍛造用鋼は、所定の化学組成を有し、圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上であるので、優れた冷間鍛造性および被削性を有する。
本発明の冷間鍛造用鋼の製造方法によれば、優れた冷間鍛造性および被削性を有する冷間鍛造用鋼が得られる。
The steel for cold forging of the present invention has a predetermined chemical composition, and in a cross section parallel to the rolling direction, the number density of sulfides having an equivalent circle diameter of less than 2 μm is less than 300 / mm 2. Cold forgeability and machinability.
According to the method for producing a steel for cold forging of the present invention, a steel for cold forging having excellent cold forgeability and machinability can be obtained.
本発明者らは、上記課題を解決するために、冷間鍛造用鋼に関する研究および検討を行った。その結果、以下に示す(a)〜(e)の知見を得た。
(a)冷間鍛造前の焼鈍は、鋼材の冷間鍛造性を向上させるために有効である。しかし、冷間鍛造前に焼鈍を行うと、鋼材の延性が向上するため、切削した時の切粉が長くなり、切りくず処理性(被削性)が悪くなる。また、冷間鍛造前に焼鈍を行うと、切削後の鋼材の表面粗さも大きくなる。
The present inventors have conducted research and studies on steels for cold forging in order to solve the above problems. As a result, the following findings (a) to (e) were obtained.
(A) Annealing before cold forging is effective for improving the cold forgeability of a steel material. However, if annealing is performed before cold forging, the ductility of the steel material is improved, so that the chips generated during cutting become longer, and the chip controllability (machinability) deteriorates. Further, when annealing is performed before cold forging, the surface roughness of the steel material after cutting increases.
(b)切削は、切りくずを分離する破壊現象である。切削を促進させるには、マトリックスを脆化させることが一つのポイントである。鋼材中に硫化物を微細分散させることにより、破壊を容易にすると、切りくず処理性(被削性)が向上する。しかし、鋼材中に粗大な硫化物が少数分散していると、切りくず分離の起点となる硫化物の間隔が長くなる。その結果、切りくずが長くなりやすくなる。 (B) Cutting is a breaking phenomenon that separates chips. To promote cutting, one of the points is to make the matrix brittle. When the sulfide is finely dispersed in the steel material to facilitate the destruction, the chip controllability (machinability) is improved. However, if a small number of coarse sulfides are dispersed in the steel material, the distance between the sulfides that is a starting point of chip separation becomes long. As a result, the chips tend to be longer.
なお、本実施形態における「硫化物」とは、以下に示すMn硫化物系介在物の総称を意味する。
すなわち、MnSを主体に含み、Fe、Ca、Ti、Zr、Mg、REM等の硫化物がMnSと固溶または結合して共存している介在物、MnTeのようにS以外の元素がMnと化合物を形成してMnSと固溶・結合して共存している介在物、酸化物を核として析出した上記介在物が含まれるものであり、化学式では(Mn、X)(S、Y)(ここで、X:Mn以外の硫化物形成元素、Y:S以外でMnと結合する元素)として表記できるMn硫化物系介在物の総称である。なお、介在物が硫化物であることは、走査電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型X線解析によって確認できる。
The “sulfide” in the present embodiment means a general term for the following Mn sulfide-based inclusions.
That is, inclusions mainly containing MnS, sulfides such as Fe, Ca, Ti, Zr, Mg, and REM are dissolved or combined with MnS and coexist, and elements other than S such as MnTe are combined with Mn. Includes inclusions that form a compound and coexist with MnS by solid solution / bonding, and the above-mentioned inclusions precipitated with oxides as nuclei, and are represented by (Mn, X) (S, Y) ( Here, X is a general term for Mn sulfide-based inclusions that can be expressed as sulfide-forming elements other than Mn and Y: elements other than S that bind to Mn. In addition, it can be confirmed that the inclusion is a sulfide by an energy dispersive X-ray analysis attached to a scanning electron microscope.
(c)本発明者らは、硫化物の円相当径と切りくず処理性との関係について種々実験を行った。その結果、平均円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上であると、切りくず処理性が向上するという知見を得た。 (C) The present inventors conducted various experiments on the relationship between the equivalent circle diameter of sulfide and chip controllability. As a result, it has been found that when the number density of sulfides having an average equivalent circle diameter of less than 2 μm is 300 / mm 2 or more, the chip controllability is improved.
(d)鋼材中の硫化物は、凝固前(溶鋼中)または凝固時に晶出することが多い。したがって、鋼材中の硫化物の大きさは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態(デンドライト)を呈している。デンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成される。溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。具体的には、デンドライトの樹間部でMnが濃化し、Mn硫化物が晶出する。 (D) Sulfides in steel materials often crystallize before solidification (in molten steel) or during solidification. Therefore, the size of the sulfide in the steel material is greatly affected by the cooling rate during solidification. The solidified structure of the continuous cast slab usually has a dendrite form (dendrites). Dendrites are formed due to the diffusion of solute elements during the solidification process. The solute elements are concentrated in the dendritic tree. Specifically, Mn is concentrated in the dendritic tree portion, and Mn sulfide is crystallized.
(e)鋼材中に硫化物を微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの1次アーム間隔は、非特許文献1に記載されているように、下記(A)式で表すことができる。
λ∝(D×σ×ΔT)0.25 …(A)
(A)式において、λはデンドライトの1次アーム間隔(μm)、Dは拡散係数(m2/s)、σは固液界面エネルギー(J/m2)、ΔTは凝固温度範囲(℃)である。
(E) In order to finely disperse the sulfide in the steel material, it is necessary to shorten the interval between dendrite trees. As described in Non-Patent Document 1, the primary arm interval of dendrite can be expressed by the following equation (A).
λ∝ (D × σ × ΔT) 0.25 (A)
In the formula (A), λ is the primary arm interval of the dendrite (μm), D is the diffusion coefficient (m 2 / s), σ is the solid-liquid interface energy (J / m 2 ), and ΔT is the solidification temperature range (° C.). It is.
(A)式から、デンドライトの1次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存しており、σが低減すればλも減少することがわかる。1次アーム間隔λを減少できれば、デンドライトの樹間部に晶出するMn硫化物のサイズを低減できる。本発明者らは、鋼にBiを微量添加することにより、1次アーム間隔λを減少でき、硫化物のサイズを微細化できることを見出した。
本発明は、上記(a)〜(e)の知見に基づいて完成されたものである。
From equation (A), it can be seen that the primary arm interval λ of the dendrite depends on the solid-liquid interface energy σ, and λ decreases as σ decreases. If the primary arm spacing λ can be reduced, the size of Mn sulfide crystallized in the dendrite tree can be reduced. The present inventors have found that by adding a small amount of Bi to steel, the primary arm interval λ can be reduced and the size of sulfide can be reduced.
The present invention has been completed based on the above findings (a) to (e).
以下、本実施形態の冷間鍛造用鋼およびその製造方法について詳細に説明する。
歯車などの鋼製部品の素材として用いる冷間鍛造用鋼は、例えば、連続鋳造した鋳片に熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を行うことにより製造される。得られた冷間鍛造用鋼は、例えば、所定の部品形状に切削し、更に浸炭焼き入れ等の表面硬化処理を実施することにより部品となる。
Hereinafter, the steel for cold forging of this embodiment and its manufacturing method will be described in detail.
BACKGROUND ART Cold forging steel used as a material for steel parts such as gears is manufactured by, for example, performing hot working such as hot rolling or hot forging on a continuously cast slab. The obtained steel for cold forging is, for example, cut into a predetermined component shape, and further subjected to a surface hardening treatment such as carburizing and quenching to become a component.
冷間鍛造用鋼中の硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削性の向上には極めて有効である。すなわち、被削材である冷間鍛造用鋼中の硫化物は、切削工具の摩耗による工具変化を抑制し、工具寿命を延ばす効果を発現する。したがって、切削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。 Sulfides in the steel for cold forging lower the cold forgeability, but are extremely effective for improving the machinability. That is, the sulfide in the steel for cold forging, which is a work material, suppresses a tool change due to wear of the cutting tool and has an effect of extending the tool life. Therefore, in order to enhance the machinability, it is desirable to generate sulfide in the steel.
一方、冷間鍛造用鋼を製造する過程で熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を施すと、粗大な硫化物が延伸して被削性が低下することが多い。硫化物の粗大化を抑制するためには、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減して、鋳造後の鋳片のデンドライトを微細化することが望ましい。デンドライトは、硫化物の粒径に大きく影響する。デンドライトが微細になるほど、硫化物の粒径が小さくなる。 On the other hand, when hot working such as hot rolling or hot forging is performed in the process of manufacturing the steel for cold forging, coarse sulfides are stretched and machinability often decreases. In order to suppress the coarsening of the sulfide, it is desirable to reduce the solid-liquid interfacial energy in the molten steel and make the dendrite of the cast slab finer. Dendrite greatly affects the sulfide particle size. The finer the dendrite, the smaller the sulfide particle size.
