JPH10158779A - 冷間鍛造用鋼 - Google Patents
冷間鍛造用鋼Info
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- JPH10158779A JPH10158779A JP25461097A JP25461097A JPH10158779A JP H10158779 A JPH10158779 A JP H10158779A JP 25461097 A JP25461097 A JP 25461097A JP 25461097 A JP25461097 A JP 25461097A JP H10158779 A JPH10158779 A JP H10158779A
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Abstract
0%以上となる大きな加工度で冷間鍛造を行って材料温
度が上昇した場合でも、加工硬化による延性の低下を防
止して変形能を維持したままで、且つ青熱脆性を起こす
ことなく変形抵抗の小さい冷間鍛造用鋼を提供する。 【解決手段】C :0.10〜0.60%、Al:0.05%超〜0.10
%、Si≦0.35%、Mn≦1.2%、Cr≦0.5%、Ti≦0.07%、
B≦0.003%を含有し、残部はFeと不純物からなり、不純
物中のPは0.01%未満、Sは0.01%未満及びNは0.005%未
満で、更に、{N(%)/Al(%)}≦0.05、且つ、下
記ρの値が 20未満の冷間鍛造用鋼。ρ=30×Si(%)
+10×Mn(%)+300×P(%)+500×N(%)。上記
のTi≦0.07%に代えて Ti+0.5Zr≦0.10%である冷間
鍛造用鋼。Cu≦0.40%、Ni≦0.40%である上記又は
の冷間鍛造用鋼。
Description
間鍛造に使用する鋼に関する。
どを製造するための冷間鍛造機)の普及に伴い、各種形
状の部品が冷間鍛造法により製造されている。冷間鍛造
中の材料は、加工硬化が進むことにより強度が上昇する
ものの延性が低下する。加えて、冷間鍛造に供される材
料には加工による発熱が生じるので、100〜400℃
程度にまで温度が上昇して、所謂「青熱脆性」が生ずる
温度域に入ってしまうこともある。こうして青熱脆性域
にまで温度上昇した材料は、変形抵抗が増大するので、
延性が低下してしまう。その結果、材料が脆化して割れ
が発生することがある。あるいは又、冷間鍛造後の製品
の寸法精度や表面粗度の低下をきたす。更に、変形抵抗
が増大した材料を冷間鍛造するには高い冷間鍛造荷重を
必要とするため、冷間鍛造用工具には摩耗、塑性変形あ
るいは破壊が生じやすくなり、工具寿命の低下を招く。
を行う前に球状化焼鈍を必要回数繰り返して材料の延性
を改善したり、材料の変形能に悪影響を及ぼす化学成分
を制限して材料の変形抵抗を下げることが行われてい
る。
状化焼鈍後に特定の温度域で時効処理を行うことによ
り、冷間鍛造中の材料の時効硬化を防ぐ技術が開示され
ている。又、特開昭63−105951号公報には、加
工割れを助長するおそれのある化学成分を制限し、熱間
圧延後に特定の温度域で焼鈍することにより、冷間鍛造
性を高める技術が開示されている。更に、特開昭61−
113744号公報には、Mn、Si及びCrの含有量
に特定の関係を満足させることにより、冷間鍛造時の変
形抵抗を下げる技術が提案されている。更に又、特開平
1−225750号公報には、Mn及びCrの含有量に
特定の関係を満足させることにより、変形抵抗の小さい
冷間鍛造用鋼を得る技術が開示されている。
及び特開昭63−105951号公報に開示された技術
は、製造工程の合理化を主体とするものである。又、特
開昭61−113744号公報及び特開平1−2257
50号公報に開示された技術は、材料の変形抵抗を下げ
ることとは相反する材料の焼入れ性を高めることをも同
時に狙ったものである。このため、上記の各公報で提案
された技術を用いても、大きな加工度で冷間鍛造する必
要のある場合には、いずれも充分に対応できるものでは
なかった。
1号公報において、加工度の大きい冷間鍛造に使用する
