JPS63206449A - 冷間圧造用低炭素鋼 - Google Patents

冷間圧造用低炭素鋼

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JPS63206449A
JPS63206449A JP3717287A JP3717287A JPS63206449A JP S63206449 A JPS63206449 A JP S63206449A JP 3717287 A JP3717287 A JP 3717287A JP 3717287 A JP3717287 A JP 3717287A JP S63206449 A JPS63206449 A JP S63206449A
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加藤 猛彦
Yoshiaki Yamada
山田 凱朗
Tetsugo Shimizu
清水 哲吾
Sadayoshi Furusawa
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Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] 未50IIn +i冷H!irF浩ITl?fF舟未I
WIJW1.− 大A1.=ffしくは、冷間加工時の
変形抵抗か低く、かつ、浸炭焼入れ焼戻し後の靭性が高
く、耐遅れ破壊性に優れた冷間圧造用低炭素鋼に関する
[従来技術] 一般に、ボルト、ネジ等の冷間圧造製品は、熱間圧延線
材および棒屓を脱スケール、潤滑皮膜処理後所定の径お
よび寸法まで冷間引抜き加工により製造される。
しかし、冷間加工率が大きいと、鋼材の加工硬化のため
に機械的性質、特に引張強さが」二昇し、伸びや絞りが
昔しく低下し、そのままでは変形抵抗が大きいため冷間
圧造成いは鍛造時の工具の寿命の低下を来したり、圧造
製品の割れ発生による不良率増加等が生じるので、中間
工程において軟化焼鈍或いは球状化焼鈍を行うことが必
要である。
また、熱uU圧延材、中間焼鈍材等の冷1jυ圧逍用線
材および棒鋼は、低い変形抵抗、高い延性をT了し、割
れ等の圧造欠陥のない良好な冷間圧造性が要求される。
そのため、鋼材の化学成分、特に、I〕、S、0等の不
純物を低減し、また、圧延方法の改善によって冷間圧造
性の良好な材料か製作されており、また、タッピングネ
ジ、ドライウオール等の小物の浸炭熱処理製品はC0.
10〜0.30wt%程度の低炭素鋼を冷間圧延後、必
要な耐摩耗性を付与するために浸炭或いは浸炭窒化を施
し、焼入れ焼戻しを実施している。
そして、この種の表面浸炭鋼は浸炭後A3変態点以上に
加熱し、均一にオーステナイト組織とし、880℃前後
の温度で水中または油中に焼入れし、マルテンサイト組
織として表面浸炭部および芯部を硬化させた後、280
〜390℃の温度で焼戻しをし、表面浸炭部および芯部
に靭性を付与している。
しかして、浸炭熱処理材の表面硬化層の硬さと芯部の靭
性とは互いに相反する性質のものであり、上記説明した
焼戻し処理と密接な関係にあり、その温度に支配される
即ち、表面硬化層の硬さを確保するために血、焼戻し温
度を低くしなければならず、焼戻し温度か低いと芯部に
対する靭性の回復が不充分であり、表面は硬いが芯部は
靭性の劣化した乙のとなる。
また、芯部の靭性を向上させるには、焼戻し温度を高く
しなければならず、そして、焼戻し温度が高過ぎると表
面硬化層が軟化してしまい、芯部は高い靭性を有してい
るが表面が軟かく、浸炭の効果は失われてしまう。さら
に、浸炭存効深さととの関連もあるが、表面および芯部
の硬度或いは靭性のバランスも問題となる。
このような、表面硬度或いは芯部靭性のバランスが悪い
とタッピングネジ、ドライウオール等の打込み施行時の
打込み荷重、時間或いは施行時の頭飛び等の問題を起す
ことがあり、また、タブピングネジ等浸炭熱処理材の場
合には遅れ破壊特性が問題となることか多い。
この遅れ破壊の主原因は、殆ど鋼中に侵入した水素によ
るものであり、水素が鋼中に侵入する時期は、次の2つ
が考えられる。
(イ)線材、棒鋼の酸洗時或いは製品の電気めっき時等
の工程で侵入する。
(ロ)製品の仕様後の外部環境により侵入する。
そして、この(ロ)の場合は、腐蝕反応によって発生し