冷間鍛造用鋼中に硫化物を安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のBiを含む化学組成とすることにより、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させることが好ましい。固液界面エネルギーを低減させると、鋳片のデンドライトが微細となり、そこから晶出する硫化物が微細化される。 In order to stably and effectively finely disperse the sulfide in the steel for cold forging, it is preferable to reduce the solid-liquid interface energy in the molten steel by using a chemical composition containing a trace amount of Bi. When the solid-liquid interfacial energy is reduced, the dendrite of the slab becomes fine, and the sulfide crystallized from it becomes fine.
本実施形態の冷間鍛造用鋼の冷間鍛造性について、更に説明する。
鋼中の硫化物は、冷間鍛造時に硫化物自体が変形して破壊の起点となる。特に粗大な硫化物は、限界圧縮率などの冷間鍛造性を低下させる。そのため、本実施形態の冷間鍛造用鋼を製造する際には、熱間加工後の鋳片に球状化焼鈍などの焼鈍を施して、硫化物を中心とする硫化物を微細化および球状化することが望ましい。
The cold forgeability of the steel for cold forging according to the present embodiment will be further described.
Sulfide in steel becomes a starting point of fracture due to deformation of the sulfide itself during cold forging. In particular, coarse sulfides reduce cold forgeability such as critical compressibility. Therefore, when producing the steel for cold forging of the present embodiment, the slab after hot working is subjected to annealing such as spheroidizing annealing to refine and spheroidize sulfides mainly sulfides. It is desirable to do.
次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼の化学組成について説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、C:0.05〜0.30%、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.40〜2.00%、S:0.008〜0.040%未満、Cr:0.01〜3.00%、Al:0.010〜0.100%、N:0.0250%以下、Ca:0.0001〜0.0050%、Bi:0.0001〜0.0050%を含有し、P:0.050%以下、O:0.0020%以下に制限し、残部がFeおよび不純物からなり、下記式(1)を満たす化学組成を有する。
0.030≦Ca/S≦0.150 式(1)
(式(1)中のCa、Sは、質量%での各元素の含有量とする。)
Next, the chemical composition of the steel for cold forging of the present embodiment will be described. In addition, “%” of the content of each element means “% by mass”.
The steel for cold forging of this embodiment is as follows: C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.40 to 2.00%, S: 0.008 to Less than 0.040%, Cr: 0.01 to 3.00%, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.0250% or less, Ca: 0.0001 to 0.0050%, Bi: 0 0.0001 to 0.0050%, P: 0.050% or less, O: 0.0020% or less, the balance being Fe and impurities, and having a chemical composition satisfying the following formula (1).
0.030 ≦ Ca / S ≦ 0.150 Formula (1)
(Ca and S in the formula (1) are the contents of each element in mass%.)
(C:0.05〜0.30%)
炭素(C)は、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。一方、C含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下し、被削性も低下する。したがって、C含有量は0.05〜0.30%である。好ましいC含有量は0.10〜0.28%であり、さらに好ましくは0.15〜0.25%である。
(C: 0.05 to 0.30%)
Carbon (C) increases the tensile strength and fatigue strength of steel. On the other hand, if the C content is too large, the cold forgeability of the steel decreases, and the machinability also decreases. Therefore, the C content is 0.05 to 0.30%. The preferred C content is 0.10 to 0.28%, more preferably 0.15 to 0.25%.
(Si:0.05〜1.0%)
シリコン(Si)は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Si含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Si含有量は、0.05〜1.0%である。好ましいSi含有量は0.15〜0.70%であり、さらに好ましくは0.20〜0.35%である。
(Si: 0.05-1.0%)
Silicon (Si) forms a solid solution in ferrite in steel and increases the tensile strength of steel. On the other hand, if the Si content is too large, the cold forgeability of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.0%. The preferred Si content is 0.15 to 0.70%, more preferably 0.20 to 0.35%.
(Mn:0.40〜2.00%)
マンガン(Mn)は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Mnはさらに、鋼中の硫黄(S)と結合してMn硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Mn含有量が高すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.40〜2.00%である。鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、好ましいMn含有量は0.60%以上であり、さらに好ましくは0.75%以上である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいMn含有量は1.50%以下であり、さらに好ましくは1.20%以下である。
(Mn: 0.40-2.00%)
Manganese (Mn) forms a solid solution in steel to increase the tensile strength and fatigue strength of the steel, and to enhance the hardenability of the steel. Mn further combines with sulfur (S) in the steel to form Mn sulfide and enhance the machinability of the steel. On the other hand, if the Mn content is too high, the cold forgeability of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 0.40 to 2.00%. When enhancing the tensile strength, fatigue strength and hardenability of steel, the preferred Mn content is 0.60% or more, more preferably 0.75% or more. When further improving the cold forgeability of steel, the preferable Mn content is 1.50% or less, more preferably 1.20% or less.
(S:0.008〜0.040%未満)
硫黄(S)は、鋼中のMnと結合してMn硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Sを過剰に含有すると、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、S含有量は、0.008〜0.040%未満である。鋼の被削性を高める場合、好ましいS含有量は0.010%以上であり、さらに好ましくは、0.012%以上である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいS含有量は、0.020%未満であり、さらに好ましくは、0.018%未満である。
(S: 0.008 to less than 0.040%)
Sulfur (S) combines with Mn in steel to form Mn sulfide and enhances machinability of the steel. On the other hand, if S is excessively contained, the cold forgeability and the fatigue strength of the steel decrease. Therefore, the S content is less than 0.008 to 0.040%. When enhancing the machinability of steel, the preferred S content is 0.010% or more, and more preferably 0.012% or more. When further improving the cold forgeability of steel, the preferred S content is less than 0.020%, and more preferably less than 0.018%.
(Cr:0.01〜3.00%)
クロム(Cr)は、鋼の焼入れ性および引張強度を高める。本実施形態の冷間鍛造用鋼を用いて鋼製部品を製造する場合、部品形状とされた冷間鍛造用鋼に、浸炭処理や高周波焼入れなどの表面硬化処理を行う場合がある。Crは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Cr含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Cr含有量は、0.01〜3.00%とする。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいCr含有量は、0.03%以上であり、さらに好ましくは、0.10%以上である。冷間鍛造性及び疲労強度をさらに高める場合、好ましいCr含有量は1.60%以下であり、より好ましくは1.50%以下であり、さらに好ましくは、1.20%以下である。
(Cr: 0.01 to 3.00%)
Chromium (Cr) enhances the hardenability and tensile strength of steel. When a steel part is manufactured using the steel for cold forging of the present embodiment, a surface hardening treatment such as carburizing or induction hardening may be performed on the steel for cold forging having a part shape. Cr enhances the hardenability of the steel and increases the surface hardness of the steel after carburizing or induction hardening. On the other hand, when the Cr content is too large, the cold forgeability and the fatigue strength of the steel decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.01 to 3.00%. When increasing the hardenability and tensile strength of steel, the preferable Cr content is 0.03% or more, and more preferably 0.10% or more. When the cold forgeability and the fatigue strength are further increased, the preferable Cr content is 1.60% or less, more preferably 1.50% or less, and further preferably 1.20% or less.
(Al:0.010〜0.100%)
アルミニウム(Al)は、脱酸作用を有する。また、Alは、Nと結合してAlNを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Alの含有量が0.010%未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できない。オーステナイト粒が粗大化すると、曲げ疲労強度が低下する。一方、Alの含有量が0.100%を超えると、粗大な酸化物が形成されやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Alの含有量を0.010〜0.100%とした。Al含有量の好ましい下限は0.03%であり、好ましい上限は0.06%である。
(Al: 0.010 to 0.100%)
Aluminum (Al) has a deoxidizing effect. Al is easily combined with N to form AlN, and is an element effective in preventing austenite grain coarsening during carburizing heating. However, if the Al content is less than 0.010%, it is not possible to stably prevent austenite grains from becoming coarse. When the austenite grains become coarse, the bending fatigue strength decreases. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, a coarse oxide is easily formed, and the bending fatigue strength is reduced. Therefore, the content of Al is set to 0.010 to 0.100%. A preferred lower limit of the Al content is 0.03%, and a preferred upper limit is 0.06%.