鋼を提案した。しかし、その後、この鋼を用いた場合で
も冷間鍛造用工具の寿命にばらつきが生ずることがわか
った。そして、この工具寿命のばらつきは冷間鍛造用工
具の購入ロットには関係なく生じ、ある特定のチャンス
で溶製した鋼を被鍛造材として使用した場合に工具寿命
の低下が生じる場合のあることが判明した。これに関連
して更に調査したところ、特定のチャンスで溶製した鋼
からなる被鍛造材を、特に圧縮率で90%以上となる大
きな加工度で冷間鍛造した場合に青熱脆性が生じて、材
料の変形抵抗が高くなり、このため工具寿命が短くなっ
たことがわかった。このように、本発明者らが「冷間鍛
造用鋼」として提案した鋼を用いても、特に圧縮率で9
0%を超える大きな加工度で冷間鍛造する場合にはまだ
まだ充分ではなかったのである。
性域での変形抵抗の増大及び延性の低下は冷間鍛造用材
料の宿命である。これらは、冷間鍛造後の製品品質を悪
化させたり、加工力の大きい冷間鍛造機を必要とした
り、更には工具寿命を著しく低下させたりする。そし
て、最終的には製品不良の発生と冷間鍛造コストの増大
を招くことになる。
間鍛造後の仕上げ加工が不要であり、更には加工硬化に
より製品の強度が向上するなど長所を有するが、上記の
ような素材の変形抵抗の増大及び延性の低下という問題
は、本来の冷間鍛造法の長所を損なうことになる。
度の大きな冷間鍛造、なかでも圧縮率で90%以上とな
る大きな加工度で冷間鍛造を行って材料温度が上昇した
場合でも、加工硬化による延性の低下を防止して変形能
を維持したままで、且つ青熱脆性を起こすことなく変形
抵抗の小さいままで鍛造ができる鋼を提供することにあ
る。
(1)〜(3)に示す冷間鍛造用鋼にある。
%、Al:0.05%を超え0.10%まで、Si:
0.35%以下、Mn:1.2%以下、Cr:0.5%
以下、Ti:0.07%以下、B:0.003%以下を
含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、不純物
中のPは0.01%未満、Sは0.01%未満及びNは
0.005%未満で、更に、{N(%)/Al(%)}
が0.05以下、且つ、Si、Mn、P及びNの含有量
で表される下記式のρの値が20未満であることを特
徴とする冷間鍛造用鋼。
0.05%を超え0.10%まで、Si:0.35%以
下、Mn:1.2%以下、Cr:0.5%以下、Ti+
0.5Zr:0.10%以下、B:0.003%以下を
含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、不純物
中のPは0.01%未満、Sは0.01%未満及びNは
0.005%未満で、更に、{N(%)/Al(%)}
が0.05以下、且つ、前記式で表されるρの値が2
0未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
0.40%、Ni含有量の許容上限が0.40%である
上記(1)又は(2)に記載の冷間鍛造用鋼。
の工程を経て、棒鋼あるいは線材として製造される。こ
の棒鋼あるいは線材を適当な寸法に切断し、焼鈍して冷
間鍛造に供する。冷間鍛造を施された鋼は、更に焼入
れ、焼戻しなどの熱処理あるいは必要最小限度の加工を
施されて最終の製品となる。冷間鍛造に供する状態(通
常、焼鈍された状態)では、引張強度が70kgf/m
m2 (686MPa)以下であることが望ましい。
(1)〜(3)の発明という。
囲に規定した理由について説明する。なお、成分含有量
の「%」は「重量%」を意味する。
な元素であり、0.10%未満では熱処理後に所定の強
度が得られないため、下限を0.10%とした。一方、
Cの含有量が余りに多いと加工度の高い冷間鍛造(例え
ば、圧縮率で70%以上の冷間鍛造)では、材料に割れ
が発生するため、上限を0.60%とした。
る。すなわち、AlはNを固定して冷間鍛造中の時効硬
化、なかでも圧縮率で90%を超える大きな加工度によ
る冷間鍛造中の時効硬化を抑制する作用を有する。この
他にAlには鋼の脱酸作用や熱間圧延前の鋼の加熱にお
いてオーステナイト結晶の粗大化を防止する作用もあ
る。しかし、その含有量が0.05%以下では、特に、
圧縮率で90%以上となる大きな加工度での冷間鍛造中
の時効硬化抑制作用が得られない。一方、Al含有量が
0.10%を超えると熱間加工性の劣化をきたす。した
がって、Al含有量を0.05%を超え0.10%まで
とした。
れば脱酸作用を有する。しかしながらSiには、基地に
固溶して硬度を上昇させ、冷間鍛造時の変形抵抗を大き
くして、冷間鍛造性を低下させてしまうという弊害もあ
る。特に、0.35%を超えて含有させると、冷間鍛造
性の大きな低下が生ずる。したがって、Siの含有量を
0.35%以下とした。なお、Siの好ましい含有量は
0.30%以下である。
れば、脱酸作用、脱硫作用、熱間脆性防止作用及び強度
向上作用を有する。これらの効果を確実に得るには、M
nは0.5%以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が1.2%を超えると、偏析が顕著にな
るとともに材料の変形抵抗が増大して冷間鍛造性の低下
を招く。したがって、Mnの含有量を1.2%以下とし
た。
れば鋼の強度と焼入れ性を向上させる作用を有する。こ
の効果を確実に得るには、Crは0.05%以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、その含有量が0.5
%を超えると、鋼の変形抵抗を増大させて冷間鍛造性の
劣化を招くようになる。したがって、Crの含有量を
0.5%以下とした。
良い。添加すればAlと同様にNを固定し、冷間鍛造中
の昇温による時効硬化を抑制する効果を有する。この効
果を確実に得るには、Tiは0.01%以上の含有量と
することが好ましい。又、Tiの含有量とZrの含有量
の半分の和であるTi+0.5Zrの値を0.01%以
上とすることも上記の効果を確実に得るのに有効であ
る。しかし、Tiの含有量が0.07%を超えると、鋼
中のTiの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化するとと
もに、それらの数が増加して冷間鍛造性の劣化を招く。
したがって、本発明における(1)の発明にあってはT
iの含有量を0.07%以下とした。又、Ti+0.5
Zrの値が0.10%を超える場合にも鋼中のTi、Z
rの炭化物、窒化物や炭窒化物が粗大化するとともに、
それらの数が増加して冷間鍛造性の劣化を招く。このた
め、本発明における(2)の発明の場合にはTi、Zr
の含有量をTi+0.5Zrの値で0.10%以下とし
た。なお、(2)の発明の場合にもTiの含有量の上限
は0.07%とする必要がある。(2)の発明において
Zrを単独で添加する場合、その含有量の上限は0.1
0%とすることが好ましい。
鋼の焼入性を向上させ、強度を上昇させる効果を有す
る。こうした効果を確実に得るには、Bは0.0005
%以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含
有量が0.003%を超えると、熱間加工性の劣化を招
く。したがって、Bの含有量を0.003%以下とし
た。
は、不純物元素としてのP、S及びNの含有量を下記の
とおりに制限する。
として混入するものであるが、Pの含有量が多いと材料
の変形抵抗が増加して冷間鍛造が困難になり、且つ、延
性も損なわれる。特に、Pの含有量が0.01%以上に
なると、冷間鍛造性及び延性の劣化が著しい。このた
め、本発明ではPの含有量を0.01%未満とした。
不純物として混入するものであるが、S含有量が多いと
材料の延性が損なわれる。特に、Sの含有量が0.01
%以上になると、延性の低下が著しい。このため、本発
明ではSの含有量を0.01%未満とした。
冷間鍛造時の昇温により鋼を時効硬化させてしまう。特
に、その含有量が0.005%を超えると、圧縮率で9
0%以上の大きな加工度での冷間鍛造時の時効硬化の程
度が大きくなり、冷間鍛造性の著しい劣化をもたらす。
このため、本発明ではNの含有量を0.005%未満と
した。
純物元素としてのCu及びNiの含有量を下記のとおり
に制限する。
鋼中に不純物として混入するものであるが、Cuの含有
量が多いと熱間加工時に疵や割れが生じる。特に、0.
40%を超えて含有すると、高温での熱間加工性、例え
ば分塊圧延や熱間鍛造における加工性が著しく低下して
熱間加工時に疵や割れが生ずることが多い。更に、材料
の変形抵抗が増大するために冷間鍛造性も損なわれる。
したがって、Cu含有量の許容上限を0.40%とし
た。なお、Cu含有量は0.30%以下とすることが望
ましく、0.20%以下にすることがより好ましい。一
層好ましいCu含有量の上限は0.10%である。
鋼中に不純物として混入するものであるが、Niの含有
量が多いと材料の変形抵抗が増大して冷間鍛造性が損な
われる。特に、0.40%を超えて含有すると、冷間鍛
造性の低下が著しい。したがって、Ni含有量の許容上
限を0.40%とした。なお、Ni含有量は0.30%
以下とすることが望ましく、0.20%以下にすること
がより好ましい。一層好ましいNi含有量の上限は0.
10%である。
005%未満の場合であっても、{N(%)/Al
(%)}の値が0.05を超えると、圧縮率で90%以
上の大きな加工度での冷間鍛造時の時効硬化の程度が大
きくなり、冷間鍛造性の著しい劣化を招く。このため、
本発明では{N(%)/Al(%)}の値を0.05以
下とした。{N(%)/Al(%)}の値の下限は特に
規定する必要はなく0(零)でも構わない。
るだけでは必ずしも十分な冷間鍛造性は得られない。本
発明においては、前記の式で表されるρの値が20未
満を満足することを重要な骨子としている。このρは加
工硬化指数に相当するもので、次に示す実験に基づいて
得られた。
(%)/Al(%)}の値が上記した本発明で規定する
範囲にある種々の鋼を通常の方法で試験炉溶製した。な
お、この試験炉溶製した鋼の前記ρの値の範囲は16.
8から23.0に亘るものであった。
直径26.0mmの線材に熱間圧延し、更に、この線材
を冷間で1次伸線して直径が21.4mmの鋼線とし
た。この後、前記の鋼線に740℃で16時間の焼鈍処
理を施し、更に2次伸線して直径を21.0mmに減少
させた。
mmで長さが32.0mmの試験片を切り出し、通常の
方法で長さ3.2mmに圧縮率で90%の据え込み試験
を行った。
記式で表されるρの値との相関を調べたところ、一定
の比例関係があることが判明した。図1に、圧縮変形抵
抗とρの値との関係を示す。図1から、ρの値の減少に
比例して試験片の圧縮変形抵抗が低下することが認めら
れる。
ている冷間鍛造機の能力の範囲内で冷間鍛造を行うため
には、圧縮変形抵抗を92kgf/mm2 (902MP
a)未満に抑える必要がある。
変形抵抗が92kgf/mm2 未満となるので、工具の
長寿命化が図れるとともに、一般に常用される冷間鍛造
機の能力の範囲内で冷間鍛造を行えることがわかる。
成因子であるSi、Mn、P及びNの含有量を、前記の
それぞれの含有量の範囲内で調整して決定すればよい。
に、圧縮率で90%以上となる大きな加工度の冷間鍛造
用素材として好適であるが、加工度の小さい冷間鍛造用
素材としても勿論使用できる。
直径が22.5mmの熱間圧延線材を用いて、通常の方
法で、先ず直径が18.3mmとなる1次伸線を行っ
た。次いで、740℃で16時間の焼鈍を行い、その後
更に、直径が17.9mmとなる2次伸線を行った。
線を、長さ32mmに切断して冷間鍛造試験片を作製し
た。この試験片に圧縮率が90%の冷間鍛造を行って、
冷鍛鍛造荷重を調べた。
抗は、本実施例における冷間鍛造荷重に変換すると23
1.4tfとなる。そこで、冷間鍛造荷重が231.4
tf未満か否かによって冷間鍛造性を評価し、その結果
を表1、表2に併記した。
れも化学成分が本発明で規定する冷間鍛造用鋼の組成の
範囲内で、ρの値を20未満としたから、冷間鍛造荷重
は231.4tf未満となった。又、ρの値の低下に応
じて冷間鍛造荷重が減少する傾向となった。
番号14、15においては、Alの含有量が本発明で規
定する範囲を超えるとともに{N(%)/Al(%)}
の値も0.05を超え、更にρの値も20を超えていた
ため、冷間鍛造荷重は231.4tfを超えた。
と{N(%)/Al(%)}の値は本発明で規定する範
囲内であったものの、ρの値が20を超えていたため、
冷間鍛造荷重は231.4tfを超えた。
ρの値は20未満であったものの、本発明で規定するい
ずれかの元素の含有量と{N(%)/Al(%)}の値
が本発明の範囲外であったため、やはり冷間鍛造荷重が
231.4tfを超えた。
規定するいずれかの元素の含有量と{N(%)/Al
(%)}の値が本発明の範囲外であったばかりでなく、
ρの値も20を超えていたため、冷間鍛造荷重が23
1.4tfを超えた。
Al(%)}の値を本発明で規定する範囲内とし、且つ
式で定義したρの値を20未満とすれば、90%とい
う高い加工度の冷間鍛造を行っても、圧縮変形抵抗が規
準値(92kgf/mm2 )未満となることを確かめる
ことができた。
の延性が良好で変形抵抗が小さいため、加工度の大きい
冷間鍛造、なかでも圧縮率で90%以上となる大きな加
工度で冷間鍛造を行って材料温度が上昇した場合でも、