た水素が鋼中に侵入する場合であり、一般に、腐蝕性の
強い環境程遅れ破壊を生じ易くなるものであり、また、
材料の硬さ、強度も遅れ破壊性に大きく影響し、特に、
焼入れ焼戻し処理によって強度を高くした材料に遅れ破
壊特性が問題となっている。
従って、高強度の調質鋼においては、焼戻し温度をでき
るだけ高くし、例えば、400℃以上の温度とすること
によって遅れ破壊特性の改善を図ることが一般的に行な
イつれている。
しかし、タッピングネジは低炭素鋼であるために、焼戻
し温度が400℃以上では製品として必要とする表面硬
度が得られないので、280〜390℃の温度で焼戻し
を行っているが、この温度範囲は高強度調質鋼、特に、
低合金鋼の焼入れ焼戻し処理材の低温焼戻し脆化域であ
り、かつ、遅れ破壊特性の悪化温度域でもあり、炭素鋼
においては低温焼戻し脆化は顕著には現われ難いが、同
温度域における焼戻し処理は靭性に良好であるはずがな
く、遅れ破壊特性については低合金鋼と同様に顕著に悪
化する。
[発明が解決しようとする問題点] 本発明は上記に説明した従来技術における低炭素鋼の種
々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い、検討を
重ねた結果、線材、棒鋼の変形抵抗および変形能の向上
、即ち、冷間圧造性を改善するために、加工硬化を増大
させるC、Si含有量を低下し、また、胴中のPlS、
O等の不純物元素を低減して鋼の清浄化を図り、特に、
P、Sについては粒界の脆化を低減し、耐遅れ破壊性を
向上させるため含有量を低く抑え、また、C含有量低下
により冷間圧造性の改善を図ると共に浸炭焼入れにおけ
る焼入れ性の確保のためMn含有量を増加させて水、曲
回れの焼入れによってら充分焼入れを行えるよう焼入れ
性を安定させ、浸炭熱処理品の硬度のバラツキを減少さ
せることができる冷間圧造用低炭素鋼を開発したのであ
る。
[問題点を解決するための手段] 本発明7こ係る冷〃)1圧造m低炭素調は、(1) C
0.05〜0.1ht%、Si 0.10wt%以下、
〜In 0.90〜1.80wt%、A I 0.00
5〜0.05wt%、P 0.008wt%以下、S 
0.008wt%、050ppm以下 を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなることを
特徴とする冷間圧造用低炭素鋼を第1の発明とし、 (2) C0.05〜0.16wt%、Si 0.10
wt%以下、Mn (1,9(1〜1.8Qwt%、A
 I 0.005〜0.0Fntt%、P 0.008
wt%以下、S 0.008wt%以下、050ppm
以下、T i 0.01〜0.05wt%、130.0
005〜0.005vt% を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなることを
特徴とする冷間圧造用低炭素鋼を第2の発明とする2つ
の発明よりなるものである。
本発明に係る冷[用圧造用低炭素調について以下詳細に
説明する。
先ず、本発明に係る冷間圧造用低炭素鋼の含有成分およ
び含有割合について説明する。
Cは芯部を6含めて焼入れ性を向上させ、浸炭熱処理後
の強度を維持するのに必要な元素であり、含有量が0.
05wt%未満ではこのような効果は少なく、また、0
.16w1%を越えて含有されると冷間圧造時の変形抵
抗が過大になり工具寿命に悪影響を与える。よって、C
含有量は0.05〜0.16vt%とする。
Siは焼戻し軟化抵抗性、焼入れ性を向丘さけ、強度を
高(する元素であり、また、フェライト地を硬化させ冷
間加工性に悪影響を与える元素で6あり、さらに、本発
明に係る冷間圧造用低炭素鋼においては冷間加工性の優
れていることが重要であるので、この点からもSi含有
量の少ないことが望ましく、また、Stは浸炭性にも負
の要因となる。よって、Si含有竜は0.10wt%以
下とする。
Mnは焼入れ性を向上させ靭性を保ちながら強度上昇に
必要な元素であり、かつ、C含有量を低下させた分の焼
入れ性を補うのに必要な元素でもあり、含有量が0.9
ht%未満では浸炭焼入れ後の硬度を維持する効果が少
なく、また、1.80vt%を越えて含有されるとこの
ような効果は飽和し、偏析が発生し易くなり、さらに、
冷間圧造時の変形抵抗が上昇が著しくなり、工具寿命に
悪影響を及はすようになる。よって、Mn含有量は0,
