JP7445686B2 - 黒鉛化熱処理用線材と黒鉛鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
パーライトの面積分率が95%以上であり、
引張強度が1100MPa以下であることを特徴とする。
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
前記熱間圧延して線材に製造するステップは、900℃超過1000℃以下の温度範囲で熱間圧延することを含み、
前記巻き取るステップは、800℃以上の温度範囲で巻き取ることを含み、
前記冷却するステップは、0.2~5.0℃/sの冷却速度で600℃まで冷却することを含むことを特徴とする。
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
前記黒鉛粒の縦横比(長軸/短軸)が2.0以下であり、
前記黒鉛粒が面積分率で2.0%以上で分布しており、
前記黒鉛粒1000個/mm2以上の密度で分布しており、
硬度値が70~85HRBであることを特徴とする。
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
前記黒鉛化熱処理するステップは、740~780℃の温度範囲で2時間以内で熱処理することを含むことを特徴とする。
また、黒鉛化後に微細な黒鉛粒が基地内に均一に分布する黒鉛鋼を提供することができる。
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
炭素は、黒鉛粒を形成するために必須的な元素である。前記炭素の含量が0.6重量%未満である場合には、被削性の向上効果が十分ではなく、黒鉛化の完了時にも黒鉛粒の分布が不均一である。
一方、その含量が0.9量%を超過して過多な場合、黒鉛粒が粗大に生成されて縦横比が大きくなるので、切削性、特に表面粗度が低下する恐れがある。したがって、本発明で炭素の含量は、0.6~0.9重量%に制御することが好ましい。
シリコンは、溶鋼製造時に脱酸剤として必要な成分であり、鋼中でセメンタイトを不安定にして炭素が黒鉛として析出されるようにする黒鉛化促進元素であるので、積極添加する。本発明でこのような効果を示すためには、2.0重量%以上含むことが好ましい。
一方、その含量が2.5重量%を超過して過多な場合、黒鉛化促進効果が飽和するだけでなく、固溶強化効果によって硬度が増加して切削時に工具摩耗が加速化し、非金属介在物の増加による脆性を誘発し、熱間圧延時に過度な脱炭を誘発する恐れがある。したがって、本発明でシリコンの含量は、2.0~2.5重量%に制御することが好ましい。
マンガンは、鋼材の強度及び衝撃特性を向上させ、鋼中で硫黄と結合してMnS介在物を形成して切削性の向上に寄与する。本発明でこのような効果を示すためには、0.1量%以上含まれることが好ましい。
一方、その含量が0.6重量%を超過して過多な場合、黒鉛化を阻害して黒鉛化完了時間が遅延される恐れがあり、強度及び硬度を上昇させて切削性を低下させ得る。したがって、本発明でマンガンの含量は、0.1~0.6重量%に制御することが好ましい。
リンは、不可避に含有される不純物である。例えば、リンは、鋼の粒界を脆弱にして切削性をある程度助けるが、相当な固溶強化効果によってフェライトの硬度を増加させ、鋼材の靭性及び遅延破断抵抗性を減少させ、表面キズの発生を助長するので、その含量をできるだけ低く管理することが好ましい。
理論上、リンの含量は、0重量%に制御することが有利であるが、製造工程上、必然的に含有される。したがって、その上限を管理することが重要であり、本発明では、リンの上限を0.015重量%に管理する。
硫黄は、MnS介在物を生成して切削性の向上に寄与するが、鋼中の炭素の黒鉛化を大きく阻害するだけでなく、結晶粒界に偏析されて靭性を低下させ、低融点硫化物を形成させて熱間圧延性を阻害し、圧延によって延伸されたMnSにより機械的な異方性が現われ得るので、その含量はできるだけ低く管理することが好ましい。
理論上、硫黄の含量は、0重量%に制御することが有利であるが、製造工程上、必然的に含有される。したがって、その上限を管理することが重要であり、本発明では、硫黄の上限を0.03重量%に管理する。