(N:0.0250%以下)
窒素(N)は、不純物として含有される。鋼中に固溶するNは、鋼の冷間鍛造時の変形抵抗を大きくし、また冷間鍛造性を低下する。また、鋼がBを含有する場合、Nの含有量が高いと、BNが生成されて、Bの焼入れ性向上効果を低下させてしまう。したがって、鋼がBを含み、Tiおよび/またはNbを含まない場合、N含有量はなるべく少ない方が好ましい。N含有量は0.0250%以下である。好ましいN含有量は、0.0180%以下であり、さらに好ましくは、0.0150%以下である。一方、NをTiやNbとともに含有させると、窒化物や炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の冷間鍛造性や疲労強度を高める。Bを含まず、かつTiおよび/またはNbを含有して窒化物や炭窒化物を積極的に生成する場合には、Nを0.0060%以上含有することが好ましい。
(N: 0.0250% or less)
Nitrogen (N) is contained as an impurity. N dissolved in the steel increases the deformation resistance of the steel during cold forging and lowers the cold forgeability. Further, when the steel contains B, if the content of N is high, BN is generated, and the effect of improving the hardenability of B is reduced. Therefore, when the steel contains B and does not contain Ti and / or Nb, the N content is preferably as small as possible. The N content is 0.0250% or less. The preferred N content is 0.0180% or less, and more preferably 0.0150% or less. On the other hand, when N is contained together with Ti and Nb, austenite crystal grains are refined by forming nitrides and carbonitrides, and the cold forgeability and fatigue strength of steel are increased. When containing B and containing Ti and / or Nb to generate nitrides and carbonitrides positively, it is preferable to contain 0.0060% or more of N.
(Ca:0.0001〜0.0050%)
カルシウム(Ca)は、硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、Caは鋼の冷間鍛造性を高める。Ca含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ca含有量が高すぎると、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は、鋼の冷間鍛造性を低下する。したがって、Ca含有量は0.0001〜0.0050%である。Ca含有量の好ましい下限は0.0005%以上であり、さらに好ましくは0.0007%以上である。Ca含有量の好ましい上限は0.0035%以下であり、さらに好ましくは0.0030%以下であり、さらに好ましくは0.0025%以下である。
(Ca: 0.0001-0.0050%)
Calcium (Ca) forms a solid solution with the sulfide to make the sulfide fine and spherical. Thereby, Ca enhances the cold forgeability of steel. If the Ca content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ca content is too high, a coarse oxide is formed. Coarse oxides reduce the cold forgeability of the steel. Therefore, the Ca content is 0.0001 to 0.0050%. The lower limit of the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0007% or more. The preferable upper limit of the Ca content is 0.0035% or less, more preferably 0.0030% or less, and further preferably 0.0025% or less.
(Bi:0.0001〜0.0050%)
Bi(ビスマス)は、本発明において重要な元素である。微量のBiを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化され、硫化物が微細分散される。硫化物の微細化効果を得るには、Biの含有量を0.0001%以上とする必要がある。しかし、Biの含有量が0.0050%を超えると、デンドライトの微細化効果が飽和し、かつ鋼の加工性が劣化し、連続鋳造時および熱間圧延時に割れが発生する。さらに、これらのことから、Bi含有量を0.0001〜0.0050%とする。被削性をさらに向上させるには、Bi含有量を0.0010%以上とすることが好ましい。また、Biは0.0048%以下であってもよい。
(Bi: 0.0001-0.0050%)
Bi (bismuth) is an important element in the present invention. By containing a small amount of Bi, the solidification structure of steel is refined, and sulfides are finely dispersed. In order to obtain the effect of reducing the sulfide, the Bi content needs to be 0.0001% or more. However, when the Bi content exceeds 0.0050%, the effect of dendrite refining is saturated, the workability of steel is deteriorated, and cracks occur during continuous casting and hot rolling. Further, from these, the Bi content is set to 0.0001 to 0.0050%. In order to further improve the machinability, the Bi content is preferably set to 0.0010% or more. Bi may be 0.0048% or less.
(P:0.050%以下)
燐(P)は不純物である。Pは鋼の冷間鍛造性および熱間加工性を低下させる。したがって、P含有量は少ない方が好ましい。P含有量は0.050%以下である。好ましいP含有量は0.035%以下であり、さらに好ましくは、0.020%以下である。
(P: 0.050% or less)
Phosphorus (P) is an impurity. P reduces the cold forgeability and hot workability of steel. Therefore, it is preferable that the P content is small. The P content is 0.050% or less. The preferred P content is 0.035% or less, more preferably 0.020% or less.
(O:0.0020%以下)
O(酸素)は、Alと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させる。特に、Oの含有量が0.0020%を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Oの含有量を0.0020%以下とした。なお、不純物元素としてのOの含有量は0.0010%以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
(O: 0.0020% or less)
O (oxygen) is likely to combine with Al to form hard oxide-based inclusions and reduce bending fatigue strength. In particular, when the O content exceeds 0.0020%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of O is set to 0.0020% or less. The content of O as an impurity element is preferably 0.0010% or less, and more preferably as small as possible within a range that does not increase the cost in the steel making process.
本実施形態における冷間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Feおよび不純物からなる。本実施形態における不純物は、鋼の原料として利用される鉱石、スクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。本実施形態において、不純物は例えば、銅(Cu)等である。不純物であるCu含有量は、JIS G4053機械構造用合金鋼鋼材に規定されたSCr鋼およびSCM鋼中のCu含有量と同程度である。具体的には、Cu含有量は0.30%以下である。 The balance of the chemical composition of the steel for cold forging in the present embodiment consists of Fe and impurities. The impurities in the present embodiment refer to ores and scraps used as a raw material of steel, or elements mixed from the environment in the manufacturing process. In the present embodiment, the impurity is, for example, copper (Cu) or the like. The content of Cu as an impurity is substantially the same as the content of Cu in the SCr steel and the SCM steel specified in JIS G4053 alloy steel for mechanical structures. Specifically, the Cu content is 0.30% or less.
[式(1)について]
Caは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の球状化を促進する。しかしながら、S含有量に対するCa含有量が高すぎると、硫化物に固溶しなかったCaが粗大な酸化物を形成し、鋼の冷間鍛造性が低下する。また、S含有量に対するCa含有量が低すぎると、Caが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、冷間鍛造性が低下する。したがって、鋼中のS含有量に対するCa含有量の比(Ca/S)は冷間鍛造性の指標である。
[About Equation (1)]
Ca forms a solid solution in the sulfide, finely disperses the sulfide, and promotes spheroidization of the sulfide. However, if the Ca content relative to the S content is too high, Ca that did not form a solid solution with the sulfide forms a coarse oxide, and the cold forgeability of the steel decreases. On the other hand, if the Ca content is too low relative to the S content, Ca is unlikely to form a solid solution with the sulfide, and the sulfide is less likely to be spherical. Therefore, cold forgeability falls. Therefore, the ratio of the Ca content to the S content in steel (Ca / S) is an index of cold forgeability.
鋼中のCa/Sを適切な範囲に設定すれば、硫化物の形態を制御して冷間鍛造性を高めることができ、かつ、被削性を維持できる。具体的には、冷間鍛造用鋼の化学組成が式(1)を満たすことにより、被削性が維持されつつ、優れた冷間鍛造性が得られ、より複雑な部品の成形が可能となる。 When Ca / S in steel is set in an appropriate range, the form of sulfide can be controlled to enhance cold forgeability and maintain machinability. Specifically, when the chemical composition of the steel for cold forging satisfies the formula (1), excellent cold forgeability is obtained while machinability is maintained, and it is possible to form more complicated parts. Become.
0.03≦Ca/S≦0.150 式(1)
(式(1)中のCa、Sは、質量%での各元素の含有量とする。対応する元素が不純物レベルの場合、式(1)の対応する元素記号には「0」が代入される。)
0.03 ≦ Ca / S ≦ 0.150 Formula (1)
(Ca and S in the formula (1) are the contents of each element in mass%. When the corresponding element is at the impurity level, “0” is substituted for the corresponding element symbol in the formula (1). .)
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、Mo、Ni、V、B及びMgからなる群から選択された1種または2種以上を含有してもよい。Mo、Ni、V、B及びMgはいずれも、鋼の疲労強度を高める。 The steel for cold forging of the present embodiment may contain one or more selected from the group consisting of Mo, Ni, V, B and Mg. Mo, Ni, V, B and Mg all increase the fatigue strength of steel.
(Mo:1.00%以下)
モリブデン(Mo)は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。また、Moは、浸炭処理において、不完全焼入れ層を抑制する。Moを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Mo含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Mo含有量は、1.00%以下である。Mo含有量が0.02%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいMo含有量は0.05〜0.50%であり、さらに好ましくは、0.10〜0.30%である。
(Mo: 1.00% or less)
Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of the steel and increases the fatigue strength of the steel. Mo suppresses the incompletely quenched layer in the carburizing treatment. The above effect can be obtained if Mo is contained even a little. On the other hand, if the Mo content is too large, the machinability of the steel decreases. In addition, the cost of producing the steel also increases. Therefore, the Mo content is 1.00% or less. When the Mo content is 0.02% or more, the above-described effects are remarkably obtained. The preferred Mo content is 0.05 to 0.50%, more preferably 0.10 to 0.30%.