90〜1.8f)+vt%とする。
Alは脱酸および胴中のNの固定と結晶粒度調整のため
に有効な元素であり、含有量が0.00Fnt%未満で
はこのような効果は少なく、また、脱酸時に生成するA
 1203系介在物は冷間圧造時の割れの原因ともなる
ので、0.05wt%を越えるような多量の含有は必要
がなく、さらに、低いAt含有屯は本発明に係る冷間圧
造用低炭素鋼においては大切なことである。よって、A
l含<T量は0.005〜0.05tvt%とする。
Pは含有量か閣内方が冷間圧造時の変形抵抗が低くなり
、また、強度および耐摩耗性を浸炭処理によって達成す
る場合、粒界の結合を弱くするP析出物が少なくなり、
耐遅れ破壊性が向上する。
よって、P含を量は少ない方が望ましく、0.003宙
を詩LSI下鼾十スの#()l)?イ 上田トけnnn
只w+%以下とする。
Sは鋼中においてMnSを形成し、冷間圧造時の割れ発
生の起点となり、変形能を劣化させるので少ない方が好
ましく、さらに、耐遅れ破壊性の面からもMnSはマト
リックスと局部電池を形成し易く、耐遅れ破壊性を劣化
させるので0.003wt%以下とするのが良いが、実
用上は0.008wt%以下とする。
0はA1、Siと結合して酸化物となり、また、]゛i
酸i酸化中のOが多いと巨大化する傾向にあるので少な
い方が好ましく、OはAl、Siおよび1゛iによる複
合脱酸によって低水準に維持する。
よって、0含有量は50ppm以下とする。
TI、Bは賛の焼入れ性を向上させるのに有効な元素で
あり、Tiは鋼中のNを固定し、■3の焼入れ性向上を
補うと共にTiNとなって結晶粒粗大化防止に寄与し、
耐遅れ破壊性を向上させる。
A+含有量との関係もあるが、Ti含有量はその下限は
0.01wt%程度の少量でよく、また、0.05vt
%を越えるように含有量が多くなり過ぎると炭窒化物の
生成量も増大して粗大化し、鋼の冷間圧造性を阻害する
。よって、1゛i含有量は0.01〜0.05wt%と
する。
Bは低いSi含有量と低いC含有量による焼入れ性を補
助する元素であり、浸炭熱処理による芯部の強度増加に
極めて有効であり、含有量か0.0005wt%未満で
はこのような効果は少なく、また、0.005wt%を
越えて含有されるとこの効果は飽和してしまう。このよ
うに、B含617には歩積であってもこれらの効果は発
揮され、従って、C含有量は0.0005〜0.005
wt%とする。
なお、Bが含有されても鋼の冷間加工性には全く関係が
な(、焼入れ性を向上させる分だけC含有量を低くする
ことが可能となり、さらに、冷間加工性が改善されるこ
とになる。
[実 施 例コ 次に、本発明に係る冷間圧造用低炭素鋼の実施例を説明
する。
実施例 第1表に示す含有成分および含有割合の低炭素恥を転炉
溶製により製造した。
第1表において、A、Bは冷間加工性および耐遅れ破壊
性に優れた本発明に係る冷間圧造用低次′5jIjiで
あり、C−Fは比較鋼である。
このようにして得られた鋼を、5 、5111mφ線材
に熱間圧延後、機械加工によりH/D = 1 、5 
(IIは試料高さ、Dは線径、この時は5.5關φ)の
圧縮試験用試料を作成した。これらの試料片を用い拘束
治具を備えたプレスにより拘束圧縮試験を実施した。
第1図に結果を示す。
第1図中における変形抵抗について次式により算出した
変形抵抗(kg/mm”)−P/(AoX r)P・・
・ 圧縮荷重(Ton) Ao”” 初期断面積(23,75mm)f・・・ 拘
束係数 この第1図から明らかなように全歪域に亙って本発明に
係る冷間圧造用低炭素鋼A、Bは、比較ac−Fに比べ
て低い値を示す。
これは、変形抵抗への寄与率が最ら大きいC含有量の低
いことが影響していると考えられる。
さらに、固溶強化元素のSi含有量の低いことも付随的
に寄与しているといえる。
即ち、本発明に係る冷間圧造用低次J[A、BではBの
方か変形抵抗が低いが、これはC,Mn含有量がAに比
べて低いためである。
また、本発明に係る冷間圧造用低炭素鋼A、 B共に変
形抵抗が低いということは、冷間圧造時、例えば、ボル
ト成形時やタッピングネジの成形時の成形荷重か低いと
いうことにつながり、その結果、成形工具寿命の改善が
期待できる。
比較鋼EはC含有量か低く、Si含有量ら低いが、変形
抵抗が高い。これはMn含有量が1.92wt%と非常
に高いためである。
比較apはC,Mn含有量共に本発明に係る冷間圧造用
低炭素11111Aに近いが、Si含有量が高いので変
形抵抗が高い。
第2図は5 、5 m++φ線材を機械加工により40
1111のしさに切断後、男顔を片(11110−25
mmの属人に機械旋削した試料片(5,0mmφX40
mm)を浸炭焼入れ焼戻しく条件:900℃×20′−
油焼入れ、320℃×40′焼戻し)を行ったものの浸
炭層より芯部に至る横断面の硬度分布を示したものであ
る。
本発明に係る冷間圧造用低炭素MASBは、比較j14
c、 Dに比べ低い芯部硬度を示している。これはC含
有量が低いことが大きく寄与しているといえる。即ち、
比較鋼に比べ芯部硬度が低いことは内部の靭性自体が高
いことを意味している。一方、表面硬度はHvで525
〜550前後を示し各調はそれほど差がなく高い値を示
している。
本発明に係る冷間圧造用低炭素鋼は比較鋼に比べ、表面
が充分に高く、かつ、内部靭性が高いことにより、例え
ば、タブピングネジまたはドライウオール等に成形、熱
処理後、締付は使用する際、比較鋼に比べ施行時の頭飛
びや使用中の遅れ破壊の危険が少なくなる。
第2表に常温、蒸留水中で実施した促進式遅れ破壊試験
の結果を、示す。
この遅れ破壊試験には低荷重型テコ式遅れ破壊試験機を
使用し、試料片は第3図に示す形状のものを5.5+n
mφ線材より機械加工により作成後、浸炭焼入れ焼戻し
処理を実施した。
この結果より、本発明に係る冷1川圧造用低炭素屓は比
較鋼に比べ、切欠き強さ、100時間遅れ破壊強さ共高
い値を示し優れていることがわかる。
これは本発明に係る冷間圧造用低炭素鋼は、芯部硬度が
低く、さらに、低いP含有量、低いS含有量とすること
により、結晶粒界の析出不純物か低減され、粒界強度が
高められていることも寄与している。特に、本発明に係
る冷間圧造用低炭素f4BはTiを含有しているため組
織か微細になり、より一層優れた値を示している。
比較w4Cは通常の1−’、S含f[のレベルの結果で
あるが、非常に低い値を示している。
比較鋼り、Eは低いP含有量、低いS含有量であるが、
それほど優れた値を示しておらず、即ち、比較鋼りはC
含有量が高いので芯部硬度が高(なり過ぎて靭性が不足
している。
比較鋼Eは低いC含有量であるが〜1n含6mが高いの
で、同様に芯部硬度が高くなり靭性が不足し、これか遅
れ破壊強度等にら影響していると考えられる。
[発明の効果] 以上説明したように、本発明に係る冷間圧造用低炭素鋼
は、上記の構成であるがら、冷間加工性、耐遅れ破壊性
に優れ、浸炭焼入れ焼戻しにより胴材の表層部は硬度が
高く耐摩耗性を存し、芯部は良好な靭性を存し、例えば
、タッピングネジやドライウオール等の冷間成形時の工
具寿命を向上できるという優れた効果を存するしのであ
る。
【図面の簡単な説明】
第1図は拘束圧縮試験における変形抵抗を示す図、第2
図は浸炭焼入れ焼戻し鋼+4の硬度分布を示す図、第3
図は遅れ破壊試験に供する浸炭処理材の形状を示す図で
ある。

Claims (2)

    【特許請求の範囲】
  1. (1)C0.05〜0.16wt%、Si0.10wt
    %以下、Mn0.90〜1.80wt%、Al0.00
    5〜0.05wt%、P0.008wt%以下、S0.
    008wt%、O50ppm以下 を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなることを
    特徴とする冷間圧造用低炭素鋼。
  2. (2)C0.05〜0.16wt%、Si0.10wt
    %以下、Mn0.90〜1.80wt%、Al0.00
    5〜0.05wt%、P0.008wt%以下、S0.
    008wt%以下、O50ppm以下、Ti0.01〜
    0.05wt%、B0.0005〜0.005wt% を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなることを
    特徴とする冷間圧造用低炭素鋼。
JP3717287A 1987-02-20 1987-02-20 冷間圧造用低炭素鋼 Granted JPS63206449A (ja)

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