JP6798557B2 - steel - Google Patents

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Description

本発明は、鋼に関する。 The present invention relates to steel.
冷間鍛造(転造を含む)は、熱間鍛造に比べて製品の表面肌、及び寸法精度等を良くすることができ、さらに歩留まりも良好であるため、ボルトのような比較的小型の機械部品の製造方法として広く適用されている。冷間鍛造によって機械部品を製造する場合は、素材として例えばJIS G 4051、JIS G 4052、JIS G 4104、JIS G 4105、JIS G 4106等に規定されている中炭素の機械構造用炭素鋼や合金鋼を用い、例えば熱間線材圧延−焼鈍(あるいは球状化焼鈍)−伸線−冷間鍛造−焼入れ・焼戻しのような製造工程を経て最終製品とすることが多い。上記の一般的な製造工程は、冷間鍛造の前に焼鈍、あるいは球状化焼鈍の工程を付加していることが特徴である。冷間鍛造の前に焼鈍、あるいは球状化焼鈍を付加している理由は、中炭素の炭素鋼や合金鋼は、熱間圧延のまま(即ち、熱間圧延後に熱処理を行わずに空冷した場合)では圧延材の硬さが高く、冷間鍛造時の金型の損耗が著しいため製造コストが高くなること、及び熱間圧延のままでは素材の延性が不足するため冷間鍛造時に割れが生じやすくなるため歩留まりが低下する等の製造上の問題があるためである。 Compared to hot forging, cold forging (including rolling) can improve the surface surface and dimensional accuracy of the product, and also has good yield, so it is a relatively small machine such as a bolt. It is widely applied as a method for manufacturing parts. When mechanical parts are manufactured by cold forging, medium carbon carbon steels and alloys for machine structural use specified in, for example, JIS G 4051, JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106, etc. Steel is often used to make the final product through manufacturing processes such as hot wire rolling-annealing (or spheroidizing annealing) -drawing-cold forging-quenching / tempering. The above-mentioned general manufacturing process is characterized in that a step of annealing or spheroidizing annealing is added before cold forging. The reason why annealing or spheroidizing annealing is added before cold forging is that medium carbon carbon steels and alloy steels are still hot-rolled (that is, when they are air-cooled without heat treatment after hot rolling). In), the hardness of the rolled material is high, and the die is significantly worn during cold forging, resulting in a high manufacturing cost. In addition, the material is insufficiently ductile with hot rolling, resulting in cracking during cold forging. This is because there is a manufacturing problem such as a decrease in yield because it becomes easy.
しかしながら、焼鈍には多大なコストがかかるため、部品の製造コストを低減するために、焼鈍工程の省略を可能とする鋼材の開発が求められてきた。このような要請から、鋼材に微量のBを添加した、いわゆるボルト用のボロン鋼が開発されてきた(例えば、特許文献1、及び特許文献3)。ボロン鋼の特徴は、鋼材の炭素含有量、及びCr、Mo等の合金元素の添加量を低減することによって熱間圧延のままの線材の硬さを低減するとともに延性を向上することによって焼鈍を不要とし、合金元素の添加量の低減による焼入性の低下を、圧延材の硬さを増加しない、微量のBの添加による焼入性の向上効果によって補うことにある。 However, since annealing costs a lot of money, it has been required to develop a steel material that can omit the annealing process in order to reduce the manufacturing cost of parts. In response to such a request, so-called boron steel for bolts, in which a small amount of B is added to the steel material, has been developed (for example, Patent Document 1 and Patent Document 3). Boron steel is characterized by reducing the carbon content of the steel material and the amount of alloying elements such as Cr and Mo added to reduce the hardness of the wire as it is hot-rolled and improve the elongation to quench it. The purpose is to make it unnecessary and to compensate for the decrease in hardenability due to the reduction in the amount of alloying elements added by the effect of improving the hardenability by adding a small amount of B without increasing the hardness of the rolled material.
微量B添加による焼入性向上効果を発現させるためには、Bがオーステナイト中で固溶状態にあることが必要である。一方、鋼中に固溶状態の窒素が存在している場合にはBNが生成し、固溶B(鋼中に固溶したB)の量が減少することによってBの持つ焼入性向上効果が失われてしまう。このためボロン鋼においては、Nと強い親和力を持つTiを添加することによって鋼中のNを予めTiNとして固定し、BNの生成を抑制することが一般に行われている。例えば、特許文献4には、Ti/N(質量%比)を4以上とすることによってBNの析出を抑制することが記載されている。原理的には、Ti/Nを3.42以上にすればBNの析出を抑制できる。 In order to exhibit the effect of improving hardenability by adding a small amount of B, it is necessary that B is in a solid solution state in austenite. On the other hand, when nitrogen in a solid solution state is present in the steel, BN is generated and the amount of the solid solution B (B dissolved in the steel) is reduced, so that the hardenability improving effect of B is exhibited. Will be lost. Therefore, in boron steel, it is generally practiced to fix N in the steel as TiN in advance by adding Ti having a strong affinity for N to suppress the formation of BN. For example, Patent Document 4 describes that precipitation of BN is suppressed by setting Ti / N (mass ratio) to 4 or more. In principle, the precipitation of BN can be suppressed by setting Ti / N to 3.42 or more.
しかしながら上記のような一般的なボロン鋼は、従来鋼に比べて、焼入れ加熱時に一部のオーステナイト結晶粒が異常粒成長を起こして粗大化する、いわゆる粗大粒が発生しやすくなる。粗大粒が発生した部品では、焼入れ時に発生する熱処理歪が大きくなることによる寸法精度の劣化、並びに衝撃値、疲労強度、及び遅れ破壊特性等の部品の特性の低下が生じる。従って、特に引張強さが800MPa以上の高強度ボルトにおいては、粗大粒発生の防止が実用上の大きな課題である。このような異常粒成長による粗大粒の発生を抑制するためには、オーステナイト結晶粒の粒界をピン止めするために、組織中にピン止め粒子(析出物等)を数多く分散させること、すなわち微細な粒子を多量に分散させることが有効である。 However, as compared with conventional steels, general boron steels as described above are more likely to generate so-called coarse grains in which some austenite crystal grains grow abnormally and become coarse during quenching and heating. For parts with coarse particles, the heat treatment strain generated during quenching increases, resulting in deterioration of dimensional accuracy and deterioration of parts characteristics such as impact value, fatigue strength, and delayed fracture characteristics. Therefore, it is a big practical problem to prevent the generation of coarse particles, especially in high-strength bolts having a tensile strength of 800 MPa or more. In order to suppress the generation of coarse particles due to such abnormal grain growth, in order to pin the grain boundaries of austenite crystal grains, a large number of pinned particles (precipitates, etc.) are dispersed in the structure, that is, fine particles. It is effective to disperse a large amount of fine particles.
ボロン鋼に粗大粒が発生しやすい理由は、以下の2つが主なものである。 There are two main reasons why coarse particles are likely to occur in boron steel.
(1)ボロン鋼を部品材料とする場合、ボロン鋼の冷間鍛造後の焼鈍工程が省略されるので、ボロン鋼は冷間加工組織から直接オーステナイト域に加熱されることになる。この場合、冷間加工の影響によってオーステナイト結晶粒の過度の微細化や結晶粒径の部分的な不均一が生じるので、一部の結晶粒が異常粒成長を起こしやすい状態となる。 (1) When boron steel is used as a component material, the annealing step after cold forging of boron steel is omitted, so that the boron steel is heated directly from the cold working structure to the austenite region. In this case, due to the influence of cold working, excessive fineness of austenite crystal grains and partial non-uniformity of crystal grain size occur, so that some crystal grains are liable to cause abnormal grain growth.
(2)上述のボロン鋼では、Tiの添加によって鋼中のNがTiNとして固定されるので、従来鋼である炭素鋼や合金鋼においてピン止め粒子として有効に作用しているAlNが生成せず、なおかつTiNはAlNに比べて粗大であるため微細に分散させることができず、粗大粒の防止のために必要なピン止め粒子の数を確保することが困難である。 (2) In the above-mentioned boron steel, N in the steel is fixed as TiN by adding Ti, so that AlN, which effectively acts as pinning particles, is not generated in the conventional carbon steel and alloy steel. Moreover, since TiN is coarser than AlN, it cannot be finely dispersed, and it is difficult to secure the number of pinned particles required for preventing coarse particles.
焼鈍工程の省略のためには上記(1)の要因は不可避であるので、(2)の要因の改善のためにボロン鋼においてピン止め粒子の数をいかにして確保するかが粗大粒の発生防止のポイントとされてきた。 Since the factor (1) above is unavoidable in order to omit the annealing step, how to secure the number of pinned particles in boron steel to improve the factor (2) is the generation of coarse particles. It has been regarded as a point of prevention.
このような状況から、ボロン鋼の粗大粒の発生を防止するための技術が提案されてきた。例えば、特許文献5及び特許文献6には、ピン止め粒子としてAlNやTiNの代わりに、TiNよりも微細な析出物であるTiC及びTi(CN)を利用することが記載されている。これらの技術では、粗大粒の防止のために必要なピン止め粒子の数を確保するために、焼入れ加熱前且つ熱間圧延後の鋼中に直径が0.2μm以下のTiCとTi(CN)とを総個数にして20個/100μm以上分散させることが規定されている。焼入れ加熱前にあらかじめこのような微細な析出物を多量に分散させておくことにより、焼入れ加熱時にこれらの析出物がオーステナイト結晶粒界をピン止めするピン止め粒子として機能する。この技術によって、ボロン鋼において粗大粒の発生を安定的に防止することが可能となるので、この技術が適用された鋼は焼鈍工程を省略できる安価なボルト用鋼材として現在広く使用されている。Under these circumstances, a technique for preventing the generation of coarse particles of boron steel has been proposed. For example, Patent Document 5 and Patent Document 6 describe that TiC and Ti (CN), which are finer precipitates than TiN, are used as pinning particles instead of AlN and TiN. In these techniques, TiC and Ti (CN) with a diameter of 0.2 μm or less are contained in the steel before quenching and heating and after hot rolling in order to secure the number of pinned particles required to prevent coarse particles. It is stipulated that the total number of and is 20 pieces / 100 μm 2 or more. By dispersing a large amount of such fine precipitates in advance before quenching and heating, these precipitates function as pinning particles that pin the austenite grain boundaries during quenching and heating. Since this technology makes it possible to stably prevent the generation of coarse particles in boron steel, steels to which this technology is applied are currently widely used as inexpensive steel materials for bolts that can omit the annealing process.