(Ni:1.00%以下)
ニッケル(Ni)は、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ni含有量が1.00%を超えると、焼入れ性向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、Ni含有量を1.00%以下とした。Ni含有量は、0.80%以下であることが好ましい。さらに、Niの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、Ni含有量は0.10%以上であることが好ましい。
なお、ニッケル(Ni)は、意図的に添加しなくても、不純物として0.25%以下程度含まれている場合がある。不純物としてNiが含まれている場合でも、Niを含むことにより、焼き入れ性が向上する。
(Ni: 1.00% or less)
Nickel (Ni) has an effect of improving hardenability and is an element effective for further increasing the fatigue strength, and therefore may be contained as necessary. However, when the Ni content exceeds 1.00%, the effect of increasing the fatigue strength due to the improvement in hardenability not only saturates, but also the deformation resistance is increased and the cold forgeability is significantly reduced. Therefore, the Ni content is set to 1.00% or less. The Ni content is preferably 0.80% or less. Further, in order to stably obtain the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability of Ni, the Ni content is preferably 0.10% or more.
Note that nickel (Ni) may be included as an impurity at about 0.25% or less without being intentionally added. Even when Ni is included as an impurity, the hardenability is improved by including Ni.
(V:0.30%以下)
バナジウム(V)は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。バナジウム炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部(表層以外の部分)の強度を高める。Vを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、V含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、V含有量は0.30%以下である。V含有量が0.03%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいV含有量は0.04〜0.20%であり、さらに好ましくは0.05〜0.10%である。
(V: 0.30% or less)
Vanadium (V) forms carbides in the steel and increases the fatigue strength of the steel. Vanadium carbide precipitates in ferrite and increases the strength of the steel core (parts other than the surface layer). The above effect can be obtained if V is contained even a little. On the other hand, if the V content is too large, the cold forgeability and the fatigue strength of the steel decrease. Therefore, the V content is 0.30% or less. When the V content is 0.03% or more, the above-described effects are remarkably obtained. The preferred V content is 0.04 to 0.20%, more preferably 0.05 to 0.10%.
(B:0.0200%以下)
ボロン(B)は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。Bが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。B含有量が0.0200%を超えると、その効果は飽和する。したがって、B含有量は0.0200%以下である。B含有量が0.0005%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいB含有量は、0.0010〜0.0120%であり、さらに好ましくは、0.0020〜0.0100%である。
(B: 0.0200% or less)
Boron (B) enhances the hardenability of steel and increases the fatigue strength of steel. The above effect can be obtained if B is contained even a little. When the B content exceeds 0.0200%, the effect is saturated. Therefore, the B content is 0.0200% or less. When the B content is 0.0005% or more, the above-described effects are remarkably obtained. The preferred B content is 0.0010 to 0.0120%, and more preferably 0.0020 to 0.0100%.
(Mg:0.0035%以下)
マグネシウム(Mg)は、Alと同様に、鋼を脱酸し、鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化することにより、粗大酸化物を破壊起点とする確率が低下し、鋼の疲労強度が高まる。Mgを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Mg含有量が多すぎると、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Mg含有量は0.0035%以下である。Mg含有量が0.0001%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいMg含有量は0.0003〜0.0030%であり、さらに好ましくは、0.0005〜0.0025%である。
(Mg: 0.0035% or less)
Like Al, magnesium (Mg) deoxidizes steel and refines oxides in steel. As the oxides in the steel become finer, the probability of starting from a coarse oxide as a fracture starting point decreases, and the fatigue strength of the steel increases. The above effect can be obtained if Mg is contained even a little. On the other hand, if the Mg content is too large, the above effect is saturated, and the machinability of the steel decreases. Therefore, the Mg content is 0.0035% or less. When the Mg content is 0.0001% or more, the above-mentioned effects are remarkably obtained. The preferred Mg content is 0.0003 to 0.0030%, and more preferably 0.0005 to 0.0025%.
本実施形態の冷間鍛造用鋼はさらに、TiおよびNbからなる群から選択された1種または2種を含有してもよい。TiおよびNbは、鋼の疲労強度を高める。
(Ti:0.060%以下)
チタン(Ti)は、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成し、ピン止め効果によりオーステナイト結晶粒を微細化する。オーステナイト結晶粒が微細化されることにより、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が高まる。Tiが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ti含有量が多すぎると、鋼の被削性および冷間鍛造性が低下する。したがって、Ti含有量は0.060%以下である。Ti含有量が0.002%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいTi含有量は0.005〜0.040%であり、さらに好ましくは、0.010〜0.030%である。
The steel for cold forging of this embodiment may further contain one or two selected from the group consisting of Ti and Nb. Ti and Nb increase the fatigue strength of steel.
(Ti: 0.060% or less)
Titanium (Ti) generates fine carbides, nitrides, and carbonitrides, and refines austenite crystal grains by a pinning effect. The refinement of austenite crystal grains increases the cold forgeability and fatigue strength of steel. The above effect can be obtained as long as Ti is contained at all. On the other hand, if the Ti content is too large, the machinability and cold forgeability of steel decrease. Therefore, the Ti content is 0.060% or less. When the Ti content is 0.002% or more, the above-described effects are remarkably obtained. The preferred Ti content is 0.005 to 0.040%, and more preferably 0.010 to 0.030%.
(Nb:0.080%以下)
ニオブ(Nb)は、Tiと同様に、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成してオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の冷間鍛造性および疲労強度を高める。Nbが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Nb含有量が多すぎると、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Nb含有量は0.080%以下である。Nb含有量が0.010%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいNb含有量は0.015〜0.050%であり、さらに好ましくは、0.020〜0.040%である。
(Nb: 0.080% or less)
Niobium (Nb), like Ti, generates fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine the austenite crystal grains and enhance the cold forgeability and fatigue strength of steel. The above effect can be obtained if Nb is contained even a little. On the other hand, if the Nb content is too large, the above effect is saturated and the machinability of the steel decreases. Therefore, the Nb content is 0.080% or less. When the Nb content is 0.010% or more, the above-described effects are remarkably obtained. The preferred Nb content is 0.015 to 0.050%, and more preferably 0.020 to 0.040%.
[硫化物]
硫化物は、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保する必要がある。鋼中のS含有量を増加させると、被削性は向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なう。このため、鋼中の硫化物のサイズおよび形状を制御する必要がある。さらに、被削時の切りくず処理性を向上させるには、鋼中に硫化物を微細に分散させることが必要である。
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造用鋼の圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上である。このため、優れた冷間鍛造性および切りくず処理性(被削性)が得られる。
[Sulfide]
Since sulfides are useful for improving machinability, it is necessary to ensure their number density. When the S content in steel is increased, machinability is improved, but coarse sulfides are increased. Coarse sulfide drawn by hot rolling or the like impairs cold forgeability. For this reason, it is necessary to control the size and shape of the sulfide in the steel. Further, in order to improve the chip controllability at the time of machining, it is necessary to disperse sulfide finely in steel.
In the steel for cold forging according to the present embodiment, the number density of sulfides having an equivalent circle diameter of less than 2 μm is 300 / mm 2 or more in a cross section parallel to the rolling direction of the steel for cold forging. Therefore, excellent cold forgeability and chip controllability (machinability) can be obtained.
「製造方法」
次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法を説明する。
本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法では、まず、上記のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ表層から15mmの範囲内におけるデンドライトの1次アーム間隔が600μm未満である鋳片を鋳造する。
"Production method"
Next, a method of manufacturing the steel for cold forging of the present embodiment will be described.
In the method for producing steel for cold forging according to the present embodiment, first, a slab having the chemical composition described in any of the above, and having a primary arm interval of dendrite within 15 mm from the surface layer is less than 600 μm. Casting.
[連続鋳造工程]
上記の化学組成を有する鋳片を連続鋳造法により製造する。鋳片は、造塊法によりインゴット(鋼塊)にしてもよい。鋳造条件としては、例えば、220×220mm角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを10〜50℃とし、鋳込み速度を1.0〜1.5m/分とする条件を例示できる。
[Continuous casting process]
A slab having the above chemical composition is manufactured by a continuous casting method. The slab may be made into an ingot (steel ingot) by an ingot making method. As the casting conditions, for example, using a 220 × 220 mm square mold, the superheat of the molten steel in the tundish is set to 10 to 50 ° C., and the casting speed is set to 1.0 to 1.5 m / min. .
本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法では、所定の化学組成を有する鋳片を鋳造するため、硫化物の晶出核となるデンドライトが微細化されて、硫化物が鋼中に微細分散される。これにより、冷間鍛造後の被削性に優れた冷間鍛造用鋼が得られる。 In the method for producing a steel for cold forging according to the present embodiment, in order to cast a slab having a predetermined chemical composition, dendrites which are crystallization nuclei of sulfides are refined, and sulfides are finely dispersed in the steel. Is done. Thereby, a steel for cold forging having excellent machinability after cold forging can be obtained.