鍛造荷重を低下させることができる。したがって、工具
の長寿命化を図ることができる。実際に、自動車部品に
本発明の冷間鍛造用鋼を用いた結果、製品工数換算の工
具寿命が35000個から70000個にまで向上し
た。工具寿命の増大は、冷間鍛造製品の品質を向上さ
せ、冷間鍛造コストを低減させることにもつながるの
で、本発明の効果は極めて大きい。
を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項1】重量%で、C:0.10〜0.60%、A
l:0.05%を超え0.10%まで、Si:0.35
%以下、Mn:1.2%以下、Cr:0.5%以下、T
i:0.07%以下、B:0.003%以下を含有し、
残部はFe及び不可避不純物からなり、不純物中のPは
0.01%未満、Sは0.01%未満及びNは0.00
5%未満で、更に、{N(%)/Al(%)}が0.0
5以下、且つ、下記式で表されるρの値が20未満で
あることを特徴とする冷間鍛造用鋼。 ρ=30×Si(%)+10×Mn(%)+300×P(%)+500×N(% )・・・・・ - 【請求項2】重量%で、C:0.10〜0.60%、A
l:0.05%を超え0.10%まで、Si:0.35
%以下、Mn:1.2%以下、Cr:0.5%以下、T
i+0.5Zr:0.10%以下、B:0.003%以
下を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、不
純物中のPは0.01%未満、Sは0.01%未満及び
Nは0.005%未満で、更に、{N(%)/Al
(%)}が0.05以下、且つ、下記式で表されるρ
の値が20未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。 ρ=30×Si(%)+10×Mn(%)+300×P(%)+500×N(% )・・・・・ - 【請求項3】重量%で、Cu含有量の許容上限が0.4
0%、Ni含有量の許容上限が0.40%である請求項
1又は請求項2に記載の冷間鍛造用鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25461097A JP3760589B2 (ja) | 1996-10-01 | 1997-09-19 | 冷間鍛造用鋼 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8-260462 | 1996-10-01 | ||
JP26046296 | 1996-10-01 | ||
JP25461097A JP3760589B2 (ja) | 1996-10-01 | 1997-09-19 | 冷間鍛造用鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10158779A true JPH10158779A (ja) | 1998-06-16 |
JP3760589B2 JP3760589B2 (ja) | 2006-03-29 |
Family
ID=26541759
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25461097A Expired - Lifetime JP3760589B2 (ja) | 1996-10-01 | 1997-09-19 | 冷間鍛造用鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3760589B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2009120936A (ja) * | 2007-10-24 | 2009-06-04 | Jfe Steel Corp | 冷間加工品の製造方法 |
CN102994700A (zh) * | 2012-11-28 | 2013-03-27 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种稳定提高含硼钢中硼含量的冶炼方法 |
-
1997
- 1997-09-19 JP JP25461097A patent/JP3760589B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2009120936A (ja) * | 2007-10-24 | 2009-06-04 | Jfe Steel Corp | 冷間加工品の製造方法 |
CN102994700A (zh) * | 2012-11-28 | 2013-03-27 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种稳定提高含硼钢中硼含量的冶炼方法 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP3760589B2 (ja) | 2006-03-29 |
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