アルミニウムは、シリコンの次に黒鉛化を促進させる元素である。これは、アルミニウムが固溶Alで存在するときセメンタイトを不安定にするからであり、したがって、固溶Alで存在する必要がある。本発明でこのような効果を示すためには、0.01重量%以上含まれることが好ましい。
一方、その含量が0.05重量%を超過して過多な場合、その効果が飽和するだけでなく、連鋳時にノズルの詰まりを誘発させ得、オーステナイト粒界にAlNが生成され、これを核にした黒鉛粒が粒界に不均一に分布することになる。したがって、本発明でアルミニウムの含量は、0.01~0.05重量%に制御することが好ましい。
チタンは、ボロン、アルミニウムなどのように窒素と結合してTiN、BN、AlNなどの窒化物を生成する。前記窒化物は、恒温熱処理時に黒鉛粒生成の核として作用する。BN、AlNなどは、生成温度が低いためオーステナイトが形成された後に粒界に不均一に析出されることに比べ、TiNは、生成温度がAlNやBNより高いためオーステナイトの生成が完了する前に晶出されるので、オーステナイト粒界及び粒内に均一に分布することになる。したがって、TiNを核生成源として生成された黒鉛粒も微細で且つ均一に分布することになる。このような効果を示すためには、0.01重量%以上含まれることが好ましい。
一方、その含量が0.02重量%を超過して過多に添加される場合、粗大な炭窒化物となって黒鉛形成に必要な炭素を消耗することで、黒鉛化を阻害させる。したがって、本発明でチタンの含量は、0.01~0.02重量%に制御することが好ましい。
ボロンは、鋼中で窒素と結合してBNを形成する。BNは、黒鉛粒の生成の核として作用して黒鉛化を促進する。このような効果を示すためには、0.0005重量%以上含まれることが好ましい。
一方、その含量が0.002重量%を超過して過多に添加される場合、BNがオーステナイト粒界に過多に生成されて黒鉛化熱処理後に黒鉛粒の不均一な分布を引き起こすだけでなく、粒界を脆弱にして熱間圧延性を顕著に低下させる問題を発生させる。したがって、本発明でボロンの含量は、0.0005~0.002重量%に制御することが好ましい。
窒素は、チタン、ボロン、アルミニウムと結合してTiN、BN、AlNなどを生成することになるが、特に、BN、AlNなどの窒化物は、主にオーステナイト粒界に形成される。黒鉛化熱処理時にこのような窒化物を核として黒鉛粒が均一な分布で形成される。これのために本発明では、0.003重量%以上添加する。
ただし、窒素添加量が0.015重量%を超過して過多に添加される場合、窒化物が過度に形成されて黒鉛粒が不均一な分布で形成されるか、窒化物の形成元素と結合せず鋼中に固溶状態で存在して強度を高めてセメンタイトを安定化させて黒鉛化を遅延させる有害な作用をすることになる。したがって、本発明で窒素の含量は、0.003~0.015重量%に制御することが好ましい。
本発明において酸素の役目は重要である。酸素は、アルミニウムと結合して酸化物を形成する。このような酸化物の生成は、固溶アルミニウムの有効濃度を減少させて黒鉛化作用を妨害する結果を誘発する。また、多量の酸素が含有されることで形成されるアルミナ酸化物は、切削時に切削工具を損傷させるので、被削性の低下をもたらす。このような理由から、酸素の含量は可能であれば低く管理することが好ましい。しかし、酸素を過度に低く管理する場合、製鋼工程の精錬負荷を引き起こすので、その上限を0.005重量%以下に制御することが好ましい。
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
式(1)の値が-0.003以下になると、鋼中に過多に残ったTi又はBにより粗大なTiN又はBNを形成することになって適切な黒鉛粒生成の核として作用しにくく、微細で且つ均一な分布の黒鉛粒を期待することができない。一方、式(1)の値が0.003以上になると、鋼中の固溶窒素含量が高いため、黒鉛化時間を顕著に遅延させるので、好ましくない。したがって、本発明で式(1)の値は、-0.003超過0.003未満に管理することが好ましい。
再加熱するステップ
本発明の一例によると、再加熱するステップは、ビレットを熱間圧延する前に1050~1150℃の温度範囲で60分以上維持して熱処理する。
ビレットの加熱温度が1050℃未満では、TiNが粗大に析出して密度が減り、AlがAlNとして析出して黒鉛化を促進させる固溶Alの量が減る。また、ビレットの加熱温度が1150℃を超過する場合には、コストが上昇するだけでなく、脱炭が加速化して脱炭層が厚くなって最終製品の品質を悪化させ得るので、好ましくない。したがって、本発明では、再加熱温度範囲を1050~1150℃に制御することが好ましい。