[デンドライト]
鋳片の凝固組織は、デンドライト形態(デンドライト)を呈している。冷間鍛造用鋼中の硫化物は、凝固前(溶鋼中)、または凝固時に晶出することが多く、鋳片のデンドライトの1次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライトの1次アーム間隔が小さければ、デンドライトの樹間部に晶出する硫化物が小さくなる。本実施形態の冷間鍛造用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライトの1次アーム間隔が600μm未満である。
[Dendrite]
The solidified structure of the slab has a dendrite form (dendrites). Sulfides in cold forging steel are often crystallized before solidification (in molten steel) or during solidification, and are greatly affected by the primary arm spacing of dendrite in slabs. That is, if the primary arm spacing of the dendrite is small, the sulfide crystallized in the dendrite tree becomes small. In the steel for cold forging of this embodiment, the primary arm interval of the dendrite at the stage of the slab is less than 600 μm.
本実施形態では、上述したデンドライトの1次アーム間隔を600μm未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から15mmの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を100℃/min以上500℃/min以下とすることが望ましい。平均冷却速度が100℃/min未満では、鋳片表面から15mmの深さ位置におけるデンドライトの1次アーム間隔を600μm未満とすることが困難となり、硫化物を微細分散できないおそれがある。一方、平均冷却速度が500℃/min超では、デンドライトの樹間から晶出する硫化物が微細になり過ぎ、切りくず処理性が低下してしまう恐れがある。 In this embodiment, in order to make the primary arm interval of the above-mentioned dendrite less than 600 μm, when casting molten steel having the above-mentioned chemical composition, the solidus temperature is determined from the liquidus temperature at a depth of 15 mm from the slab surface. It is desirable that the average cooling rate in the temperature range up to the temperature be 100 ° C./min or more and 500 ° C./min or less. When the average cooling rate is less than 100 ° C./min, it is difficult to make the primary arm interval of the dendrite at a depth of 15 mm from the slab surface less than 600 μm, and the sulfide may not be finely dispersed. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 500 ° C./min, the sulfide crystallized from the dendrite tree becomes too fine, and there is a possibility that the chip disposability is reduced.
液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却温度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。 The temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature is the temperature range from the start of solidification to the end of solidification. Therefore, the average cooling temperature in this temperature range means the average solidification rate of the slab. The above average cooling rate can be achieved, for example, by controlling the size of the mold section, the casting speed, and the like to appropriate values, or by increasing the amount of cooling water used for water cooling immediately after casting. This is applicable to both the continuous casting method and the ingot making method.
鋳片表面から15mm深さにおける上記温度域内の平均冷却速度は、以下に示す方法により測定した数値である。
鋳造した鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から15mmの深さの位置について、鋳込み方向に5mmピッチでデンドライトの2次アーム間隔λ2(μm)を100点測定する。そして、測定した2次アーム間隔λ2(μm)の値から以下に示す式(2)を用いて、鋳片(スラブ)の液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度A(℃/秒)を算出し、算術平均により求めた平均値である。
λ2=710×A−0.39 式(2)
The average cooling rate in the above temperature range at a depth of 15 mm from the slab surface is a numerical value measured by the following method.
The cross section of the cast slab is etched with picric acid, and 100 points of the secondary arm spacing λ 2 (μm) of the dendrite are measured at a depth of 15 mm from the slab surface at a pitch of 5 mm in the casting direction. Then, the cooling rate A in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the slab (slab) is calculated from the measured value of the secondary arm interval λ 2 (μm) using the following equation (2). (° C./sec) is the average value obtained by arithmetic averaging.
λ 2 = 710 × A− 0.39 Equation (2)
本実施形態における鋳造条件は、以下に示す方法により決定してもよい。例えば、鋳造条件の異なる複数の鋳片を製造し、各鋳片における平均冷却速度を、上記の方法により式(2)を用いて求める。その後、デンドライトの1次アーム間隔が600μm未満となる平均冷却速度100〜500℃/minであった鋳造条件を用いて、最適条件を決定する。 The casting conditions in the present embodiment may be determined by the following method. For example, a plurality of slabs with different casting conditions are manufactured, and the average cooling rate in each slab is determined by the above-described method using Expression (2). Thereafter, the optimal conditions are determined using the casting conditions in which the average cooling rate was 100 to 500 ° C./min at which the primary arm interval of the dendrite was less than 600 μm.
次に、得られた鋳片を熱間加工して、ビレット(鋼片)を製造し、更に、ビレットを熱間圧延して、棒鋼や線材とする。熱間加工は、熱間圧延を含んでいてもよい。
次に、製造された棒鋼、線材を焼鈍する。焼鈍は、球状化焼鈍であることが好ましい。球状化焼鈍を行うことにより、棒鋼、線材の冷間鍛造性を高めることができる。
以上の工程により、本実施形態の冷間鍛造用鋼が得られる。
Next, the obtained cast slab is hot-worked to produce a billet (steel slab), and the billet is further hot-rolled into a bar or a wire. Hot working may include hot rolling.
Next, the manufactured steel bars and wires are annealed. The annealing is preferably spheroidizing annealing. By performing spheroidizing annealing, the cold forgeability of a steel bar or a wire can be enhanced.
Through the above steps, the steel for cold forging of the present embodiment is obtained.
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、例えば、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品を製造するための浸炭、浸炭窒化または窒化前の素材として、好適に用いることができる。上記の素材として、本実施形態の冷間鍛造用鋼を用いることで、鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減できるとともに、鋼製部品の品質を向上させることができる。 The steel for cold forging of the present embodiment is, for example, preferably used as a material before carburizing, carbonitriding or nitriding for producing steel parts such as automobiles, gears for industrial machines, shafts, pulleys and the like. it can. By using the steel for cold forging of the present embodiment as the above-mentioned material, the ratio of the cutting cost to the manufacturing cost of the steel part can be reduced, and the quality of the steel part can be improved.
次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼を用いて部品を製造する方法について説明する。
例えば、冷間鍛造用鋼(棒鋼、線材)を冷間鍛造し、粗形状の中間品を製造する。製造された中間品は、所定の形状とするために、必要に応じて機械加工により切削してもよい。
次いで、中間品に、周知の条件で表面硬化処理を実施する。表面硬化処理としては、例えば、浸炭処理、窒化処理、高周波焼入れが挙げられる。次いで、表面硬化処理後の中間品を所定の形状に研削または磨きを行う。このようにして、冷間鍛造用鋼を素材として用いた機械部品が得られる。
なお、上記の部品の製造方法では、中間品に表面硬化処理を施したが、表面硬化処理は実施しなくてもよい。
Next, a method of manufacturing a part using the steel for cold forging of the present embodiment will be described.
For example, cold forging steel (bar, wire) is cold forged to produce a crude intermediate product. The manufactured intermediate product may be cut by machining as necessary to obtain a predetermined shape.
Next, the intermediate product is subjected to a surface hardening treatment under known conditions. Examples of the surface hardening treatment include carburizing treatment, nitriding treatment, and induction hardening. Next, the intermediate product after the surface hardening treatment is ground or polished into a predetermined shape. In this manner, a mechanical part using the steel for cold forging as a raw material is obtained.
In the above-described method for manufacturing a component, the intermediate product is subjected to the surface hardening process, but the surface hardening process may not be performed.
表1に示す化学組成を有する鋼A〜Wを270ton転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、220×220mm角の鋳片を製造した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
また、各鋳片を鋳造する際における鋳型の冷却水量を変更することで、鋳片表面から15mmの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を変化させた。
Steels A to W having the chemical compositions shown in Table 1 were melted in a 270 ton converter, and were continuously cast using a continuous casting machine to produce 220 × 220 mm square cast slabs. The reduction was applied during the solidification of the continuous casting.
The average cooling rate in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature at a depth of 15 mm from the slab surface was changed by changing the cooling water amount of the mold when casting each slab. .
表1に示す鋼A〜Lは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。鋼M〜Wは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表1中の数値の下線は、本実施の形態による冷間鍛造用鋼材の範囲外であることを示す。 Steels A to L shown in Table 1 are steels having a chemical composition specified in the present invention. Steels M to W are steels of comparative examples whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention. The underline of the numerical value in Table 1 indicates that it is outside the range of the steel material for cold forging according to the present embodiment.
連続鋳造により得られた各鋳片を、一旦室温まで冷却し、鋳片の表面割れの有無を目視にて判定した。その結果を表2に示す。
さらに、各鋳片から、試験片を採取し、以下に示す方法により、デンドライトを観察した。
Each slab obtained by continuous casting was once cooled to room temperature, and the presence or absence of a surface crack of the slab was visually determined. Table 2 shows the results.