しかしながら、上記の技術には欠点がある。すなわち、熱間圧延後の組織中に微細なTiCやTi(CN)が多量に分散している場合には、微細な析出物粒子による析出強化によってフェライトの硬さが増加するという副作用があるため、ボロン鋼化による熱間圧延材の軟質化効果が目減りするという問題である。すなわち、微細なTiCやTi(CN)の量を増やした場合、粗大粒の発生は抑制できるが、圧延材の硬さが析出強化によって増加することにより冷間鍛造用金型の寿命が低下する。逆に、微細なTiCやTi(CN)の量を抑制すると、圧延材の硬さは抑制できるが粗大粒が発生する。即ち、微細なTiCやTi(CN)を利用する場合、粗大粒の発生の抑制と、冷間鍛造前の圧延材の硬さの抑制とは、背反の関係にある。したがって、圧延材の軟質化と安定した粗大粒の抑制との両方を完全に達成することは、上記の技術のみでは困難である。 However, the above technique has drawbacks. That is, when a large amount of fine TiC or Ti (CN) is dispersed in the structure after hot rolling, there is a side effect that the hardness of ferrite increases due to precipitation strengthening by fine precipitate particles. The problem is that the softening effect of hot-rolled material due to boron steelization is reduced. That is, when the amount of fine TiC or Ti (CN) is increased, the generation of coarse grains can be suppressed, but the life of the cold forging die is shortened because the hardness of the rolled material is increased by precipitation strengthening. .. On the contrary, if the amount of fine TiC or Ti (CN) is suppressed, the hardness of the rolled material can be suppressed, but coarse grains are generated. That is, when fine TiC or Ti (CN) is used, the suppression of the generation of coarse grains and the suppression of the hardness of the rolled material before cold forging are in a trade-off relationship. Therefore, it is difficult to completely achieve both the softening of the rolled material and the suppression of stable coarse grains by the above technique alone.
特許文献7にも、上記のボロン鋼の粗大粒の発生を防止する技術と同様の技術思想が記載されている。すなわち、Ti、Nb、Al、Nの含有量の関係をある範囲内にすることによって、これらの元素の炭窒化物を鋼中に分散させ、結晶粒の粗大化を防止する技術である。特許文献7にはさらに、Biを0.01%以上添加することによって、切削性を高める効果についても記載されている。しかしながら、特許文献7において、Biの効果としては切削性を高める効果のみ開示されている。Biと、結晶粒の粗大化特性との関係についての記述は全くない。切削性向上効果を目的としてBiが添加されているので、特許文献7においては比較的多量のBiを添加することについてしか検討されていない。この場合、特許文献7に記載されているように、Bi添加による熱間加工性の低下が懸念される。 Patent Document 7 also describes the same technical idea as the above-mentioned technique for preventing the generation of coarse particles of boron steel. That is, it is a technique for dispersing the carbonitrides of these elements in steel by keeping the relationship of the contents of Ti, Nb, Al, and N within a certain range, and preventing the coarsening of crystal grains. Patent Document 7 further describes the effect of improving machinability by adding 0.01% or more of Bi. However, in Patent Document 7, only the effect of enhancing machinability is disclosed as the effect of Bi. There is no description about the relationship between Bi and the coarsening characteristics of crystal grains. Since Bi is added for the purpose of improving machinability, Patent Document 7 only considers adding a relatively large amount of Bi. In this case, as described in Patent Document 7, there is a concern that the hot workability may be lowered due to the addition of Bi.
特許文献8には、従来例よりも高温で浸炭を行なった場合でも優れた耐結晶粒粗大化特性を発揮し、且つ軟化焼鈍をせずとも優れた冷間加工性を示す肌焼用鋼を提供することを目的とした肌焼用鋼が開示されている。しかし特許文献8でも、耐結晶粒粗大化特性を確保する手段として微細なTi炭化物及びTi含有複合炭化物等の利用しか提案されていない。特許文献8では、冷間加工性の確保のために熱間圧延温度が極めて低くされており、このため肌焼用鋼の生産性が損なわれている。 Patent Document 8 describes a skin-baking steel that exhibits excellent grain coarsening resistance even when carburized at a higher temperature than conventional examples, and exhibits excellent cold workability without soft annealing. Annealed steels for the purpose of providing are disclosed. However, Patent Document 8 also proposes only the use of fine Ti carbides, Ti-containing composite carbides, and the like as means for ensuring grain coarsening resistance. In Patent Document 8, the hot rolling temperature is extremely low in order to ensure cold workability, and thus the productivity of the surface baking steel is impaired.
日本国特開平5−339676号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-339676 日本国特公平5−63524号公報Japan Special Fairness No. 5-63524 日本国特開昭61−253347号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-253347 日本国特開平3−47918号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 3-47918 日本国特許第3443285号公報Japanese Patent No. 3443285 日本国特許第3490293号公報Japanese Patent No. 3490293 日本国特開2000−328189号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-328189 日本国特開2006−265704号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-265704
冷間鍛造用の鋼の課題の一つは、鋼の冷間鍛造性及び鋼の生産性の向上のために、熱間圧延後かつ冷間鍛造前に焼鈍を行うことなく、且つ生産性を損なうような製造条件を用いることなく、鋼を軟質に保つことである。冷間鍛造用の鋼の別の課題は、機械部品に高強度を付与するために、冷間鍛造後に高い焼入性を発揮することである。そして、冷間鍛造用の鋼のさらなる課題は、機械部品の寸法精度、衝撃値、疲労強度、及び遅れ破壊特性等の劣化を防止するために、冷間鍛造後の焼入れの際の粗大粒発生を抑制することである。上述のように、従来技術はこれらすべてを同時に解決することができない。粗大粒発生の抑制手段として従来技術で提案されたTiC及びTi(CN)の利用は、熱間圧延後かつ冷間鍛造前の鋼を析出強化によって硬質化させるので、鋼の冷間鍛造性及び生産性を損なう。 One of the challenges of steel for cold forging is to improve the cold forging property of the steel and the productivity of the steel without annealing after hot rolling and before cold forging. Keeping the steel soft without the use of damaging manufacturing conditions. Another challenge of cold forged steel is to exhibit high hardenability after cold forging in order to impart high strength to mechanical parts. A further problem with steel for cold forging is the generation of coarse grains during quenching after cold forging in order to prevent deterioration of mechanical parts such as dimensional accuracy, impact value, fatigue strength, and delayed fracture characteristics. Is to suppress. As mentioned above, prior art cannot solve all of these at the same time. The use of TiC and Ti (CN) proposed in the prior art as a means for suppressing the generation of coarse grains hardens the steel after hot rolling and before cold forging by precipitation strengthening, so that the cold forging property of the steel and the cold forging property and It impairs productivity.
本発明は上記の課題に鑑みてなされたものである。すなわち、本発明は、TiC及びTi(CN)等のTi炭化物及びTi炭窒化物を用いることなく焼入れ時の粗大粒の発生を抑制し、これにより製造性、冷間鍛造性、及び焼入れ後の機械特性の全てに優れた鋼を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of the above problems. That is, the present invention suppresses the generation of coarse grains during quenching without using Ti carbides such as TiC and Ti (CN) and Ti carbonitrides, thereby producing manufacturability, cold forging property, and after quenching. The challenge is to provide steel with excellent mechanical properties.
本発明の要旨は以下のとおりである。 The gist of the present invention is as follows.
(1)本発明の一態様に係る鋼は、化学成分が、単位質量%で、C:0.15%〜0.40%、Mn:0.10%〜1.50%、S:0.002〜0.020%、Ti:0.005%〜0.050%、B:0.0005〜0.0050%、Bi:0.0010%〜0.0100%、P:0.020%以下、N:0.0100%以下、Si:0%以上0.30%未満、Cr:0〜1.50%、Al:0〜0.050%、Mo:0〜0.20%、Cu:0〜0.20%、Ni:0〜0.20%、及びNb:0〜0.030%を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、以下の式1によって定義されるN固定指数I FN が0以上であり、以下の式2によって定義されるTi−Nb系析出物生成指数I が0.0100以下である
FN =[Ti]−3.5×[N]…(式1)
ここで[Ti]は単位質量%でのTi含有量であり、[N]は単位質量%でのN含有量である。
=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]−[N]…(式2)
ここで[Ti]は単位質量%でのTi含有量であり、[Nb]は単位質量%でのNb含有量であり、[N]は単位質量%でのN含有量である。
(2)上記(1)に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量%で、Si:0.01%以上0.30%未満、Cr:0.01〜1.50%、及びAl:0.001〜0.050%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量%で、Mo:0.02〜0.20%、Cu:0.02〜0.20%、Ni:0.02〜0.20%、及びNb:0.002〜0.030%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい
(1) The steel according to one aspect of the present invention has a chemical component of unit mass%, C: 0.15% to 0.40%, Mn: 0.10% to 1.50%, S: 0. 002 to 0.020%, Ti: 0.005% to 0.050%, B: 0.0005 to 0.0050%, Bi: 0.0010% to 0.0100%, P: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Si: 0% or more and less than 0.30%, Cr: 0 to 1.50%, Al: 0 to 0.050%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0 0.20% Ni: 0-0.20% and Nb: containing from 0 to 0.030%, the balance being Fe and impurities, N fixed index I FN is 0, which is defined by equation 1 below greater than or equal and, Ti-Nb-based precipitates generated index I P, defined by equation 2 below is 0.0100 or less.
I FN = [Ti] -3.5 × [N] ... ( Equation 1)
Here, [Ti] is the Ti content in the unit mass%, and [N] is the N content in the unit mass%.