熱処理の維持時間を60分未満にすると、熱間圧延のためのビレットの内外部の温度を均一に確保しにくいので、本発明では、熱処理維持時間を60分以上に制御することが好ましい。
本発明の一例によると、熱間圧延して線材に製造するステップは、再加熱されたビレットを900℃超過1000℃以下の温度範囲で熱間圧延して線材に製造する。
熱間圧延温度が900℃以下では、熱間圧延時に表面キズの発生可能性が高くなり、1000℃を超過する場合には、AGS(Austenite Grain Size)が粗大になるため線材圧延後の冷間伸線時に断線が発生する。したがって、本発明では、熱間圧延の温度範囲を900℃超過1000℃以下に制御することが好ましい。
熱間圧延で製造される線材の直径は、30mm以下に制御することが好ましい。これは、加熱炉から抽出されるビレットの脱炭面積は、線材熱間圧延後に線材の脱炭面積に比例するので、線径が大きいほど脱炭層が厚くなるからである。
本発明の一例によると、線材を巻き取るステップは、800℃以上の温度範囲で巻き取る。
巻取温度が800℃未満である場合には、巻取時に素材の剛性が大きくなって表面キズの発生可能性が高くなり、巻取形状の確保が難しいことがある。したがって、本発明では、巻取温度範囲を800℃以上に制御することが好ましい。
本発明の一例によると、巻き取られた線材は、0.2~5.0℃/sの冷却速度で600℃まで冷却する。
冷却速度が5.0℃/sを超過する場合には、過冷されたオーステナイトから生成されたマルテンサイトのような硬質相が発生して冷間伸線中に断線が発生し得るので、好ましくなく、0.2℃/s未満の冷却速度では、硝石相が過度に生成されてパーライトの分率が減るため、黒鉛化熱処理後に生成された黒鉛粒が不均一な分布を有し得るので、好ましくない。したがって、本発明では、冷却速度を0.2~5.0℃/sに制御することが好ましい。
また、製造された黒鉛化熱処理用線材は、パーライトの面積分率が95%以上であってもよい。
また、製造された黒鉛化熱処理用線材は、引張強度が1100MPa以下であってもよい。本発明で、黒鉛化の追加促進のための格子欠陥を誘導する冷間伸線のためには、線材の強度が1100MPaを超過しないことが好ましく、その下限を特に限定しない。
本発明の一例による黒鉛鋼の製造方法は、重量%で、炭素(C):0.6%~0.9%、シリコン(Si):2.0~2.5%、マンガン(Mn):0.1~0.6%、リン(P):0.015%以下、硫黄(S):0.03%以下、アルミニウム(Al):0.01~0.05%、チタン(Ti):0.01~0.02%、ボロン(B):0.0005~0.002%、窒素(N):0.003~0.015%、酸素(O):0.005%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記式(1)を満足するビレットを製造するステップ、前記ビレットを再加熱するステップ、前記再加熱されたビレットを熱間圧延して線材に製造するステップ、前記線材を巻き取るステップ、前記巻き取られた線材を冷却するステップ及び前記冷却された線材を冷間伸線するステップを行った後、黒鉛化熱処理するステップを含む。
ここで、ビレットを製造、再加熱、熱間圧延して線材に製造するステップ、線材を巻取、冷却するステップは、黒鉛化熱処理用線材の製造方法で説明した内容と同一なので、重複を避けるために以下説明を省略する。上述した製造方法で製造された線材を冷間伸線するステップ及び黒鉛化熱処理するステップを以下でそれぞれ説明する。
本発明で冷却した線材を冷間伸線するステップは、高密度の微細なTiNなど黒鉛粒生成の追加核を生成するための重要なステップのうち一つに該当する。前記ステップでは、冷間伸線を通じて線材内部に格子欠陥を誘導して黒鉛粒生成の追加核を生成することができる。
本発明の一例によると、冷却した線材を冷間伸線するステップは、減面率10~20%に冷間伸線し得る。
減面率が10%未満である場合には、冷間伸線を通じて線材の内部に格子欠陥を十分に作られないので、黒鉛粒生成の追加核として活用できず、減面率を20%超過して付加する時には、伸線中に断線が発生し得る。したがって、本発明で冷間伸線するステップは、減面率10~20%に冷間伸線することが好ましい。
本発明では、冷間伸線するステップを行った後、黒鉛化熱処理を実施する。黒鉛化熱処理を通じて、鋼中に添加された炭素を黒鉛化して黒鉛鋼を形成する。
本発明の一例によると、黒鉛化熱処理するステップは、740~780℃の温度範囲で2時間以内熱処理する。前記温度範囲は、恒温変態曲線(TTT:Time-Temperature-Transformation)で黒鉛生成ノーズ(nose)付近に該当する温度範囲であって、熱処理時間が最も短い温度範囲に該当する。
黒鉛化熱処理温度が740℃未満である場合には、黒鉛化熱処理時間が長くなり、780℃を超過する場合には、黒鉛化熱処理時間が長くなり、パーライトの逆変態によってオーステナイトが生成され、冷却中に再びパーライトが生成され得るので、好ましくない。したがって、本発明では、黒鉛化熱処理の温度範囲を740~780℃に制御することが好ましい。
(2)黒鉛化率(%)=(1-未分解パーライト内の炭素含量/鋼中の炭素含量)X100
黒鉛化率が100%とは、添加された炭素が全て消耗されて黒鉛を生成したという意味であって、未分解パーライトが存在しないことを意味し、言い換えれば、フェライトの基地に黒鉛粒が分布する微細組織を意味する。ここで、フェライト内の固溶炭素及び微細炭化物に固溶された炭素量は、極めて少ないので考慮しない。
本発明の一例による黒鉛鋼は、重量%で、炭素(C):0.6%~0.9%、シリコン(Si):2.0~2.5%、マンガン(Mn):0.1~0.6%、リン(P):0.015%以下、硫黄(S):0.03%以下、アルミニウム(Al):0.01~0.05%、チタン(Ti):0.01~0.02%、ボロン(B):0.0005~0.002%、窒素(N):0.003~0.015%、酸素(O):0.005%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記式(1)を満足し、微細組織でフェライト基地に黒鉛粒が分布しており、黒鉛化率が100%である。
また、黒鉛粒の縦横比(長軸/短軸)が2.0以下であってもよい。黒鉛粒の縦横比が2.0を超過すると、微細組織に異方性が発生して衝撃靭性など機械的特性が低下するだけでなく、切削中の表面粗度に悪影響を及ぼし得る。
また、本発明の一例による黒鉛鋼は、硬度値が70~85HRBであってもよい。
上記のように黒鉛鋼内に微細黒鉛粒が均一に分布する場合、形成された黒鉛粒が切削摩擦を減少させ、クラック開始源として作用することで、切削性を顕著に向上させ得る。
表1の成分を有するビレット(断面:160mm×160mm)を再加熱温度条件で90分間維持して高速熱間圧延し、27mmの直径を有する黒鉛化熱処理用線材に製造した。この時の再加熱温度、線材の圧延温度、巻取温度、600℃までの冷却速度は、表2に示した。また、製造された黒鉛化熱処理用線材に対して、100nm以下サイズに該当するTiNの個数、パーライトの面積分率、引張強度、線材の圧延性に対する備考を表2に一緒に示した。
発明例1~4は、本発明の黒鉛化熱処理用線材及び黒鉛鋼に該当し、比較例1~12は、比較鋼1~12で製造した黒鉛化熱処理用線材及び黒鉛鋼に該当する。比較例13~17は、発明鋼1の鋼種を用いたが、黒鉛化熱処理用線材の製造条件を本発明が開示する条件とは相違するようにして製造した黒鉛化熱処理用線材及び黒鉛鋼である。比較例18~19は、発明鋼1の鋼種を用い、黒鉛化熱処理用線材の製造条件を本発明が開示する条件と同一にして製造したが、冷間伸線条件の減面率を本発明が開示する条件と相違するようにして製造した黒鉛化熱処理用線材及び黒鉛鋼に該当する。
表1~3を参照すると、本発明の合金組成の範囲及び式(1)を満足し、製造条件も満足した結果、発明例1~4の黒鉛化熱処理用線材は、100nm以下のサイズを有するTiNの個数が100μm2当たり10個以上であり、パーライトの面積分率が95%以上であり、引張強度が1100MPa以下であることが確認できる。また、発明例1~4の黒鉛鋼は、微細組織でフェライト基地に黒鉛粒が分布しており、黒鉛化率が100%で完了されており、黒鉛粒の平均結晶粒のサイズは、10μm以下であり、黒鉛粒の縦横比(長軸/短軸)が2.0以下であり、黒鉛粒の面積分率が2.0%以上で分布しており、黒鉛粒が1000個/mm2以上の密度で分布しており、硬度値が70~85HRBであることが確認できる。
比較例15は、巻取温度が750℃で低く、巻取形状の不良が発生した。
Claims (7)
- 重量%で、C:0.6%~0.9%、Si:2.0~2.5%、Mn:0.1~0.6%、P:0.015%以下、S:0.03%以下、Al:0.01~0.05%、Ti:0.01~0.02%、B:0.0005~0.002%、N:0.003~0.015%、O:0.005%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記式(1)を満足し、
100nm以下のサイズを有するTiNの個数が100μm2当たり10個以上であり、
パーライトの面積分率が95%以上であり、
引張強度が1100MPa以下であることを特徴とする黒鉛化熱処理用線材。
式(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。 - 重量%で、C:0.6%~0.9%、Si:2.0~2.5%、Mn:0.1~0.6%、P:0.015%以下、S:0.03%以下、Al:0.01~0.05%、Ti:0.01~0.02%、B:0.0005~0.002%、N:0.003~0.015%、O:0.005%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記式(1)を満足するビレットを製造するステップ、
前記ビレットを再加熱するステップ、
前記再加熱されたビレットを熱間圧延して線材に製造するステップ、
前記線材を巻き取るステップ、及び
前記巻き取られた線材を冷却するステップ、を含み、
前記再加熱するステップは、1050~1150℃の温度範囲で60分以上維持する熱処理を含み、
前記熱間圧延して線材に製造するステップは、900℃超過1000℃以下の温度範囲での熱間圧延を含み、
前記巻き取るステップは、800℃以上の温度範囲の巻き取りを含み、
巻き取られた線材を冷却するステップは、0.2~5.0℃/sの冷却速度で600℃までの冷却を含むことを特徴とする黒鉛化熱処理用線材の製造方法。
(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。 - 重量%で、C:0.6%~0.9%、Si:2.0~2.5%、Mn:0.1~0.6%、P:0.015%以下、S:0.03%以下、Al:0.01~0.05%、Ti:0.01~0.02%、B:0.0005~0.002%、N:0.003~0.015%、O:0.005%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記式(1)を満足し、
微細組織でフェライト基地に黒鉛粒が分布しており、黒鉛化率が100%であり、
前記黒鉛粒の平均結晶粒のサイズは、10μm以下であり、
前記黒鉛粒が1000個/mm2以上の密度で分布していることを特徴とする黒鉛鋼。
式(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。 - 前記黒鉛粒の縦横比(長軸/短軸)が2.0以下であることを特徴とする請求項3に記載の黒鉛鋼。
- 前記黒鉛粒の面積分率が2.0%以上で分布していることを特徴とする請求項3に記載の黒鉛鋼。
- 硬度値が70~85HRBであることを特徴とする請求項3に記載の黒鉛鋼。
- 重量%で、C:0.6%~0.9%、Si:2.0~2.5%、Mn:0.1~0.6%、P:0.015%以下、S:0.03%以下、Al:0.01~0.05%、Ti:0.01~0.02%、B:0.0005~0.002%、N:0.003~0.015%、O:0.005%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記式(1)を満足する線材を製造するステップ、及び
前記製造された線材を冷間伸線するステップを行った後、黒鉛化熱処理するステップ、を含み、
前記冷間伸線するステップは、減面率10~20%で冷間伸線することを含み、
前記黒鉛化熱処理するステップは、740~780℃の温度範囲で2時間以内熱処理することを含むことを特徴とする黒鉛鋼の製造方法。
式(1)-0.003<[N]-[Ti]/3.43-[B]/0.77<0.003
前記式(1)で、[Ti]、[N]、[B]は、それぞれチタン、窒素、ボロンの重量%を意味する。
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