Further, test specimens were collected from each cast slab, and dendrites were observed by the following method.
[デンドライトの1次アーム間隔および2次アーム間隔の測定]
鋳片から採取した試験片の断面をピクリン酸にてエッチングした。そして、鋳片表面から15mmの深さに位置を、鋳込み方向に5mmピッチで、デンドライトの1次アーム間隔および2次アーム間隔をそれぞれ100点測定した。デンドライトの1次アーム間隔の平均値を表2に示す。
[Measurement of primary arm interval and secondary arm interval of dendrite]
The cross section of the test piece taken from the cast piece was etched with picric acid. Then, the primary arm interval and the secondary arm interval of the dendrite were measured at 100 points each at a position at a depth of 15 mm from the slab surface and at a pitch of 5 mm in the casting direction. Table 2 shows the average value of the primary arm interval of the dendrite.
[鋳片表面から15mmの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度]
上記の方法により測定した2次アーム間隔λ2(μm)の値から以下に示す式(2)を用いて、液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度A(℃/秒)を算出し、算術平均により求めた。上記の温度域内の平均冷却速度を表2に示す。
λ2=710×A−0.39 式(2)
[Average cooling rate in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature at a depth of 15 mm from the slab surface]
From the value of the secondary arm interval λ 2 (μm) measured by the above method, the cooling rate A (° C./second) in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature using the following equation (2). ) Was calculated and calculated by arithmetic mean. Table 2 shows the average cooling rate in the above temperature range.
λ 2 = 710 × A− 0.39 Equation (2)
デンドライト観察用の試験片を採取した後、各鋳片を1250℃で2時間加熱し、加熱後の鋳片を熱間鍛造(熱間加工)して、直径30mmの複数の丸棒(棒鋼)を製造した。熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。 After collecting test specimens for dendrite observation, each slab was heated at 1250 ° C. for 2 hours, and the slab after heating was hot forged (hot worked) to form a plurality of round bars (steel bars) having a diameter of 30 mm. Was manufactured. After hot forging, the round bar was allowed to cool in the atmosphere.
次に、熱間鍛造後に得られた直径30mmの丸棒に対して、球状化焼鈍処理を実施した。具体的には、上述の丸棒を、加熱炉を用いて1300℃で1時間均熱した。次に、丸棒を別の加熱炉に移し、925℃で1時間均熱し、均熱後に丸棒を放冷した。その後、丸棒を再び加熱し、765℃で10時間均熱し、15℃/hの冷却速度で650℃まで冷却した後、放冷した。
以上の工程により、試験番号1〜23の冷間鍛造用鋼を製造した。
Next, spheroidizing annealing was performed on a round bar having a diameter of 30 mm obtained after hot forging. Specifically, the above-mentioned round bar was soaked at 1300 ° C. for 1 hour using a heating furnace. Next, the round bar was transferred to another heating furnace, and was soaked at 925 ° C. for 1 hour. After the soaking, the round bar was allowed to cool. Thereafter, the round bar was heated again, soaked at 765 ° C. for 10 hours, cooled to 650 ° C. at a cooling rate of 15 ° C./h, and allowed to cool.
Through the above steps, steels for cold forging of test numbers 1 to 23 were manufactured.
[ミクロ組織観察]
以下に示す方法により、試験番号1〜23の冷間鍛造用鋼(丸棒)のミクロ組織を観察した。まず、丸棒を軸方向に対して垂直に切断し、直径の1/4の位置(D/4位置)が観察面の中心であるミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面(観察面)を研磨し、ナイタル腐食液で腐食した。腐食後、切断面の中央部のミクロ組織を、光学顕微鏡を用いて400倍で観察した。
試験番号1〜23の冷間鍛造用鋼ミクロ組織はいずれも、フェライトに球状セメンタイトが分散した組織であった。
[Microstructure observation]
The microstructure of the steel (round bar) for cold forging of Test Nos. 1 to 23 was observed by the method described below. First, the round bar was cut perpendicularly to the axial direction, and a test piece for microstructure observation in which the position of 1/4 of the diameter (D / 4 position) was the center of the observation surface was collected. The cut surface (observation surface) of the test piece was polished and corroded with a nital etchant. After the corrosion, the microstructure at the center of the cut surface was observed at 400 times using an optical microscope.
Each of the steel microstructures for cold forging of Test Nos. 1 to 23 was a structure in which spherical cementite was dispersed in ferrite.
さらに、ミクロ組織観察用試験片を用いて、JIS Z2244に規定されたビッカース硬さ試験を実施した。各試験片について、それぞれ5箇所の硬さを測定した。
その結果、試験番号1〜23の冷間鍛造用鋼のビッカース硬さは、いずれもHv100〜140の範囲内であり、各冷間鍛造用鋼は、同程度の硬度を有した。
Further, a Vickers hardness test specified in JIS Z2244 was performed using the test piece for microstructure observation. The hardness of each test piece was measured at five points.
As a result, the Vickers hardness of the steels for cold forging of Test Nos. 1 to 23 was all in the range of Hv100 to 140, and each steel for cold forging had the same hardness.
次に、以下に示す方法により、試験番号1〜23の冷間鍛造用鋼の硫化物密度を測定した。
[硫化物密度測定方法]
ミクロ組織観察と同様にして採取した試験片を樹脂埋めした後、被検面(切断面)を鏡面研磨した。被検面は、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。被検面内の硫化物を走査電子顕微鏡とエネルギー分散型X線分光分析装置(EDS)により特定した。
Next, the sulfide density of the steels for cold forging of Test Nos. 1 to 23 was measured by the following method.
[Sulphide density measurement method]
After embedding the test piece in a resin in the same manner as the microstructure observation, the test surface (cut surface) was mirror-polished. The test surface is parallel to the longitudinal direction of the steel for cold forging. The sulfide in the test surface was identified by a scanning electron microscope and an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS).
具体的には、縦10mm×横10mmの研磨後の試験片を10個作製し、これらの試験片の所定位置を走査電子顕微鏡にて100倍で写真撮影し、0.9mm2の検査基準面積(領域)の画像を10視野分準備した。硫化物の観察視野は、9mm2である。各観察領域において、走査電子顕微鏡で観察される反射電子像のコントラストに基づいて、硫化物を特定した。反射電子像では、観察領域をグレースケール画像で表示した。反射電子像内におけるマトリクス(母材)、硫化物、酸化物のコントラストはそれぞれ異なるものであった。 Specifically, a test piece of polished vertical 10mm × horizontal 10mm were prepared 10 pieces, and photographed at 100 times by a scanning electron microscope predetermined positions of these test pieces, test reference area of 0.9 mm 2 (Region) images were prepared for 10 fields of view. The observation field of the sulfide is 9 mm 2 . In each observation region, the sulfide was specified based on the contrast of the reflected electron image observed by the scanning electron microscope. In the backscattered electron image, the observation area was displayed as a grayscale image. The contrast of the matrix (base material), sulfide, and oxide in the backscattered electron image was different from each other.
各観察視野(画像)中の円相当径が1μm以上の硫化物の粒径を検出した。硫化物の粒径(直径)は、硫化物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。そして、各観察視野(画像)中の硫化物の個数を、画像解析によって求めた。その後、観察された1μm以上の硫化物のうち、円相当径が2μm未満の硫化物の個数を、円相当径が1μm以上の硫化物の個数で除し、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度とした。
なお、観察対象とした硫化物の円相当径を1μm以上としたのは、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能であり、かつ、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。
The particle diameter of the sulfide having an equivalent circle diameter of 1 μm or more in each observation visual field (image) was detected. The particle size (diameter) of the sulfide was converted to a circle equivalent diameter indicating the diameter of a circle having the same area as the area of the sulfide. Then, the number of sulfides in each observation visual field (image) was determined by image analysis. Then, among the observed sulfides of 1 μm or more, the number of sulfides with an equivalent circle diameter of less than 2 μm is divided by the number of sulfides with an equivalent circle diameter of 1 μm or more, and the sulfides with an equivalent circle diameter of less than 2 μm Of the number density.
The reason why the circle equivalent diameter of the sulfide to be observed was set to 1 μm or more is that it is practically possible to use a general-purpose device to statistically handle the particle size and components, and to use a smaller sulfide. This is because even if the material is controlled, the influence on the cold forgeability and the chip disposability is small.
次に、以下に示す方法により、試験番号1〜23の冷間鍛造用鋼に対し、冷間鍛造性試験および被削性試験を行った。
[冷間鍛造性試験]
各冷間鍛造用鋼(直径30mmの丸棒)から、半径の1/2の位置(R/2位置)を中心とした切り欠き付きの直径10mm、長さ15mmの丸棒試験片を8個ずつ採取した。丸棒試験片の長手方向は、直径30mmの丸棒の鍛伸軸に平行とした。冷間圧縮試験には、500ton油圧プレスを使用した。
Next, a cold forgeability test and a machinability test were performed on the cold forging steels of test numbers 1 to 23 by the following method.