I P = 0.3 × [Ti] + 0.15 × [Nb] - [N] ... ( Equation 2)
Here, [Ti] is the Ti content in the unit mass%, [Nb] is the Nb content in the unit mass%, and [N] is the N content in the unit mass%.
(2) The steel according to (1) above has the chemical composition of Si: 0.01% or more and less than 0.30%, Cr: 0.01 to 1.50%, and Al: in a unit mass%. It may contain one or more selected from the group consisting of 0.001 to 0.050%.
(3) In the steel according to (1) or (2) above, the chemical composition is, in terms of unit mass%, Mo: 0.02 to 0.20%, Cu: 0.02 to 0.20%, Ni. It may contain one or more selected from the group consisting of: 0.02 to 0.20% and Nb: 0.002 to 0.030% .
本発明によれば、冷間鍛造前の軟質化と、冷間鍛造後の焼入れ時の粗大粒の発生の抑制との両方を達成することができる鋼を提供できる。また、本発明に係る鋼は、鋳造時及び圧延時等に割れが生じることがなく、さらに製造設備に負荷を掛けない範囲内の条件で製造可能であるので、製造性に優れる。本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、冷間鍛造時の金型の損耗を抑制し、金型の寿命が向上できる。また、本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、高価な金型のコストを低減できるので、特に引張強さが800MPa以上の高強度ボルトの製造コストの低減に寄与することができる。さらに、本発明に係る鋼は切削性にも優れる。そのため、本発明は産業上の貢献が極めて大きい。 According to the present invention, it is possible to provide a steel capable of achieving both softening before cold forging and suppression of generation of coarse particles during quenching after cold forging. Further, the steel according to the present invention is excellent in manufacturability because it is not cracked during casting, rolling, etc., and can be manufactured under conditions within a range that does not impose a load on the manufacturing equipment. By applying the steel according to the present invention to cold forged parts, wear of the die during cold forging can be suppressed and the life of the die can be improved. Further, by applying the steel according to the present invention to cold forged parts, the cost of expensive dies can be reduced, which can contribute to the reduction of the manufacturing cost of high-strength bolts having a tensile strength of 800 MPa or more. it can. Further, the steel according to the present invention is also excellent in machinability. Therefore, the present invention has an extremely large industrial contribution.
本発明の一実施形態に係る鋼について説明する。本実施形態に係る鋼は、以下の特徴を有する。 The steel according to the embodiment of the present invention will be described. The steel according to this embodiment has the following characteristics.
(a)本実施形態に係る鋼は、化学成分が、単位質量%で、C:0.15%〜0.40%、Mn:0.10%〜1.50%、S:0.002〜0.020%、Ti:0.005%〜0.050%、B:0.0005〜0.0050%、Bi:0.0010%〜0.0100%、P:0.020%以下、N:0.0100%以下、Si:0%以上0.30%未満、Cr:0〜1.50%、Al:0〜0.050%、Mo:0〜0.20%、Cu:0〜0.20%、Ni:0〜0.20%、及びNb:0〜0.030%を含有し、残部がFeおよび不純物からなる。
(b)上記(a)に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量%で、Si:0.01%以上0.30%未満、Cr:0.01〜1.50%、及びAl:0.001〜0.050%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。
(c)上記(a)または(b)に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量%で、Mo:0.02〜0.20%、Cu:0.02〜0.20%、Ni:0.02〜0.20%、及びNb:0.002〜0.030%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。
(d)上記(a)〜(c)のいずれか一項に記載の鋼は、以下の式1によって定義されるN固定指数IFNが0以上であってもよい。
FN=[Ti]−3.5×[N]…(式1)
ここで[Ti]は単位質量%でのTi含有量であり、[N]は単位質量%でのN含有量である。
(e)上記(a)〜(d)のいずれか一項に記載の鋼は、以下の式2によって定義されるTi−Nb系析出物生成指数Iが0.0100以下であってもよい。
=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]−[N]…(式2)
ここで[Ti]は単位質量%でのTi含有量であり、[Nb]は単位質量%でのNb含有量であり、[N]は単位質量%でのN含有量である。
また、本実施形態に係る鋼に対して、公知の方法でボルト加工・焼入れ・焼戻しを行うことにより、優れた生産性で、粗大粒の発生がないボルトが得られる。
(A) The steel according to the present embodiment has a chemical component of unit mass%, C: 0.15% to 0.40%, Mn: 0.10% to 1.50%, S: 0.002 to 0.020%, Ti: 0.005% to 0.050%, B: 0.0005 to 0.0050%, Bi: 0.0010% to 0.0100%, P: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Si: 0% or more and less than 0.30%, Cr: 0 to 1.50%, Al: 0 to 0.050%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0. It contains 20%, Ni: 0 to 0.20%, and Nb: 0 to 0.030%, and the balance consists of Fe and impurities.
(B) In the steel according to (a) above, the chemical composition is, in unit mass%, Si: 0.01% or more and less than 0.30%, Cr: 0.01 to 1.50%, and Al: It may contain one or more selected from the group consisting of 0.001 to 0.050%.
(C) In the steel according to (a) or (b) above, the chemical composition is, in terms of unit mass%, Mo: 0.02 to 0.20%, Cu: 0.02 to 0.20%, Ni. It may contain one or more selected from the group consisting of: 0.02 to 0.20% and Nb: 0.002 to 0.030%.
(D) The steel according to any one of (a) to (c) above may have an N fixed index IFN defined by the following formula 1 of 0 or more.
IFN = [Ti] -3.5 x [N] ... (Equation 1)
Here, [Ti] is the Ti content in the unit mass%, and [N] is the N content in the unit mass%.
(E) above (a) ~ according to any one of (d) steel, Ti-Nb-based precipitates generated index I P, which is defined by Equation 2 below may also be 0.0100 or less ..
IP = 0.3 x [Ti] + 0.15 x [Nb]-[N] ... (Equation 2)
Here, [Ti] is the Ti content in the unit mass%, [Nb] is the Nb content in the unit mass%, and [N] is the N content in the unit mass%.
Further, by bolting, quenching, and tempering the steel according to the present embodiment by a known method, a bolt having excellent productivity and no coarse grains can be obtained.
本発明者らは、析出強化による顕著なフェライトの硬さの増加を生じさせ、従って鋼の硬さの増加を生じさせて鋼の冷間加工性を損なう粒子であるTiC及びTi(CN)等を微細分散させる従来技術とは別の、粗大粒の発生抑制技術について検討した。上記の特徴は、鋼の焼入れ加熱時におけるオーステナイト結晶粒の異常粒成長の抑制技術について本発明者らが鋭意研究して得られた以下の知見に基づいている。 The present inventors have made particles such as TiC and Ti (CN), which are particles that cause a remarkable increase in ferrite hardness due to precipitation strengthening, and thus cause an increase in steel hardness, which impairs the cold workability of steel. We investigated a technique for suppressing the generation of coarse particles, which is different from the conventional technique for finely dispersing the grains. The above characteristics are based on the following findings obtained by the present inventors diligently researching a technique for suppressing abnormal grain growth of austenite crystal grains during quenching and heating of steel.
(1)0.0100%以下という極めて微量のBiによって、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制し、寸法精度及び機械特性などに優れた冷間加工部品を得ることができる。 (1) With an extremely small amount of Bi of 0.0100% or less, abnormal grain growth of austenite crystal grains during quenching and heating can be suppressed, and cold-worked parts having excellent dimensional accuracy and mechanical properties can be obtained.
(2)上述のBiの効果によって、従来ピン止め粒子として利用していた析出物(TiC、Ti(CN)、NbC)に依存することなく(即ち鋼の冷間加工性を損なうことなく)オーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制することができる。これにより、熱間圧延後の圧延材の硬さを抑制し、鋼の冷間加工性を高めることができる。 (2) Due to the above-mentioned effect of Bi, austenite does not depend on the precipitates (TiC, Ti (CN), NbC) conventionally used as pinning particles (that is, without impairing the cold workability of steel). Abnormal grain growth of crystal grains can be suppressed. As a result, the hardness of the rolled material after hot rolling can be suppressed, and the cold workability of the steel can be improved.
(3)一方、Bi含有量が0.0100%を超えると、鋼の熱間延性が低下することにより鋼の製造工程(鋳造、圧延工程等)において割れ、きずが発生しやすくなり、鋼の歩留まりが低下することがわかった。さらに、Bi含有量が0.0100%を超えると、焼入れ後の鋼において粒界脆化が生じ、鋼の機械特性が損なわれることもわかった。従って、本実施形態に係る鋼においてBiの含有は必須であるものの、その含有量は極めて低い水準に抑制される必要があることもわかった。 (3) On the other hand, when the Bi content exceeds 0.0100%, the hot ductility of the steel is lowered, so that cracks and scratches are likely to occur in the steel manufacturing process (casting, rolling process, etc.), and the steel It was found that the yield decreased. Furthermore, it was also found that when the Bi content exceeds 0.0100%, grain boundary embrittlement occurs in the hardened steel and the mechanical properties of the steel are impaired. Therefore, it was also found that although the content of Bi is essential in the steel according to the present embodiment, its content needs to be suppressed to an extremely low level.
以下、本実施形態に係る鋼について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼の化学成分について説明する。以下、化学成分に関する単位「%」は、「質量%」を示す。
Hereinafter, the steel according to this embodiment will be described in detail.
First, the chemical composition of the steel of the present invention will be described. Hereinafter, the unit "%" relating to the chemical component indicates "mass%".
[C:0.15〜0.40%]
Cは、焼戻しマルテンサイト組織を持つ鋼の強度を高めるために必要な元素である。焼入れ後の引張強さを800MPa以上とするために、C含有量を0.15%以上とする必要がある。好ましいC含有量の下限は、0.17%、0.19%、又は0.23%である。
他方、C含有量が0.40%を超えると熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用金型の寿命が著しく低下する。そのため、C含有量の上限を0.40%とする。好ましいC含有量の上限は0.35%、0.34%、0.33%、又は0.30%である。
[C: 0.15 to 0.40%]
C is an element required to increase the strength of steel having a tempered martensite structure. In order to make the tensile strength after quenching 800 MPa or more, the C content needs to be 0.15% or more. The lower limit of the preferred C content is 0.17%, 0.19%, or 0.23%.
On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high, so that the life of the cold forging die is significantly shortened. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.40%. The upper limit of the preferred C content is 0.35%, 0.34%, 0.33%, or 0.30%.
[Mn:0.10〜1.50%]
Mnは鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素である。焼入れによってマルテンサイトを得るために必要な焼入性を確保するために、Mn含有量を0.10%以上とする必要がある。好ましいMn含有量の下限は0.20%、0.35%、又は0.40%である。
他方、Mn含有量が1.50%を超えると、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下する。そのため、Mn含有量の上限を1.50%とする。好ましいMn含有量の上限は1.30%、1.00%、又は0.80%である。
[Mn: 0.10 to 1.50%]
Mn is an element effective for improving the hardenability of steel. In order to secure the hardenability required for obtaining martensite by quenching, the Mn content needs to be 0.10% or more. The lower limit of the preferred Mn content is 0.20%, 0.35%, or 0.40%.
On the other hand, if the Mn content exceeds 1.50%, the hardness of the rolled material after hot rolling and before cold forging becomes too high, so that the life of the cold forging die is significantly shortened. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 1.50%. The upper limit of the preferred Mn content is 1.30%, 1.00%, or 0.80%.
[S:0.002〜0.020%]
Sは、MnS、TiS、及びTiSとして鋼中に存在し、焼入れ加熱時にピン止め粒子として働くことによりオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を持つ。このため、S含有量を0.002%以上とする必要がある。好ましいS含有量の下限は0.003%である。
しかし、本実施形態に係る鋼ではBiを用いて異常粒成長を抑制するので、S含有量は従来技術より少なくても足りる。さらに、S含有量が0.020%を超えると、Sが焼入れ後の鋼の旧オーステナイト粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性(耐水素脆化特性)を低下させる。加えて、上述のTiSは鋼の切削性を損ねる粒子であるので、S含有量が0.020%を超えると鋼の切削性の劣化が生じるおそれがある。そのため、S含有量を0.020%以下に制限する必要がある。好ましくは、S含有量の上限値は0.015%、0.010%、又は0.005%である。
[S: 0.002-0.020%]
S exists in steel as MnS, TiS, and Ti 2 C 2 S, and has an effect of suppressing abnormal grain growth of austenite crystal grains by acting as pinning particles during quenching and heating. Therefore, the S content needs to be 0.002% or more. The lower limit of the preferred S content is 0.003%.
However, in the steel according to the present embodiment, since Bi is used to suppress abnormal grain growth, the S content may be smaller than that of the prior art. Further, when the S content exceeds 0.020%, S embrittles the old austenite grain boundaries of the hardened steel and lowers the delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance). In addition, since the above-mentioned Ti 2 C 2 S is a particle that impairs the machinability of steel, if the S content exceeds 0.020%, the machinability of steel may deteriorate. Therefore, it is necessary to limit the S content to 0.020% or less. Preferably, the upper limit of the S content is 0.015%, 0.010%, or 0.005%.
[Ti:0.005%〜0.050%]
Tiは、鋼中のC、N、Sと化合物を形成してTiN、Ti(CN)、TiC、TiS、TiS等のTi系介在物として鋼中に存在し、焼入れ加熱時にピン止め粒子として働くことによりオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を持つ。またTiは、鋼中の固溶Nと強い親和力を持つので、鋼中の固溶Nを予めTiNとして固定し、BNの生成を抑制するのに極めて有効な元素である。ボロン鋼においては、焼入性の向上に有効である固溶Bの含有量を確保するために、BNの生成を抑制することが必要である。よって、Ti含有量を0.005%以上とする必要がある。好ましいTi含有量の下限は0.010%、0.015%、又は0.020%である。
しかし、本実施形態に係る鋼ではBiを用いて異常粒成長を抑制するので、Ti含有量は従来技術より少なくても足りる。さらに、Ti含有量が0.050%を超えると、Ti系介在物粒子が析出強化を生じさせ、熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下する。Ti系介在物粒子の含有量を高めながら熱間圧延後の圧延材の硬さを抑制するためには、熱間圧延温度を低くする必要があるが、このことは生産性、及び設備寿命等の点で好ましくない。さらに、Ti含有量を高めた場合、鋼の切削性を損ねる粒子であるTiSが大量に生じ、切削性の劣化が生じるので、本実施形態に係る鋼に切削加工を適用することが困難になる。そのため、Ti含有量の上限を0.050%とする。好ましいTi含有量は、0.040%以下、0.030%以下、0.030%未満、または0.025%以下である。
[Ti: 0.005% to 0.050%]
Ti forms a compound with C, N, and S in the steel and exists in the steel as Ti-based inclusions such as TiN, Ti (CN), TiC, TiS, and Ti 2 C 2 S, and is pinned during quenching and heating. By acting as a stop particle, it has the effect of suppressing abnormal grain growth of austenite crystal grains. Further, since Ti has a strong affinity with the solid solution N in the steel, it is an extremely effective element for fixing the solid solution N in the steel as TiN in advance and suppressing the formation of BN. In boron steel, it is necessary to suppress the formation of BN in order to secure the content of solid solution B which is effective for improving hardenability. Therefore, the Ti content needs to be 0.005% or more. The lower limit of the preferred Ti content is 0.010%, 0.015%, or 0.020%.
However, in the steel according to the present embodiment, since Bi is used to suppress abnormal grain growth, the Ti content may be smaller than that of the prior art. Further, when the Ti content exceeds 0.050%, the Ti-based inclusion particles cause precipitation strengthening, and the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high. Therefore, the mold for cold forging Life is significantly reduced. In order to suppress the hardness of the rolled material after hot rolling while increasing the content of Ti-based inclusion particles, it is necessary to lower the hot rolling temperature, which is due to productivity, equipment life, etc. It is not preferable in that respect. Further, when the Ti content is increased, a large amount of Ti 2 C 2 S, which is a particle that impairs the machinability of the steel, is generated and the machinability is deteriorated. Therefore, the cutting process is applied to the steel according to the present embodiment. Becomes difficult. Therefore, the upper limit of the Ti content is set to 0.050%. Preferred Ti content is 0.040% or less, 0.030% or less, less than 0.030%, or 0.025% or less.
[B:0.0005〜0.0050%]
Bは、微量に含有された場合に鋼の焼入性の向上に寄与する元素であり、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の圧延材の硬さを増加させることなく、焼入性の向上効果を得て冷間鍛造及び焼入れ後の硬さを増大させることができる。Bは、特にボルト用ボロン鋼に必須の元素である。また、Bは旧オーステナイト粒界に偏析して旧オーステナイト粒界を強化することによって粒界破壊を抑制する効果を有する。上記の効果を得る場合には、B含有量を0.0005%以上とする必要がある。好ましくは、B含有量の下限値は0.0010%、0.0012%、または0.0015%である。
他方、B含有量が0.0050%を超えると、その効果は飽和する。そのため、B含有量を0.0050%以下とする。好ましくは、B含有量の上限値は0.0030%、0.0025%、0.0020%、又は0.0018%である。
[B: 0.0005 to 0.0050%]
B is an element that contributes to the improvement of hardenability of steel when contained in a small amount, and improves the hardenability without increasing the hardness of the rolled material after hot rolling and before cold forging. The effect can be obtained and the hardness after cold forging and quenching can be increased. B is an essential element especially for boron steel for bolts. Further, B has an effect of suppressing grain boundary destruction by segregating at the former austenite grain boundaries and strengthening the former austenite grain boundaries. In order to obtain the above effect, the B content needs to be 0.0005% or more. Preferably, the lower limit of the B content is 0.0010%, 0.0012%, or 0.0015%.
On the other hand, when the B content exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, the B content is set to 0.0050% or less. Preferably, the upper limit of the B content is 0.0030%, 0.0025%, 0.0020%, or 0.0018%.
[Bi:0.0010%〜0.0100%]
約0.0010%〜0.0100%程度の微量のBiが鋼の焼入れの際に組織に及ぼす影響について、これまで詳細に検討された例は無い。本発明者らは、微量のBiが焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制することによって、粗大粒の発生を防止する効果があることを知見した。また、異常粒成長を抑制するために必要なBi含有量は微量であるので、焼入れ加熱時の粗大粒の発生を抑制する上述のBiの効果が、熱間圧延後の圧延材の硬さを増加させることなく得られることも、本発明者らは知見した。上記の効果を得る場合には、Bi含有量を0.0010%以上とする必要がある。Bi含有量の下限値は、好ましくは0.0020%、0.0025%、又は0.0030%である。
他方、Bi含有量が0.0100%を超えると、その効果は飽和するのみならず、鋼の熱間延性が低下するので鋼の製造工程(鋳造、圧延工程等)において割れ、きずが発生しやすくなり、歩留まりが低下する。さらに、Bi含有量が0.0100%を超えると、焼入れ後の鋼において粒界脆化が生じ、鋼の機械特性が損なわれる。そのため、Bi含有量を0.0100%以下とする。Bi含有量は好ましくは0.0100%未満、0.0080%以下、又は0.0060%以下である。
[Bi: 0.0010% to 0.0100%]
The effect of a small amount of Bi of about 0.0010% to 0.0100% on the structure during quenching of steel has not been investigated in detail so far. The present inventors have found that a small amount of Bi has an effect of preventing the generation of coarse grains by suppressing the abnormal grain growth of austenite crystal grains during quenching and heating. Further, since the Bi content required to suppress abnormal grain growth is very small, the above-mentioned effect of Bi that suppresses the generation of coarse grains during quenching and heating reduces the hardness of the rolled material after hot rolling. The present inventors have also found that it can be obtained without increasing the amount. In order to obtain the above effects, the Bi content needs to be 0.0010% or more. The lower limit of the Bi content is preferably 0.0020%, 0.0025%, or 0.0030%.
On the other hand, when the Bi content exceeds 0.0100%, not only the effect is saturated, but also the hot ductility of the steel is lowered, so that cracks and scratches occur in the steel manufacturing process (casting, rolling process, etc.). It becomes easier and the yield decreases. Further, when the Bi content exceeds 0.0100%, grain boundary embrittlement occurs in the hardened steel, and the mechanical properties of the steel are impaired. Therefore, the Bi content is set to 0.0100% or less. The Bi content is preferably less than 0.0100%, 0.0080% or less, or 0.0060% or less.
[P:0.020%以下]
Pは不純物であり、旧γ粒界を脆化させ、鋼の耐遅れ破壊特性(耐水素脆化特性)を低下させる元素である。そのため、P含有量を0.020%以下に制限する必要がある。好ましくは、P含有量の上限値は0.015%、0.013%、又は0.010%である。
Pは本実施形態にかかる鋼の課題を解決するために必要とされないので、P含有量の下限値は0%である。しかし、P含有量を低減するための精錬工程のコストを抑制するために、P含有量の下限値を0.001%としてもよい。
[P: 0.020% or less]
P is an impurity, which is an element that embrittles the old γ grain boundaries and lowers the delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance) of steel. Therefore, it is necessary to limit the P content to 0.020% or less. Preferably, the upper limit of the P content is 0.015%, 0.013%, or 0.010%.
Since P is not required to solve the steel problem of this embodiment, the lower limit of the P content is 0%. However, in order to suppress the cost of the refining step for reducing the P content, the lower limit of the P content may be 0.001%.
[N:0.0100%以下]
Nは、Bと化合物を形成してBNとして鋼中に存在している場合には、固溶B量を減少させて、Bによる焼入性の向上効果を損なう。Nは、本実施形態に係る鋼では有害であるので、N含有量の下限値は0%である。しかし、N含有量を低減するための精錬工程のコストを抑制するために、N含有量の下限値を0.0001%、0.0005%、又は0.0010%としてもよい。
N含有量が多い場合には、鋼中のNをTiNとして固定するために必要なTi含有量が増加するので、できるだけN含有量を低減することが望ましい。そのためN含有量を0.0100%以下に制限する必要がある。好ましくは、N含有量の上限値は0.0070%、0.0050%、又は0.0040%である。
[N: 0.0100% or less]
When N forms a compound with B and exists in the steel as BN, it reduces the amount of solid solution B and impairs the effect of improving hardenability by B. Since N is harmful in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the N content is 0%. However, the lower limit of the N content may be 0.0001%, 0.0005%, or 0.0010% in order to reduce the cost of the refining step for reducing the N content.
When the N content is high, the Ti content required to fix N in the steel as TiN increases, so it is desirable to reduce the N content as much as possible. Therefore, it is necessary to limit the N content to 0.0100% or less. Preferably, the upper limit of the N content is 0.0070%, 0.0050%, or 0.0040%.
本実施形態に関わるばね用鋼には、必要に応じてSi、Cr、及びAlからなる群から選択される1種又は2種以上を、後述する範囲でさらに含有させても良い。ただし、Si、Cr、及びAlは必須ではないので、Si、Cr、及びAlそれぞれの含有量の下限は0%である。 If necessary, the spring steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Si, Cr, and Al in the range described later. However, since Si, Cr, and Al are not essential, the lower limit of the contents of each of Si, Cr, and Al is 0%.
[Si:0%以上0.30%未満]
上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Si含有量の下限値は0%である。しかし、Siは、鋼の焼入性を向上させ、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Si含有量を0%超または0.01%以上とすることが好ましい。Si含有量の下限値を、0.05%、又は0.15%としても良い。
しかしSi含有量が0.30%以上になると、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の鋼(圧延材)の硬さの上昇量が大きくなるので、冷間鍛造用の金型の寿命が低下する。そのため、Si含有量を0.30%未満とする。好ましいSi含有量の上限は0.27%、0.25%、又は0.20%である。
[Si: 0% or more and less than 0.30%]
As described above, in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the Si content is 0%. However, Si is an element effective for improving the hardenability of steel and improving the temper softening resistance of martensite. In order to obtain the above effects, the Si content is preferably more than 0% or 0.01% or more. The lower limit of the Si content may be 0.05% or 0.15%.
However, when the Si content is 0.30% or more, the amount of increase in hardness of the steel (rolled material) after hot rolling and before cold forging increases, so that the life of the cold forging die is shortened. To do. Therefore, the Si content is set to less than 0.30%. The upper limit of the preferred Si content is 0.27%, 0.25%, or 0.20%.
[Cr:0〜1.50%]
上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Cr含有量の下限値は0%である。しかし、Crは鋼の焼入性を向上させ、またマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Cr含有量を0%超または0.01%以上とすることが好ましい。Cr含有量の下限値を、0.10%、0.20%、又は0.30%としても良い。
他方、Cr含有量が1.50%を超えると、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下する。そのため、Cr含有量の上限を1.50%とする。好ましいCr含有量の上限は1.20%、1.00%、又は0.80%である。
[Cr: 0 to 1.50%]
As described above, in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the Cr content is 0%. However, Cr is an effective element for improving the hardenability of steel and improving the temper softening resistance of martensite. When the above effect is obtained, the Cr content is preferably more than 0% or 0.01% or more. The lower limit of the Cr content may be 0.10%, 0.20%, or 0.30%.
On the other hand, if the Cr content exceeds 1.50%, the hardness of the rolled material after hot rolling and before cold forging becomes too high, so that the life of the cold forging die is significantly shortened. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 1.50%. The upper limit of the preferred Cr content is 1.20%, 1.00%, or 0.80%.
[Al:0〜0.050%]
Alは鋼の脱酸に有効な元素であるが、他の元素(Si、Ti等)によって脱酸を行う場合は必ずしも含有させなくても良い。従って、Al含有量の下限値は0%である。しかしながら、Alによる脱酸効果を得るためには、0.001%以上、0.005%以上、又は0.010%以上含有させることが好ましい。
他方、Al含有量が0.050%を超えると、粗大な介在物が生成して鋼の靭性が低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Alを含有させる場合でも、Al含有量の上限は0.050%とする。Al含有量の上限は好ましくは0.040%、0.030%、又は0.025%である。
[Al: 0 to 0.050%]
Al is an element effective for deoxidizing steel, but it does not necessarily have to be contained when deoxidizing with another element (Si, Ti, etc.). Therefore, the lower limit of the Al content is 0%. However, in order to obtain the deoxidizing effect of Al, it is preferable to contain 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
On the other hand, when the Al content exceeds 0.050%, problems such as the formation of coarse inclusions and a decrease in the toughness of the steel become remarkable. Therefore, even when Al is contained, the upper limit of the Al content is set to 0.050%. The upper limit of the Al content is preferably 0.040%, 0.030%, or 0.025%.
本実施形態に関わるばね用鋼には、必要に応じてMo、Cu、Ni、及びNbからなる群から選択される1種又は2種以上を、後述する範囲でさらに含有させても良い。ただし、Mo、Cu、Ni、及びNbは必須ではないので、Mo、Cu、Ni、及びNbそれぞれの含有量の下限は0%である。 If necessary, the spring steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, Cu, Ni, and Nb within the range described later. However, since Mo, Cu, Ni, and Nb are not essential, the lower limit of the contents of each of Mo, Cu, Ni, and Nb is 0%.
[Mo:0〜0.20%]
上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Mo含有量の下限値は0%である。しかし、Moは、その含有量が少量であっても鋼の焼入性の向上に寄与する元素である。上記の効果を得る場合には、Mo含有量を0.02%以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Mo含有量の下限値は0.03%、0.04%、又は0.05%である。
他方、Moは高価な合金元素であるので、Mo含有量が0.20%超となると製造コスト上不利である。そのため、Moを含有させる場合でも、Mo含有量を0.20%以下とする。好ましくは、Mo含有量の上限値は0.16%、0.13%、又は0.10%である。
[Mo: 0 to 0.20%]
As described above, in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the Mo content is 0%. However, Mo is an element that contributes to the improvement of hardenability of steel even if its content is small. In order to obtain the above effects, the Mo content is preferably 0.02% or more. More preferably, the lower limit of the Mo content is 0.03%, 0.04%, or 0.05%.
On the other hand, since Mo is an expensive alloying element, if the Mo content exceeds 0.20%, it is disadvantageous in terms of manufacturing cost. Therefore, even when Mo is contained, the Mo content is set to 0.20% or less. Preferably, the upper limit of the Mo content is 0.16%, 0.13%, or 0.10%.
[Cu:0〜0.20%]
上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Cu含有量の下限値は0%である。しかし、Cuは鋼の耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得る場合には、Cu含有量を0.02%以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Cu含有量の下限値は0.05%である。
他方、Cu含有量が0.20%を超えると、鋼の熱間延性が低下し、連続鋳造時の製造性が損なわれるなどの問題が顕著になる。そのため、Cuを含有させる場合でも、Cu含有量を0.20%以下とする。好ましくは、Cu含有量の上限値は0.15%、0.10%、又は0.08%である。
[Cu: 0 to 0.20%]
As described above, in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the Cu content is 0%. However, Cu is an element that improves the corrosion resistance of steel. In order to obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.02% or more. More preferably, the lower limit of the Cu content is 0.05%.
On the other hand, when the Cu content exceeds 0.20%, the hot ductility of the steel is lowered, and problems such as impairing the manufacturability during continuous casting become remarkable. Therefore, even when Cu is contained, the Cu content is set to 0.20% or less. Preferably, the upper limit of the Cu content is 0.15%, 0.10%, or 0.08%.
[Ni:0〜0.20%]
上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ni含有量の下限値は0%である。しかし、Niは鋼の耐食性を向上させる元素であり、また、鋼の靭性の向上にも有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Ni含有量を0.02%以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ni含有量の下限値は0.03%、0.04%、又は0.05%である。
他方、Niは高価な合金元素であるので、Ni含有量が0.20%を超えると製造コスト上不利である。そのため、Niを含有させる場合でも、Ni含有量を0.20%以下とする。好ましくは、Ni含有量の上限値は0.15%、0.12%、0.10%、又は0.08%である。
[Ni: 0 to 0.20%]
As described above, in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the Ni content is 0%. However, Ni is an element that improves the corrosion resistance of steel and is also an effective element for improving the toughness of steel. When the above effect is obtained, the Ni content is preferably 0.02% or more. More preferably, the lower limit of the Ni content is 0.03%, 0.04%, or 0.05%.
On the other hand, since Ni is an expensive alloying element, if the Ni content exceeds 0.20%, it is disadvantageous in terms of manufacturing cost. Therefore, even when Ni is contained, the Ni content is set to 0.20% or less. Preferably, the upper limit of the Ni content is 0.15%, 0.12%, 0.10%, or 0.08%.
[Nb:0〜0.030%]
上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Nb含有量の下限値は0%である。しかし、Nbは鋼中のCと化合物を形成してNbC、あるいはTiNb(CN)等のNb系介在物として鋼中に存在し、焼入れ加熱時にピン止め粒子としてオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を持つ。上記の効果を得る場合には、Nb含有量を0.002%以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Nb含有量の下限値は0.003%、0.005%、又は0.006%である。
他方、Nb含有量が0.030%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、Nb系介在物が析出強化を生じさせるので、連続鋳造時の製造性が損なわれる。あるいはこの場合、Nb系介在物が析出強化を生じさせるので、熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎる。従って、Nb含有量が0.030%を超えると、製造性の低下、及び冷間鍛造用の金型の寿命の著しい低下などの問題が顕著になる。そのため、Nbを含有させる場合でも、Nb含有量を0.030%以下とする。好ましくは、Nb含有量の上限値は0.015%、0.013%、又は0.010%である。
[Nb: 0 to 0.030%]
As described above, in the steel according to the present embodiment, the lower limit of the Nb content is 0%. However, Nb forms a compound with C in the steel and exists in the steel as Nb-based inclusions such as NbC or TiNb (CN), and suppresses abnormal grain growth of austenite crystal grains as pinning particles during quenching and heating. Has the effect of When the above effect is obtained, the Nb content is preferably 0.002% or more. More preferably, the lower limit of the Nb content is 0.003%, 0.005%, or 0.006%.
On the other hand, when the Nb content exceeds 0.030%, not only the effect is saturated, but also Nb-based inclusions cause precipitation strengthening, so that the manufacturability during continuous casting is impaired. Alternatively, in this case, the Nb-based inclusions cause precipitation strengthening, so that the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high. Therefore, when the Nb content exceeds 0.030%, problems such as a decrease in manufacturability and a significant decrease in the life of the cold forging die become remarkable. Therefore, even when Nb is contained, the Nb content is set to 0.030% or less. Preferably, the upper limit of the Nb content is 0.015%, 0.013%, or 0.010%.
本実施形態に係る鋼は、上記の合金成分を含有し、その化学成分の残部がFe及び不純物を含む。本実施形態において、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼の作用効果を損なわない水準の量であるものを意味する。 The steel according to the present embodiment contains the above alloy components, and the balance of the chemical components contains Fe and impurities. In the present embodiment, the impurity is a component mixed by raw materials such as ore and scrap and other factors when the steel material is industrially manufactured, and is a level that does not impair the action and effect of the steel according to the present embodiment. Means what is the quantity of.
[N固定指数IFN:好ましくは0以上]
上述したB含有による効果を得るためには、鋼中に固溶したN(固溶N)を低減することによってBNの生成を抑制することが必要である。したがって、鋼中のNの含有量を低減するとともに、Tiを鋼中に含有させることによって、NをTiNの形で安定的に固定し、これにより固溶N量を低減することが望ましい。TiによりNを固定して上記の効果を得るためには、下記式1によって定義されるN固定指数IFNを0以上とすることが好ましい。N固定指数IFNの下限値を0.0005、0.0010、0.0014、又は0.0050としても良い。ただし、N固定指数IFNを特に限定しなくても、上述された範囲内にTi含有量及びN含有量が制御されている限り、本実施形態に係る鋼は冷間鍛造前に軟質化され、焼入れ時の粗大粒の発生を抑制できる。
FN=[Ti]−3.5×[N]…(式1)
なお、上記式1における[Ti]、及び[N]は、単位質量%での鋼中のTi含有量、及びN含有量を示し、これらの元素が含有されない場合は0%とする。
[N fixed index IFN : preferably 0 or more]
In order to obtain the effect of the B content described above, it is necessary to suppress the formation of BN by reducing the N (solid solution N) dissolved in the steel. Therefore, it is desirable to reduce the content of N in the steel and to stably fix N in the form of TiN by containing Ti in the steel, thereby reducing the amount of solid solution N. In order to fix N with Ti and obtain the above effect, it is preferable that the N fixed index IFN defined by the following formula 1 is 0 or more. The lower limit of the N fixed index I FN 0.0005,0.0010,0.0014, or may be 0.0050. However, even if the N fixed index IFN is not particularly limited, as long as the Ti content and the N content are controlled within the above-mentioned ranges, the steel according to the present embodiment is softened before cold forging. , The generation of coarse grains during quenching can be suppressed.
IFN = [Ti] -3.5 x [N] ... (Equation 1)
[Ti] and [N] in the above formula 1 indicate the Ti content and the N content in the steel in a unit mass%, and are 0% when these elements are not contained.
[Ti−Nb系析出物生成指数I:好ましくは0.0100以下]
上述したように、Tiを用いてNをTiNとして固定して固溶N量を減少させることが好ましい。しかしながら、TiNを固定するために必要な量を超過する量のTiを含有することは好ましくない。上述したように、TiはC及びS等とも結合して微細析出物を形成し、これら微細析出物が本実施形態に係る鋼の特性に悪影響を及ぼすおそれがある。また、Nbについても、Tiと同様の働きを有することを本発明者らは知見した。
[Ti-Nb-based precipitates generated index I P: preferably 0.0100 or less]
As described above, it is preferable to fix N as TiN using Ti to reduce the amount of solid solution N. However, it is not preferable to contain an amount of Ti in excess of the amount required to fix TiN. As described above, Ti also combines with C, S and the like to form fine precipitates, and these fine precipitates may adversely affect the characteristics of the steel according to the present embodiment. In addition, the present inventors have found that Nb also has the same function as Ti.
具体的には、鋼中に存在する析出物である微細なTiC、Ti(CN)、NbC、TiNb(CN)、及びTiS等のTi−Nb系析出物は、焼入れ加熱時にピン止め粒子としてオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制することによって粗大粒の発生を抑制する効果を持つ。しかしながら、熱間圧延後の組織中にこれらのTi−Nb系析出物粒子が多量に分散している場合には、微細な析出物粒子による析出強化によってフェライトの硬さが増加するという副作用がある。このため、これらのTi−Nb系析出物粒子が鋼中に過度に多量に分散している場合には熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下するなどの問題が顕著になる。さらに、上述したように、TiSは切削性の劣化を生じさせる。そのため、本実施形態に係る鋼では、これらのTi−Nb系析出物粒子の量を制限することが好ましい。Specifically, fine TiC, Ti (CN), NbC, TiNb (CN), Ti 2 C 2 S and other Ti-Nb-based precipitates present in steel are pinned during quenching and heating. As a stop particle, it has the effect of suppressing the generation of coarse grains by suppressing the abnormal grain growth of austenite crystal grains. However, when a large amount of these Ti-Nb-based precipitate particles are dispersed in the structure after hot rolling, there is a side effect that the hardness of ferrite increases due to precipitation strengthening by fine precipitate particles. .. Therefore, when these Ti-Nb-based precipitate particles are dispersed in an excessively large amount in the steel, the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high, so that the die for cold forging Problems such as a significant decrease in the life of the steel become noticeable. Further, as described above, Ti 2 C 2 S causes deterioration of machinability. Therefore, in the steel according to the present embodiment, it is preferable to limit the amount of these Ti-Nb-based precipitate particles.
熱間圧延後の圧延後の硬さを抑制するためには、下記式2によって算出されるTi−Nb系析出物生成指数Iを0.0100以下とすることが望ましい。Ti−Nb系析出物生成指数Iを0.0075以下、0.0050未満、0.0045以下、0.0040以下、又は0.0035以下としてもよい。ただし、Ti−Nb系析出物生成指数Iを特に限定しなくても、上述された範囲内にTi含有量、Nb含有量、及びN含有量が制御されている限り、本実施形態に係る鋼は冷間鍛造前に軟質化され、焼入れ時の粗大粒の発生を抑制できる。
=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]−[N]…(式2)
なお、上記式2における[Ti]、[N]及び[Nb]は、単位質量%での鋼中のTi含有量、N含有量、及びNb含有量を示し、これらの元素が含有されない場合は0%とする。
In order to suppress the hardness after rolling after the hot rolling, it is preferable that the Ti-Nb-based precipitates generated index I P, which is calculated by the following equation 2 and 0.0100 or less. The Ti-Nb-based precipitates generated index I P 0.0075 or less, less than 0.0050, 0.0045 or less, 0.0040 or less, or 0.0035 may be less. However, even without particularly limiting the Ti-Nb-based precipitates generated index I P, Ti content within the range described above, Nb content, and N as long as the content is controlled, according to the present embodiment The steel is softened before cold forging and can suppress the generation of coarse grains during quenching.
IP = 0.3 x [Ti] + 0.15 x [Nb]-[N] ... (Equation 2)
[Ti], [N], and [Nb] in the above formula 2 indicate the Ti content, N content, and Nb content in the steel in a unit mass%, and when these elements are not contained, It is set to 0%.
次に、本実施形態の鋼の好適な製造方法について説明する。
本実施形態の鋼を製造するためには、上述された化学成分の鋼を転炉において溶製し、必要に応じて二次精錬工程を経て、連続鋳造によって鋳片とする。この鋳片を再加熱し、分塊圧延を行うことによって断面が例えば162mm角(縦162mm×横162mm)の線材圧延用の素材(鋼片)とする。次に、鋼片を1000〜1280℃程度の温度で加熱し、引き続いて線材圧延を行うことによって、直径6〜20mmの線材形状とする。その後熱間において巻取装置によってコイル形状に巻取った後、室温まで冷却する。このようにして、本実施形態の鋼が得られる。
Next, a preferred method for producing the steel of the present embodiment will be described.
In order to produce the steel of the present embodiment, the steel having the above-mentioned chemical composition is melted in a converter, and if necessary, a secondary refining step is performed, and slabs are produced by continuous casting. By reheating this slab and performing block rolling, a material (steel piece) for rolling a wire rod having a cross section of, for example, 162 mm square (length 162 mm × width 162 mm) is obtained. Next, the steel piece is heated at a temperature of about 1000 to 1280 ° C., and then the wire rod is rolled to obtain a wire rod shape having a diameter of 6 to 20 mm. After that, it is wound into a coil shape by a winding device while hot, and then cooled to room temperature. In this way, the steel of the present embodiment is obtained.
なお、本実施形態に係る鋼では、析出強化を生じさせるTi系析出粒子の量が抑制されているので、本実施形態に係る鋼の製造方法では、鋼の硬さを抑制するために熱延温度を下げて熱延設備に負荷をかけることは必要とされず、また、硬度上昇に起因する割れ及び疵などの欠陥が鋼に生じにくい。さらに、本実施形態に係る鋼は、熱間圧延後に焼鈍を行うことなく、その硬さが抑制される。従って、本実施形態に係る鋼は、生産性が高い点においても優れている。 In the steel according to the present embodiment, the amount of Ti-based precipitated particles that cause precipitation strengthening is suppressed. Therefore, in the steel manufacturing method according to the present embodiment, hot spreading is performed in order to suppress the hardness of the steel. It is not necessary to lower the temperature to put a load on the heat spreading equipment, and defects such as cracks and flaws due to the increase in hardness are less likely to occur in the steel. Further, the hardness of the steel according to the present embodiment is suppressed without annealing after hot rolling. Therefore, the steel according to this embodiment is also excellent in terms of high productivity.
本実施形態の鋼によれば、冷間鍛造前の軟質化と、焼入れ時の粗大粒の発生の抑制とを両立することができる。また、本実施形態の鋼は、鋳造時や圧延時に割れが生じることがなく、製造性に優れる。 According to the steel of the present embodiment, it is possible to achieve both softening before cold forging and suppression of generation of coarse particles during quenching. In addition, the steel of the present embodiment does not crack during casting or rolling, and is excellent in manufacturability.
本実施形態に係る鋼の硬度は、用途に応じて適宜調整することができるので特に限定されない。しかし冷間鍛造性の確保が必要な場合には、本実施形態に係る鋼の硬度は、Hv180以下とされることが好適であり、Hv170以下、又はHv160以下とされることがさらに好適である。本実施形態に係る鋼の硬度の下限値は特に限定されないが、その化学成分に鑑みて、実質的には約Hv130または約Hv140になると考えられる。本実施形態に係る鋼は、熱間圧延後に焼鈍をしなくても、その硬度を上述の好適範囲内とすることができる。また、本実施形態に係る鋼は切削性にも優れる。 The hardness of the steel according to the present embodiment is not particularly limited as it can be appropriately adjusted according to the intended use. However, when it is necessary to ensure cold forging property, the hardness of the steel according to this embodiment is preferably Hv180 or less, and more preferably Hv170 or less, or Hv160 or less. .. The lower limit of the hardness of the steel according to the present embodiment is not particularly limited, but it is considered that the hardness is substantially Hv130 or about Hv140 in view of its chemical composition. The hardness of the steel according to the present embodiment can be kept within the above-mentioned preferable range without annealing after hot rolling. Further, the steel according to this embodiment is also excellent in machinability.
また、本実施形態に係る鋼に対して、例えば840℃〜1100℃の温度に加熱して30分間保持し、その後水冷あるいは油冷する条件で焼入れを行い、更に150℃から450℃の温度範囲で加熱保持する焼戻処理を行った場合、その引張強さを800MPa以上とすることができる。従って本実施形態に係る鋼は、高強度を要求される部品の材料として好適である。ただし、本実施形態に係る鋼を焼入れ用鋼として用いる場合に、熱処理条件は特に限定されず、用途に応じて適宜選択することができる。 Further, the steel according to the present embodiment is heated to a temperature of, for example, 840 ° C to 1100 ° C, held for 30 minutes, and then quenched under the conditions of water cooling or oil cooling, and further, a temperature range of 150 ° C to 450 ° C. When the tempering treatment of heating and holding in the above is performed, the tensile strength thereof can be set to 800 MPa or more. Therefore, the steel according to this embodiment is suitable as a material for parts that require high strength. However, when the steel according to the present embodiment is used as the quenching steel, the heat treatment conditions are not particularly limited and can be appropriately selected depending on the application.
本実施形態に係る鋼の用途は特に限定されないが、冷間鍛造及び焼入れによって製造される高強度機械部品、特に高強度ボルトに適用されることが好適である。冷間鍛造性が高い本実施形態に係る鋼を高強度機械部品の材料として用いる場合、冷間鍛造時の金型の損耗を抑制し、金型の寿命が向上できる。また、高価な金型のコストを低減できるので、特に引張強さが800MPa以上の高強度ボルトの製造コストの低減に寄与することができる。 The use of the steel according to the present embodiment is not particularly limited, but it is preferably applied to high-strength mechanical parts manufactured by cold forging and quenching, particularly high-strength bolts. When the steel according to the present embodiment having high cold forging property is used as a material for high-strength mechanical parts, wear of the die during cold forging can be suppressed and the life of the die can be improved. Further, since the cost of an expensive mold can be reduced, it is possible to contribute to the reduction of the manufacturing cost of a high-strength bolt having a tensile strength of 800 MPa or more.
次に、実施例を用いて本発明を説明するが、本発明は、以下の例に限定されない。 Next, the present invention will be described with reference to examples, but the present invention is not limited to the following examples.
まず、表1−1及び表1−2に示す化学成分を有する鋼を転炉により溶製し、更に連続鋳造により鋳片とした。なお、表1−1及び表1−2において、含有量が不純物水準以下である元素については、その含有量の表示を空白とし、N固定指数IFN及びTi−Nb系析出物生成指数Iの算出の際は「0質量%」と見なした。また、表1−1及び表1−2において、本発明の規定範囲外である値には下線を付した。これにより得られた鋳片に、鋳片表面割れが生じているか否かを確認した。鋳片表面割れの確認においては、チェックスカーフによって鋳片表面のスケールを除去した後、鋳片表面を観察し、割れ深さを調査した。鋳片の表面に深さ1mm以上の割れが検出されたものは、連続鋳造時の鋳片表面割れ「あり」と判定し、製造性について「不合格」と判定した。製造性評価結果を表2−1及び2−2に示す。First, the steels having the chemical components shown in Tables 1-1 and 1-2 were melted by a converter and further made into slabs by continuous casting. In Tables 1-1 and 1-2, for elements whose content is below the impurity level, the display of the content is left blank, and the N fixed index IFN and the Ti-Nb-based precipitate formation index IP Was regarded as "0% by mass" when calculating. Further, in Table 1-1 and Table 1-2, values outside the specified range of the present invention are underlined. It was confirmed whether or not the slab obtained by this was cracked on the surface of the slab. In the confirmation of cracks on the surface of the slab, after removing the scale on the surface of the slab with a check scarf, the surface of the slab was observed and the crack depth was investigated. When a crack with a depth of 1 mm or more was detected on the surface of the slab, it was determined that there was a crack on the surface of the slab during continuous casting, and it was determined that the manufacturability was "failed". The manufacturability evaluation results are shown in Tables 2-1 and 2-2.
この鋳片に必要に応じて均熱拡散処理、分塊圧延を行い、断面が162mm角(縦162mm×横162mm)の線材圧延用の素材(鋼片)を得た。次に、鋼片を1000〜1280℃程度の温度で加熱し、引き続いて線材圧延を行うことによって、直径10mmの線材(ばね用鋼)とした。 If necessary, the slab was subjected to soaking heat diffusion treatment and block rolling to obtain a material (steel piece) for wire rod rolling having a cross section of 162 mm square (length 162 mm × width 162 mm). Next, the steel piece was heated at a temperature of about 1000 to 1280 ° C., and then the wire rod was rolled to obtain a wire rod (steel for spring) having a diameter of 10 mm.
圧延後の線材からビッカース硬さ測定用の試験片を切り出した。具体的には、圧延方向に対して平行方向で、線材の中心軸を含む断面を有する試験片を切り出した。切り出した断面に対して研磨を行った後、線材の表面から線材の直径の1/4の深さの部位(1/4部)のビッカース硬さを測定した。試験荷重は10kgfとし、4点を測定した平均値を「圧延後硬さ」として表2−1及び表2−2に記載し、これを冷間鍛造用の金型の寿命を予測する指標とした。圧延材の硬さがHV180を超えるものについては、冷間鍛造用の金型の寿命の十分な改善効果が得られないので「冷間鍛造性」が「不合格」であると判定した。冷間鍛造性の評価結果を表2−1及び2−2に示す。 A test piece for measuring Vickers hardness was cut out from the rolled wire. Specifically, a test piece having a cross section including the central axis of the wire rod was cut out in a direction parallel to the rolling direction. After polishing the cut out cross section, the Vickers hardness of a portion (1/4 part) at a depth of 1/4 of the diameter of the wire from the surface of the wire was measured. The test load is 10 kgf, and the average value measured at 4 points is shown in Table 2-1 and Table 2-2 as "hardness after rolling", and this is used as an index for predicting the life of the mold for cold forging. did. When the hardness of the rolled material exceeds HV180, it is determined that the "cold forging property" is "failed" because the effect of sufficiently improving the life of the cold forging die cannot be obtained. The evaluation results of cold forging property are shown in Tables 2-1 and 2-2.
また、線材をボルト形状に加工する際の伸線や冷間鍛造(冷間加工)の影響をシミュレートするために、線材に対して減面率70%の冷間引き抜き加工を行った後、840℃〜1100℃の温度に30分間加熱し、水冷による焼入れを行って、オーステナイト組織をマルテンサイト組織の旧オーステナイト粒界として凍結した。その後、焼入れを行った試験片に対して必要に応じてA1点以下の温度域で焼戻しを行い、圧延・引抜方向に対して平行方向で、引き抜き材の中心を含む断面を有する試験片を切り出した。切り出した試験片の断面に対して研磨を行った後、腐食によって旧オーステナイト粒界を現出し、光学顕微鏡で観察することによって、焼入れ及び焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒度を測定した。旧オーステナイト結晶粒度の測定は、JISG0551に準じて行った。測定視野は倍率400倍で10視野以上とし、旧オーステナイト粒度が5番以下の大きな結晶粒が1つでも存在する試験片は、粗大粒が発生しているものと判定した。種々の温度に加熱した試験片に対して旧オーステナイト粒度の観察・測定を行うことにより明らかになる、粗大粒が発生する限界(最低)の加熱温度を、その試験片の結晶粒粗大化温度と定義し、耐結晶粒粗大化特性の指標とした。結晶粒粗大化温度が900℃以下のものは耐結晶粒粗大化特性に劣るので「不合格」と判定した。結晶粒粗大化温度測定結果を表2−1及び表2−2に示す。 In addition, in order to simulate the effects of wire drawing and cold forging (cold machining) when machining the wire into a bolt shape, the wire is cold drawn with a surface reduction rate of 70%, and then The austenite structure was frozen as the former austenite grain boundaries of the martensite structure by heating to a temperature of 840 ° C. to 1100 ° C. for 30 minutes and quenching by water cooling. After that, the hardened test piece is tempered in a temperature range of A1 point or less as necessary, and a test piece having a cross section including the center of the drawn material is cut out in a direction parallel to the rolling / drawing direction. It was. After polishing the cross section of the cut-out test piece, the former austenite grain boundaries were exposed by corrosion, and the grain size of the former austenite after quenching and tempering was measured by observing with an optical microscope. The measurement of the former austenite crystal grain size was performed according to JISG0551. The measurement visual field was set to 10 visual fields or more at a magnification of 400 times, and it was determined that coarse grains were generated in the test piece in which even one large crystal grain having an old austenite particle size of 5 or less was present. The limit (minimum) heating temperature at which coarse grains are generated, which is clarified by observing and measuring the old austenite grain size of test pieces heated to various temperatures, is defined as the crystal grain coarsening temperature of the test piece. It was defined and used as an index of grain coarsening resistance. Those having a grain coarsening temperature of 900 ° C. or lower were judged to be "failed" because they were inferior in crystal grain coarsening resistance. The results of grain coarsening temperature measurement are shown in Table 2-1 and Table 2-2.
表2−1及び表2−2より、本発明例であるA1〜A32は圧延後の線材の硬さが低く、冷間鍛造用金型の寿命を向上させることが期待できるので、冷間鍛造性に優れており、冷間加工後の焼入れ加熱時において900℃を超えて加熱しても粗大粒が発生せず、しかも連続鋳造時に鋳片の表面割れが発生しないので鋳片の屑化率が低く、従って製造性に優れていることが明らかである。なお、上述の旧オーステナイト結晶粒度測定のための熱処理を行った後の本発明例A1〜A32は、すべて800MPa以上の引張強さを有していた。 From Tables 2-1 and 2-2, A1 to A32, which are examples of the present invention, have low hardness of the wire after rolling and can be expected to improve the life of the cold forging die. Therefore, cold forging can be expected. It has excellent properties, and even if it is heated above 900 ° C during quenching and heating after cold working, coarse particles do not occur, and surface cracks of the slab do not occur during continuous casting, so the slab scraping rate It is clear that it is low and therefore excellent in manufacturability. In addition, all of Examples A1 to A32 of the present invention after the heat treatment for measuring the above-mentioned old austenite crystal particle size had a tensile strength of 800 MPa or more.
これに対して比較例の場合には、上記冷間鍛造性、粗大粒防止特性、製造性のいずれかが劣っている。すなわち、B1〜B4はBi添加量が多すぎるので熱間延性が低下し、製造性が劣った。B5〜B7はBiが添加されていない、あるいは添加量が少なすぎるので粗大粒防止特性が劣った。B8、B9はTiの添加量が多すぎる、あるいはTi添加量に対してN含有量が少量でTi−Nb系析出物生成指数Iが超過したので圧延後の線材の硬さが高く、冷間鍛造性に劣った。On the other hand, in the case of the comparative example, any of the cold forging property, the coarse grain prevention property, and the manufacturability is inferior. That is, since the amount of Bi added to B1 to B4 was too large, the hot ductility was lowered and the manufacturability was inferior. B5 to B7 were inferior in coarse grain prevention characteristics because Bi was not added or the amount added was too small. In B8 and B9, the amount of Ti added was too large, or the N content was small relative to the amount of Ti added and the Ti-Nb-based precipitate formation index IP was exceeded, so the hardness of the wire after rolling was high and it was cold. Inferior in forgeability.
本発明によれば、冷間鍛造時の軟質化と、冷間鍛造後の焼入れ時の粗大粒の発生の抑制との両方を達成することができる鋼を提供できる。また、本発明に係る鋼は、鋳造時や圧延時に割れが生じることがなく、さらに製造設備に負荷を掛けない範囲内の条件で製造可能であるので、製造性に優れる。本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、冷間鍛造時の金型の損耗を抑制し、金型の寿命が向上できる。また、本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、高価な金型のコストを低減できるので、特に引張強さが800MPa以上の高強度ボルトの製造コストの低減に寄与することができる。さらに、本発明に係る鋼は切削性にも優れる。そのため、本発明は産業上の貢献が極めて大きい。 According to the present invention, it is possible to provide a steel capable of achieving both softening during cold forging and suppression of generation of coarse particles during quenching after cold forging. Further, the steel according to the present invention is excellent in manufacturability because it does not crack during casting or rolling and can be manufactured under conditions within a range that does not impose a load on the manufacturing equipment. By applying the steel according to the present invention to cold forged parts, wear of the die during cold forging can be suppressed and the life of the die can be improved. Further, by applying the steel according to the present invention to cold forged parts, the cost of expensive dies can be reduced, which can contribute to the reduction of the manufacturing cost of high-strength bolts having a tensile strength of 800 MPa or more. it can. Further, the steel according to the present invention is also excellent in machinability. Therefore, the present invention has an extremely large industrial contribution.

Claims (3)

  1. 化学成分が、単位質量%で、
    C:0.15%〜0.40%、
    Mn:0.10%〜1.50%、
    S:0.002〜0.020%、
    Ti:0.005%〜0.050%、
    B:0.0005〜0.0050%、
    Bi:0.0010%〜0.0100%、
    P:0.020%以下、
    N:0.0100%以下、
    Si:0%以上0.30%未満、
    Cr:0〜1.50%、
    Al:0〜0.050%、
    Mo:0〜0.20%、
    Cu:0〜0.20%、
    Ni:0〜0.20%、及び
    Nb:0〜0.030%を含有し、
    残部がFeおよび不純物からなり、
    以下の式1によって定義されるN固定指数I FN が0以上であり、
    以下の式2によって定義されるTi−Nb系析出物生成指数I が0.0100以下である
    ことを特徴とする鋼。
    FN =[Ti]−3.5×[N]…(式1)
    ここで[Ti]は単位質量%でのTi含有量であり、[N]は単位質量%でのN含有量である。
    =0.3×[Ti]+0.15×[Nb]−[N]…(式2)
    ここで[Ti]は単位質量%でのTi含有量であり、[Nb]は単位質量%でのNb含有量であり、[N]は単位質量%でのN含有量である。
    The chemical composition is in units of mass%
    C: 0.15% to 0.40%,
    Mn: 0.10% to 1.50%,
    S: 0.002-0.020%,
    Ti: 0.005% to 0.050%,
    B: 0.0005 to 0.0050%,
    Bi: 0.0010% to 0.0100%,
    P: 0.020% or less,
    N: 0.0100% or less,
    Si: 0% or more and less than 0.30%,
    Cr: 0 to 1.50%,
    Al: 0 to 0.050%,
    Mo: 0-0.20%,
    Cu: 0-0.20%,
    It contains Ni: 0 to 0.20% and Nb: 0 to 0.030%.
    The remainder Ri is Do Fe and impurities,
    The N fixed index IFN defined by Equation 1 below is 0 or greater.
    Steel following defined by equation 2 Ti-Nb-based precipitates generated index I P is characterized <br/> is at 0.0100 or less.
    I FN = [Ti] -3.5 × [N] ... ( Equation 1)
    Here, [Ti] is the Ti content in the unit mass%, and [N] is the N content in the unit mass%.
    I P = 0.3 × [Ti] + 0.15 × [Nb] - [N] ... ( Equation 2)
    Here, [Ti] is the Ti content in the unit mass%, [Nb] is the Nb content in the unit mass%, and [N] is the N content in the unit mass%.
  2. 前記化学成分が、単位質量%で、
    Si:0.01%以上0.30%未満、
    Cr:0.01〜1.50%、及び
    Al:0.001〜0.050%
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項1に記載の鋼。
    The chemical composition is in units of mass%.
    Si: 0.01% or more and less than 0.30%,
    Cr: 0.01 to 1.50%, and Al: 0.001 to 0.050%
    The steel according to claim 1, wherein the steel contains one kind or two or more kinds selected from the group consisting of.
  3. 前記化学成分が、単位質量%で、
    Mo:0.02〜0.20%、
    Cu:0.02〜0.20%、
    Ni:0.02〜0.20%、及び
    Nb:0.002〜0.030%
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項1又は2に記載の鋼。
    The chemical composition is in units of mass%.
    Mo: 0.02 to 0.20%,
    Cu: 0.02 to 0.20%,
    Ni: 0.02 to 0.20%, and Nb: 0.002 to 0.030%
    The steel according to claim 1 or 2, characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of.
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