[Cold forgeability test]
From each steel for cold forging (a round bar with a diameter of 30 mm), eight round bar test pieces with a diameter of 10 mm and a length of 15 mm with a notch centered on a half radius (R / 2 position). Was collected at a time. The longitudinal direction of the round bar test piece was parallel to the forging axis of a round bar having a diameter of 30 mm. A 500 ton hydraulic press was used for the cold compression test.
冷間圧縮試験は、8個の丸棒試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて冷間圧縮を実施した。具体的には、初期圧縮率で8個の丸棒試験片を冷間圧縮した。1回目の冷間圧縮後、各丸棒試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。そして、割れが確認された丸棒試験片を排除し、残った丸棒試験片(つまり、割れが観察されなかった丸棒試験片)に対して、圧縮率を引き上げて2回目の冷間圧縮を実施した。2回目の冷間圧縮後、各丸棒試験片の割れの有無を確認した。1回目の冷間圧縮後と同様に、割れが確認された丸棒試験片を排除し、残った丸棒試験片に対して、圧縮率を引き上げて3回目の冷間圧縮を実施した。8個の丸棒試験片のうち、割れが確認された丸棒試験片が4個になるまで、上述の工程を繰り返した。 In the cold compression test, cold compression was performed by gradually increasing the compression ratio using eight round bar test pieces. Specifically, eight round bar specimens were cold-compressed at an initial compression ratio. After the first cold compression, it was visually confirmed whether or not each round bar test piece had cracked. Then, the round bar test piece in which a crack was confirmed was removed, and the compression ratio was raised for the remaining round bar test piece (that is, the round bar test piece in which no crack was observed), and the second cold compression was performed. Was carried out. After the second cold compression, each round bar test piece was checked for cracks. In the same manner as after the first cold compression, the round bar test piece in which cracks were confirmed was removed, and the remaining round bar test piece was subjected to a third cold compression by increasing the compression ratio. The above-described process was repeated until four of the eight round bar specimens were found to have cracks.
8個の丸棒試験片のうち、4個の丸棒試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」と定義した。そして、限界圧縮率が55%以上の場合、冷間鍛造性に優れると判断した。各冷間鍛造用鋼の限界圧縮率を表2に示す。 The compression ratio when cracks were confirmed in four round bar specimens among the eight round bar specimens was defined as “critical compression ratio”. And when the critical compression ratio was 55% or more, it was judged that the cold forgeability was excellent. Table 2 shows the critical compressibility of each steel for cold forging.
[被削性試験]
各冷間鍛造用鋼(直径30mmの丸棒)に、冷間での引抜きにより歪を与え、引抜き後の丸棒の被削性により、冷間鍛造後の被削性を評価した。
具体的には、各冷間鍛造用鋼(直径30mmの丸棒)を、減面率30.6%で冷間引抜きし、直径25mmの丸棒にした。冷間引抜きした丸棒を長さ500mmに切断し、旋削加工用の試験材とした。得られた直径25mm、長さ500mmの試験材の外周部を、数値制御(NC)旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性(切りくず処理性)を調査した。
[Machinability test]
Each steel for cold forging (a round bar having a diameter of 30 mm) was subjected to strain by cold drawing, and the machinability of the round bar after drawing was evaluated for machinability after cold forging.
Specifically, each steel for cold forging (a round bar having a diameter of 30 mm) was cold-drawn at a surface reduction rate of 30.6% to form a round bar having a diameter of 25 mm. The cold-drawn round bar was cut into a length of 500 mm to obtain a test material for turning. The outer peripheral portion of the obtained test material having a diameter of 25 mm and a length of 500 mm was turned using a numerically controlled (NC) lathe under the following conditions, and the machinability (chip controllability) was investigated.
<使用チップ>
母材材質:超硬P20種グレード。
コーティング:なし。
<Used chip>
Base material: Carbide P20 grade.
Coating: None.
<旋削加工条件>
周速:150m/分。
送り:0.2mm/rev。
切り込み:0.4mm。
潤滑:水溶性切削油を使用。
<Turning conditions>
Circumferential speed: 150 m / min.
Feed: 0.2 mm / rev.
Cut: 0.4 mm.
Lubrication: Uses water-soluble cutting oil.
各試験材について、旋削加工中の10秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に10個の切りくずを選択した。そして、選択された10個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。
なお、切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が10個未満である場合、回収された切りくずの総重量を測定し、10個の個数に換算した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が7個であって、その総重量が12gである場合、切りくず重量は、12g×10個/7個、と計算した。
For each test material, chips discharged during 10 seconds during the turning were collected. The length of the collected chips was examined, and ten chips were selected in order from the longest one. Then, the total weight of the selected ten chips was defined as “chip weight”.
If the total number of chips is less than 10 as a result of long chips, the total weight of the collected chips is measured, and the value converted to the number of chips is defined as "chip weight". did. For example, when the total number of chips is 7 and the total weight is 12 g, the chip weight was calculated as 12 g × 10/7.
そして、各試験材の切りくず重量が15g以下であれば、切りくず処理性が高いと評価した。切りくず重量が15gを超える場合、切りくず処理性が低いと評価した。各冷間鍛造用鋼の切りくず処理性の評価結果を表2に示す。 When the chip weight of each test material was 15 g or less, it was evaluated that the chip disposability was high. When the chip weight exceeded 15 g, the chip disposition was evaluated as low. Table 2 shows the evaluation results of the chip disposability of each steel for cold forging.
表1および表2に示すように、試験番号1〜12の冷間鍛造用鋼は、化学組成(鋼A〜L)および硫化物個数密度が本発明の範囲内であり、優れた冷間鍛造性および被削性を有していた。 As shown in Table 1 and Table 2, the steels for cold forging of Test Nos. 1 to 12 had excellent chemical forging (steel A to L) and sulfide number density within the range of the present invention. And machinability.
試験番号13の冷間鍛造用鋼は、JIS SCr420に規定される鋼である。試験番号13の冷間鍛造用鋼は、BiおよびCaを含有していないため、式(1)を満たさず、硫化物個数密度も低い。そのため、試験番号13の冷間鍛造用鋼は、限界圧縮率が55%未満となり、冷間鍛造性が低かった。また、試験番号13の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が15gを超え、被削性が低かった。 The steel for cold forging of test number 13 is a steel specified in JIS SCr420. Since the steel for cold forging of Test No. 13 does not contain Bi and Ca, it does not satisfy Expression (1) and has a low sulfide number density. Therefore, the cold forging steel of Test No. 13 had a critical compression ratio of less than 55% and low cold forgeability. Further, the cold forging steel of Test No. 13 had a chip weight exceeding 15 g and low machinability.
試験番号14の冷間鍛造用鋼は、BiおよびCaを含有せず、Sの含有量が本発明規定の範囲を下回り、硫化物個数密度が少ない例である。試験番号14の冷間鍛造用鋼は、被削性が低かった。
試験番号15の冷間鍛造用鋼は、BiおよびCaを含有せず、Sの含有量が本発明規定の範囲を上回った例である。試験番号15の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造性が低かった。
試験番号16の冷間鍛造用鋼は、Biを含有せず、硫化物個数密度が少ない例である。試験番号16の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が15gを超え、被削性が低かった。
The steel for cold forging of Test No. 14 is an example in which Bi and Ca are not contained, the S content is below the range specified in the present invention, and the sulfide number density is small. The steel for cold forging of test number 14 had low machinability.
The steel for cold forging of Test No. 15 is an example in which Bi and Ca are not contained and the content of S exceeds the range specified in the present invention. The steel for cold forging of Test No. 15 had low cold forgeability.
Test No. 16 for cold forging is an example that does not contain Bi and has a low sulfide number density. The steel for cold forging of test number 16 had a chip weight exceeding 15 g and low machinability.
試験番号17の冷間鍛造用鋼は、Biを含有せず、更にSの含有量が本発明規定の範囲を下回ったため式(1)を満たさず、硫化物個数密度が少ない例である。試験番号17の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が15gを超え、被削性が低かった。
試験番号18の冷間鍛造用鋼は、Biを含有せず、更にSの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため式(1)を満たさない例である。試験番号18の冷間鍛造用鋼では、限界圧縮率が55%未満となり、冷間鍛造性が低かった。これは、Sの含有量が多いため、粗大なMnSが生成したことによるものと推定される。
The steel for cold forging of Test No. 17 is an example in which Bi is not contained and the content of S is less than the range specified in the present invention, so that the formula (1) is not satisfied and the sulfide number density is small. The steel for cold forging of Test No. 17 had a chip weight exceeding 15 g and low machinability.
The steel for cold forging of Test No. 18 is an example that does not contain Bi and further does not satisfy the formula (1) because the content of S exceeds the range specified in the present invention. In the cold forging steel of Test No. 18, the critical compression ratio was less than 55%, and the cold forgeability was low. This is presumed to be due to generation of coarse MnS due to the large content of S.
試験番号19の冷間鍛造用鋼は、Sの含有量が本発明規定の範囲を下回ったため式(1)を満たさず、硫化物個数密度が少ない例である。試験番号19の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が15gを超え、被削性が低かった。
試験番号20の冷間鍛造用鋼は、Sの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため式(1)を満たさない例である。試験番号20の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造性が低かった。
The steel for cold forging of Test No. 19 is an example in which the content of S is less than the range specified in the present invention and thus does not satisfy Expression (1), and the sulfide number density is small. The steel for cold forging of Test No. 19 had a chip weight exceeding 15 g and low machinability.
Test No. 20 for cold forging steel is an example that does not satisfy the formula (1) because the content of S exceeds the range specified in the present invention. The steel for cold forging of Test No. 20 had low cold forgeability.
試験番号21の冷間鍛造用鋼は、Biの含有量が本発明規定の範囲を上回った例である。このため、試験番号21の冷間鍛造用鋼では、加工性が不足し、連続鋳造時に割れが生じた。
試験番号22の冷間鍛造用鋼は、Caの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため式(1)を満たさない例である。試験番号22の冷間鍛造用鋼は、限界圧縮率が55%未満となり、冷間鍛造性が低かった。これは、Caの含有量が多いため、硫化物に固溶しなかったCaが粗大な酸化物を形成したことによるものと推定される。
試験番号23の冷間鍛造用鋼は、Ca含有しない例である。試験番号23の冷間鍛造用鋼は、限界圧縮率が55%未満となり、冷間鍛造性が低かった。これは、硫化物が球状化されず、粗大なままであったためであると推定される。
Test No. 21 for cold forging is an example in which the Bi content exceeds the range specified in the present invention. For this reason, the workability of the steel for cold forging of test number 21 was insufficient, and cracks occurred during continuous casting.
The steel for cold forging of Test No. 22 is an example that does not satisfy the formula (1) because the content of Ca exceeds the range specified in the present invention. The test steel No. 22 for cold forging had a critical compressibility of less than 55% and low cold forgeability. This is presumed to be due to the fact that Ca which did not form a solid solution with the sulfide formed a coarse oxide because of the large content of Ca.
The steel for cold forging of test number 23 is an example which does not contain Ca. The steel for cold forging of Test No. 23 had a critical compression ratio of less than 55% and low cold forgeability. This is presumed to be because the sulfide was not spherical and remained coarse.
以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は、本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。 As described above, the embodiments of the present invention have been described, but the above-described embodiments are merely examples for implementing the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
Claims (4)
C:0.05〜0.30%、
Si:0.05〜1.0%、
Mn:0.40〜2.00%、
S:0.008〜0.040%未満、
Cr:0.01〜3.00%、
Al:0.010〜0.100%、
N:0.0250%以下、
Ca:0.0001〜0.0050%、
Bi:0.0001〜0.0050%
を含有し、
P:0.050%以下、
O:0.0020%以下
に制限し、残部がFeおよび不純物からなり、
下記式(1)を満たす化学組成を有し、フェライトに球状セメンタイトが分散したミクロ組織を有し、
圧延方向と平行な断面において、円相当径が2μm未満の硫化物の個数密度が300個/mm2以上であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
0.030≦Ca/S≦0.150 式(1)
(式(1)中のCa、Sは、質量%での各元素の含有量とする。) In mass%,
C: 0.05 to 0.30%,
Si: 0.05 to 1.0%,
Mn: 0.40-2.00%,
S: 0.008 to less than 0.040%,
Cr: 0.01 to 3.00%,
Al: 0.010 to 0.100%,
N: 0.0250% or less,
Ca: 0.0001 to 0.0050%,
Bi: 0.0001 to 0.0050%
Containing
P: 0.050% or less,
O: limited to 0.0020% or less, the balance being Fe and impurities,
It has a chemical composition satisfying the following formula (1), has a microstructure in which spherical cementite is dispersed in ferrite,
A steel for cold forging, characterized in that in a cross section parallel to the rolling direction, the number density of sulfides having an equivalent circle diameter of less than 2 μm is 300 / mm 2 or more.
0.030 ≦ Ca / S ≦ 0.150 Formula (1)
(Ca and S in the formula (1) are the contents of each element in mass%.)
Mo:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
V:0.30%以下、
B:0.0200%以下、
Mg:0.0035%以下
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の冷間鍛造用鋼。 Instead of part of Fe, in mass%,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
V: 0.30% or less,
B: 0.0200% or less,
The steel for cold forging according to claim 1, wherein the steel contains one or more kinds selected from the group consisting of Mg: 0.0035% or less.
Ti:0.060%以下、
Nb:0.080%以下
からなる群から選択される1種または2種を含有する、請求項1または請求項2に記載の冷間鍛造用鋼。 Instead of part of Fe, in mass%,
Ti: 0.060% or less,
The steel for cold forging according to claim 1 or 2, comprising one or two kinds selected from the group consisting of Nb: 0.080% or less.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016085935A JP6642237B2 (en) | 2016-04-22 | 2016-04-22 | Cold forging steel and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016085935A JP6642237B2 (en) | 2016-04-22 | 2016-04-22 | Cold forging steel and method for producing the same |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2017193767A JP2017193767A (en) | 2017-10-26 |
JP6642237B2 true JP6642237B2 (en) | 2020-02-05 |
Family
ID=60155854
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2016085935A Active JP6642237B2 (en) | 2016-04-22 | 2016-04-22 | Cold forging steel and method for producing the same |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6642237B2 (en) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP7168003B2 (en) * | 2019-01-11 | 2022-11-09 | 日本製鉄株式会社 | steel |
JP7269522B2 (en) * | 2020-02-27 | 2023-05-09 | 日本製鉄株式会社 | steel |
WO2022158569A1 (en) * | 2021-01-22 | 2022-07-28 | 愛知製鋼株式会社 | Round steel bar material to be carburized |
CN117626106A (en) * | 2022-08-10 | 2024-03-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | Energy-saving cold forging steel and manufacturing method thereof |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4768117B2 (en) * | 2000-12-21 | 2011-09-07 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel and machine parts with excellent machinability and cold workability |
JP4546917B2 (en) * | 2005-11-28 | 2010-09-22 | 新日本製鐵株式会社 | Free-cutting steel with excellent hot ductility |
JP5761105B2 (en) * | 2012-04-02 | 2015-08-12 | 新日鐵住金株式会社 | Cold forging and nitriding steel, cold forging and nitriding steel and cold forging and nitriding parts |
CN104350167B (en) * | 2012-06-08 | 2016-08-31 | 新日铁住金株式会社 | Steel wire rod or bar steel |
JP6468365B2 (en) * | 2015-11-27 | 2019-02-13 | 新日鐵住金株式会社 | Steel, carburized steel parts, and method of manufacturing carburized steel parts |
-
2016
- 2016-04-22 JP JP2016085935A patent/JP6642237B2/en active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2017193767A (en) | 2017-10-26 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6468365B2 (en) | Steel, carburized steel parts, and method of manufacturing carburized steel parts | |
JP6468366B2 (en) | Steel, carburized steel parts, and method of manufacturing carburized steel parts | |
JP6642237B2 (en) | Cold forging steel and method for producing the same | |
JP5949287B2 (en) | Steel for cold forging | |
JP6642236B2 (en) | Cold forging steel | |
JP6683075B2 (en) | Steel for carburizing, carburized steel parts and method for manufacturing carburized steel parts | |
CN108138288B (en) | Steel for hot forging and hot forged product | |
JP6652021B2 (en) | Hot forging steel and hot forged products | |
JP5556778B2 (en) | Free-cutting steel for cold forging | |
JP5472063B2 (en) | Free-cutting steel for cold forging | |
JP5474615B2 (en) | Martensitic stainless free-cutting steel bar wire with excellent forgeability | |
JP6668741B2 (en) | Hot rolled bar | |
JP6683074B2 (en) | Steel for carburizing, carburized steel parts and method for manufacturing carburized steel parts | |
JP6801717B2 (en) | Cold forging steel and its manufacturing method | |
JP6683073B2 (en) | Steel for carburizing, carburized steel parts and method for manufacturing carburized steel parts | |
JP4687617B2 (en) | Steel for machine structure | |
JP6766531B2 (en) | Cold forging steel and its manufacturing method | |
JP6683072B2 (en) | Steel for carburizing, carburized steel parts and method for manufacturing carburized steel parts |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20181019 |
|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20181206 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190911 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190924 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20191120 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20191203 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20191216 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6642237 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |