TW201305352A - 高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法 - Google Patents

高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201305352A
TW201305352A TW101114093A TW101114093A TW201305352A TW 201305352 A TW201305352 A TW 201305352A TW 101114093 A TW101114093 A TW 101114093A TW 101114093 A TW101114093 A TW 101114093A TW 201305352 A TW201305352 A TW 201305352A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
excluding
high carbon
steel wire
carbon steel
Prior art date
Application number
TW101114093A
Other languages
English (en)
Inventor
Takuya Kochi
Takehiro Tsuchida
Tomokazu Masuda
Masami Somekawa
Yuji NAKAGAWARA
Masamichi Chiba
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of TW201305352A publication Critical patent/TW201305352A/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

本發明提供一種可實現縮短製造時之球化處理時間並且充分降低硬度之高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法。本發明係關於一種含有以質量%計C：0.95~1.10%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.15%以下(不包含0%)、Cr：0.90~1.60%、P：0.050%以下、S：0.050%以下、Al：0.100%以下、Ti：0.015%以下、N：0.025%以下、O：0.0025%以下，剩餘部分由鐵及不可避免之雜質構成，肥粒體(ferrite)結晶粒徑為20.0 μm以下且碳化物中之Cr濃度以質量%計為6.0%以上之高碳鋼線材。

Description

高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法
本發明係關於一種於汽車或各種產業機械等作為軸承材料所用之高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法。
作為用於汽車或各種產業機械等之機械零件之材料，長久以來係使用碳鋼或合金鋼。其中特別是使用「JIS G 4805(2008)」中規定之高碳鉻軸承鋼之鋼材(SUJ材)作為軸承材料佔大多數。該軸承通常係藉由如下方式製造：於熱壓延該等原材料而製成鋼線材之後進行球化退火，於切割後冷鍛成特定形狀並進行淬火回火處理，最後實施精加工。
於該製造步驟中，尤其球化退火需要非常長之時間，就成本、環境負荷之觀點而言，要求縮短該球化處理時間。又，就冷鍛時金屬模具壽命之提高、省電化之觀點而言，亦一併要求使球化處理後材料硬度降低。於此種現狀下，就縮短球化處理時間之觀點而言提出若干提議。
根據專利文獻1，揭示於熱壓延後之冷卻時，於800~500℃之溫度範圍施加磁場並且使該溫度範圍中之冷卻速度為10℃/s以下，抑制初析雪明碳體之析出且縮短波來體中之層狀間隔，藉此可縮短下一步驟之球化退火所需時間之方法。然而，為實施該提議需要用以施加磁場之特殊設備，故結果引起生產成本之提高且與因縮短球化處理時間而使成本降低之效果相抵。
又，根據專利文獻2，揭示有於將具有特定成分組成之高碳鉻軸承鋼從抽取至精壓延期間，藉由使全截面內之溫度在Al點~Acm點間之方式進行控制並壓延而獲得球化組織，藉此可省略或縮短下一步驟之球化退火之方法。然而，為實施該提議需要快捷方式之壓延裝置的特殊設備，故而於該提議中亦與先前提議相同，引起生產成本之提高且與因縮短球化處理時間而使成本降低之效果抵消。
進而，根據專利文獻3，揭示將具有特定成分組成之被壓延材加熱至Ael點~Aem點之溫度區域後，藉由具有2次以上於680℃~(Aem點-30°)之相對低溫下進行壓延之壓延步驟與於該等壓延步驟之間進行1次以上之中間冷卻步驟的全連續式熱壓延方法進行壓延，進而於壓延後，以冷卻速度為5℃/s以下之條件最終冷卻直至400℃之溫度區域的方法。認為藉由實施該提議可使球化退火簡化，但球化處理後材料之硬度降低並不足。
專利文獻1：日本特開平10-298641號公報
專利文獻2：日本特開平11-286724號公報
專利文獻3：日本特開2009-275263號公報
本發明之課題在於：提供一種解決上述先前之問題，可實現製造時球化處理時間之縮短化且可充分降低硬度之高碳鋼線材及該高碳鋼線材之製造方法。
本發明提供以下之高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法。
(1)一種高碳鋼線材，其特徵在於：其含有以質量%計C：0.95~1.10%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.15%以下(不含0%)、Cr：0.90~1.60%、P：0.050%以下(不含0%)、S：0.050%以下(不含0%)、Al：0.100%以下(不含0%)、Ti：0.015%以下(不含0%)、N：0.025%以下(不含0%)、O：0.0025%以下(不包含0%)，剩餘部分由鐵及不可避免之雜質構成，肥粒體結晶粒徑為20.0 μm以下，並且，碳化物中Cr濃度以質量%計為6.0%以上。
(2)如(1)之高碳鋼線材，其進而含有以質量%計Cu：0.25%以下(不含0%)、Ni：0.25%以下(不含0%)、Mo：0.25%以下(不含0%)之1種以上。
(3)如(1)或(2)之高碳鋼線材，其進而含有以質量%計Nb：0.5%以下(不含0%)、V：0.5%以下(不含0%)、B：0.005%以下(不含0%)之1種以上。
(4)如(1)至(3)中任一項之高碳鋼線材，其進而含有以質量%計Ca：0.05%以下(不含0%)、REM：0.05%以下(不含0%)、Mg：0.02%以下(不含0%)、Li：0.02%以下(不含0%)、Zr：0.2%以下(不含0%)之1種以上。
(5)如(1)至(4)中任一項之高碳鋼線材，其進而含有以質量%計Pb：0.5%以下(不含0%)、Bi：0.5%以下(不含0%)、Te：0.1%以下(不包含0%)之1種以上。
(6)如(1)至(5)中任一項之高碳鋼線材，其進而含有以質量%計As：0.02%以下(不含0%)。
(7)一種高碳鋼線材之製造方法，係(1)至(6)中任一項之高碳鋼線材的製造方法，其包含以下順序：自加熱至精壓延一直將鋼材維持在750~870℃且於850℃以下進行精壓延，精壓延後以10℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至740℃，以及以5℃/s以下之平均冷卻速度自740℃冷卻至500℃。
根據本發明之高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法，就成本、環境負荷之觀點而言，可實現製造時球化處理時間之縮短化，並且就實現提高冷鍛時之金屬模具壽命且製造時之省電化之觀點而言，可使硬度充分降低。
如前所述，作為用於汽車或各種產業機械等之機械零件之材料，長久以來係使用碳鋼或合金鋼。其中特別是使用「JIS G 4805」中規定之高碳鉻軸承鋼鋼材(SUJ材)作為軸承材料佔大多數。使用該SUJ材等之軸承鋼製造軸承時，通常藉由如下方式而製造：於熱壓延軸承鋼而製成壓延線材之後，進行球化退火且於切割後冷鍛為特定形狀並進行淬火回火處理，最後實施精加工。
於通常之軸承鋼之熱壓延時，加熱材料直至沃斯田體(austenite)單相區並於沃斯田體狀態下進行壓延，於壓延後相對緩慢地冷卻(徐冷)，藉此冷卻後之壓延線材之金屬組織成為波來體。球化退火係藉由將鋼中之碳化物(雪明碳體)球化、粗大化來進行軟質化處理。當該球化退火 前之組織為波來體時，使波來體中微細之層狀雪明碳體分裂、並進行粗大球化會變得需要較長時間。
長久至今進行的技術開發，存在如下實際情況：如上所述於沃斯田體+雪明碳體兩相區經加熱後進行壓延，藉此於保持壓延狀態下進行使球狀碳化物(雪明碳體)存在並促進碳化物之球化、粗大化。進而開發藉由適當調整加熱、壓延、冷卻溫度，而於保持壓延狀態下抑制波來體組織之生成而獲得偽球狀之組織，藉此省略或縮短球化處理之技術。
然而，以該等長久至今所開發之技術可獲得球化之雪明碳體組織，但另一方面有硬度變高之傾向，又，亦無法完全實現球化處理時間之縮短化。
(肥粒體結晶粒徑)
本發明人等為了發現可實現製造時球化處理時間之縮短化並且可獲得硬度充分降低的高碳鋼線材之方法而進行努力研究。其結果發現：於球化處理之加熱時，根據母相組織若自肥粒體向沃斯田體進行逆變態則容易進行碳化物之球化，根據該觀點，若促進逆變態，可實現球化時間之縮短化。
為了促進母相組織自肥粒體向沃斯田體之逆變態，只要使逆變態前之肥粒體結晶粒徑(肥粒體之平均結晶粒徑)為20.0 μm以下即可。藉由結晶粒微細化，逆變態時之成核位置即晶界面積越增大越促進逆變態。只要使逆變態前之肥粒體結晶粒徑較佳為15.0 μm以下，更佳為10.0 μ m以下，進而較佳為7.5 μm以下即可。另一方面，逆變態前之肥粒體結晶粒徑越小越佳且於本發明中並未特別規定下限值，認為實際下限值為1.0 μm左右。
再者，肥粒體結晶粒徑可由以下之方法求得。對垂直於壓延線材之長度方向的剖面進行鏡面研磨後，於硝酸浸蝕液(nital)中進行蝕刻並以光學顯微鏡進行組織觀察，配合組織尺寸對合計10處剖面之D/4位置(D：直徑)拍攝400~1000倍之照片，且將合計30視域之結果取平均值。藉由比較法求得粒度號N，並根據下述之式換算為粒徑D α(單位：μm)，藉此可求得肥粒體結晶粒徑。
D α=[0.254/2(N-1)/2]×1000
(碳化物中之Cr濃度)
另一方面，若提高球化處理之加熱溫度則擴散速度提高，又，因進行逆變態而促進碳化物(雪明碳體)之球化、粗大化。然而，若使加熱溫度過高則碳化物之熔解量增加，變得於冷卻時易生成波來體且硬度增加。若徐冷則可抑制波來體生成，但無法實現時間縮短。
本發明人等為了應對該等相矛盾之問題而進行努力研究。其結果發現藉由使碳化物不易熔解，可實現維持球化組織並且縮短球化處理時間之方法。
已知碳化物之熔解受到碳化物之組成較大影響，尤其為軸承鋼時受到碳化物中之Cr濃度影響較大。Cr於碳化物中越濃於加熱時越不易熔解，可藉由抑制波來體之生成而維持低硬度並且縮短球化時間。又，因雪明碳體之Cr濃度 上升，肥粒體之Cr固溶強化降低，可於穩定之狀態下獲得低硬度。為了發揮此種作用，需要使碳化物中之Cr濃度為6.0質量%以上。可較佳為6.5質量%以上，且更佳為7.0質量%以上。本發明中雖未特別規定上限值，但認為實際之上限值為10.0質量%左右。
(成分組成)
本發明之高碳鋼線材之成分範圍包含全部「JIS G 4805(2008)」中規定之高碳鉻軸承鋼鋼材(SUJ材2~5)。具體而言，含有以質量%計C：0.95~1.10%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.15%以下(不含0%)、Cr：0.90~1.60%。再者，單位全部記為%，包含其他說明書中之記載，只要無特別說明則全部表示質量%。
再者，上述SUJ材之中，SUJ2材含有C：0.95~1.10%、Si：0.15~0.35%、Mn：0.50%以下、Cr：1.30~1.60%，SUJ3材含有C：0.95~1.10%、Si：0.40~0.70%、Mn：0.90~1.15%、Cr：0.90~1.20%，SUJ4材含有C：0.95~1.10%、Si：0.15~0.35%、Mn：0.50%以下、Cr：1.30~1.60%，SUJ5材含有C：0.95~1.10%、Si：0.40~0.70%、Mn：0.90~1.15%、Cr：0.90~1.20%。
‧C：0.95~1.10%
C為增大淬火硬度、維持室溫及高溫下之強度並賦予耐磨性所必需之元素。因此，需要含有0.95%以上。其中，若C之含量過多，則易生成巨大碳化物而變得受到滾動疲勞特性之不良影響，故必須將C之含量抑制於1.10%以下。C之 含量之較佳之下限為0.98%，較佳之上限為1.05%。
‧Cr：0.90~1.60%
Cr係與C結合而形成微細之碳化物，賦予耐磨性並且有助於提高淬火性之元素。又，Cr於碳化物中濃化，故變得於加熱時不易熔解且有助於促進球化。為了發揮此種作用，需要含有0.90%以上之Cr。然而，若Cr之含量過剩，則生成粗大碳化物並且滾動疲勞壽命降低。因此使Cr之含量為1.60%以下。Cr之含量之較佳之下限為1.00%，較佳之上限為1.55%。
‧Si：0.15~0.70%，Mn：1.15%以下(不含0%)
Si係用以提高基質(matrix)之固溶強化及淬火性之元素。為了發揮此種效果，需要含有0.15%以上之Si，理想為使其含有0.20%以上(更佳為0.25%以上)。其中，若Si含量過多則加工性或切削性會顯著降低，故應將Si含量抑制於0.70%以下，較佳為0.65%以下(更佳為0.60%以下)。
Mn係用以提高基質之固溶強化及淬火性之元素，若Mn含量過多則加工性或切削性會顯著降低，故應將Mn含量抑制於1.15%以下，較佳為1.10%以下(更佳為1.05%以下)。對下限並未特別規定，為了獲得提高固溶強化或淬火性之效果需要含有0.1%以上，較理想為較佳含有0.15%以上(更佳為0.2%以上)。
此外，於軸承鋼中除改善本發明作為課題之球化特性以外，就滾動疲勞特性或切削性等觀點而言通常限制各種元素之含量。於本發明中，對如下所示之各種元素根據每 項作用做如下規定。若各元素之含量在下述範圍內，則不妨害本發明之效果。
‧P：0.050%以下(不含0%)，S：0.050%以下(不含0%)
P使偏析部之韌性、加工性劣化，S形成夾雜物並使滾動疲勞特性劣化，故使二者均為0.050%以下。又，「JIS G 4805(2008)」中，規定P、S之上限，較佳為使二者均為0.025%以下。更佳之上限為0.020%，進而較佳之上限為0.015%。
‧Al：0.100%以下(不含0%)
Al具有形成氮化物，使組織微細化並且提高滾動疲勞特性之作用。另一方面，若過多地含有則會促進脫碳，於滾動疲勞特性等會產生異常。因此，於本發明中使Al之含量之上限為0.100%。較佳之上限為0.050%，更佳之上限為0.030%，進而較佳之上限為0.010%。
‧Ti：0.015%以下(不含0%)
Ti與Al相同地形成氮化物，但氮化物相對粗大，故對組織微細化之幫助小而使滾動疲勞特性劣化之情況。因此，於本發明中使Ti含量之上限為0.015%。較佳之上限為0.010%，更佳之上限為0.005%，進而較佳之上限為0.002%。
‧N：0.025%以下(不含0%)
N係對固溶強化有效之元素，亦有助於提高上述之滾動疲勞特性。其中，若其含量過剩，則由應變時效會引起加工性之劣化等異常，故於極欲含有之情形時亦為0.025%以 下。較佳之上限為0.020%，更佳之上限為0.010%，進而較佳之上限為0.0050%。
‧O：0.0025%以下(不含0%)
已知滾動疲勞係以主要為氧化物之夾雜物作為起點而破壞，較佳為使O極力減少。於本發明中，使O之含量之上限為0.0025%。較佳之上限為0.0020%，更佳之上限為0.0015%，進而較佳之上限為0.0010%。
作為本發明之鋼材，可列舉含有上述成分且剩餘部分為鐵及不可避免之雜質之態樣。鋼材中所含之必需成分如上所述，但視需要亦可於特定範圍內含有以下所示之元素。作為本發明之鋼材，亦可列舉除上述成分以外，含有以下所示元素且剩餘部分為鐵及不可避免之雜質之態樣。
‧Cu：0.25%以下(不含0%)，Ni：0.25%以下(不含0%)，Mo：0.25%以下(不含0%)
Cu、Ni、Mo均具有提高淬火性之作用，如上所述亦有助於提高滾動疲勞特性。其中，若該等之含量過剩，則引起加工性之劣化等異常，故使Cu：0.25%以下、Ni：0.25%以下、Mo：0.25%以下。三者較佳之上限均為0.20%，更佳之上限為0.15%，進而較佳之上限為0.10%。再者，Mo為SUJ4材及SUJ5材之必需含有元素且均含有0.10~0.25%。
‧Nb：0.5%以下(不含0%)，V：0.5%以下(不含0%)，B：0.005%以下(不含0%)
Nb、V、B均具有提高淬火性之作用，如上所述亦有助於提高滾動疲勞特性，故視需要來含有。但是，若該等之 含量過剩，則會引起特性劣化，故使Nb：0.5%以下、V：0.5%以下、B：0.005%以下。Nb及V之含量較佳之上限為0.25%，更佳之上限為0.10%，進而較佳之上限為0.05%。又，B之含量較佳之上限為0.004%，更佳之上限為0.003%，進而較佳之上限為0.002%。
‧Ca：0.05%以下(不含0%)，REM：0.05%以下(不含0%)，Mg：0.02%以下(不含0%)，Li：0.02%以下(不含0%)，Zr：0.2%以下(不含0%)
Ca、REM(Ce、Y、La、Nd)、Mg、Li、Zr均具有使氧化物或硫化物之夾雜物微細化之作用且有助於提高滾動疲勞特性，故視需要來含有。但是，若該等之含量過剩，則會引起特性劣化，故使Ca：0.05%以下、REM：0.05%以下、Mg：0.02%以下、Li：0.02%以下、Zr：0.2%以下。Ca及REM之含量較佳之上限為0.02%，更佳之上限為0.01%，進而較佳之上限為0.005%。又，Mg及Li之含量較佳之上限為0.01%，更佳之上限為0.005%，進而較佳之上限為0.001%。又，Zr之含量較佳之上限為0.1%，更佳之上限為0.05%，進而較佳之上限為0.01%。再者，如上述REM係表示Ce、Y、La及Nd之1種以上，於單獨含有之情形時只要單獨之量滿足上述範圍即可，於併用2種以上時亦只要其合計量滿足上述範圍即可。
‧Pb：0.5%以下(不含0%)，Bi：0.5%以下(不含0%)，Te：0.1%以下(不含0%)
Pb、Bi、Te均具有提高切削性之作用而視需要含有。 其中，若該等之含量過剩，則會引起熱加工特性之劣化、瑕疵之產生等異常，故使Pb：0.5%以下、Bi：0.5%以下、Te：0.1%以下。Pb及Bi之含量較佳之上限為0.2%，更佳之上限為0.1%，進而較佳之上限為0.05%。又，Te之含量較佳之上限為0.05%，更佳之上限為0.02%，進而較佳之上限為0.01%。
‧As：0.02%以下(不含0%)
As係引起鋼材脆化之有害元素，較佳為極力減少。但是，超過必需之減少會引起成本增加，故在工業上不佳。因此使As：0.02%以下。較佳之As含量之上限為0.01%，更佳之上限為0.005%，進而較佳之上限為0.002%。
(製造條件)
如上述，軸承可藉由如下方式製造：於熱壓延軸承鋼並製成壓延線材之後，進行球化退火，於切割後冷鍛為特定形狀並進行淬火回火處理，最後實施精加工。
為了使肥粒體結晶粒徑為本發明中規定之20 μm以下，需要控制熱壓延步驟中之精壓延溫度及精壓延後之冷卻速度。以往就使材料軟質化之觀點而言係由徐冷來進行精壓延後之冷卻。然而，若於精壓延後實施徐冷，則於徐冷過程中會推進沃斯田體之粗大化，結果有變態後之肥粒體亦粗大化之傾向。
本發明人等進行努力研究，結果發現肥粒體之粗大化係於保持壓延狀態下使硬度降低，其未必與球化處理後之硬度降低有關。本發明人等進而進行研究，結果發現使精 壓延溫度為850℃以下且於精壓延後使至740℃之平均冷卻速度為10℃/s以上，藉此可抑制沃斯田體之粗大化，且可使肥粒體結晶粒徑為20.0 μm以下。
另一方面，認為碳化物(雪明碳體)中Cr濃度受到加熱溫度、壓延溫度較大影響。為了提高碳化物中Cr濃度，需要高溫且殘留有雪明碳體。越高溫越促進擴散且促進Cr濃化，但另一方面，若過於高溫則雪明碳體會熔解，已Cr濃化之雪明碳體之體積分率減少。因於冷卻時析出之雪明碳體之Cr濃度不高，若冷卻時之雪明碳體分率增加，則Cr濃度為高之碳化物的比例會減少。尤其於冷卻時所析出之雪明碳體中之Cr濃度係越於低溫下析出則越降低。基於該等之見解，本發明人等進行研究，結果確認到藉由使自加熱至精壓延之溫度在750~870℃之溫度區域內且使自740℃冷卻至500℃之平均冷卻速度為5℃/s以下，可使碳化物中Cr濃度為6.0質量%以上。
實施例
以下，列舉實施例對本發明進行更具體之說明。本發明當然並非受到下述實施例之限制，於符合本發明宗旨之範圍內亦可施加適當變更而實施且該等均包含於本發明之技術範圍中。
於本發明之實施例中，首先以連續鑄造使用表1所示各成分組成之鋼來製造鑄片，分解壓延該鑄片製成155 mm見方之鋼片。使用該鋼片，於表2及表3所示之各製造條件下獲得壓延線材。使用該壓延線材實施以下所示之各種 測定、試驗。再者，於表1所示之各成分組成中，剩餘部分為鐵及不可避免之雜質。
(肥粒體結晶粒徑)
藉由以下方法求得肥粒體結晶粒徑：對垂直於壓延線材之長度方向之剖面進行鏡面研磨後，於硝酸鹽浸蝕液中進行蝕刻並以光學顯微鏡進行組織觀察，並配合組織尺寸對合計10處剖面之D/4位置(D：直徑)拍攝400~1000倍之照片，且將30視域之合計結果取平均值。肥粒體結晶粒徑係藉由比較法求得粒度號N，並根據下述之式換算為粒徑D α(單位：μm)。
D α=[0.254/2(N-1)/2]×1000
再者，於本發明之高碳鋼線材中，有成為肥粒體．波來體之混合組織或波來體主體之組織之情形，對波來體測定相當於肥粒體之結晶粒徑之波來體結核(結塊)尺寸。對於肥粒體．波來體之粒度測定，於「JIS G 0551」記載有僅測定除去波來體部分之肥粒體部分的粒度測定法。另一方面，如「高橋、南雲、淺野，日本金屬學會志，42號，1978年，708頁」所記載，對於波來體結核(結塊)之測定係根據蝕刻後之對比度來判斷結晶單位。又，於混合組織之情形係統整肥粒體粒徑、波來體結核尺寸來測定。
(碳化物中之Cr濃度)
藉由測定電解提取之殘渣中Cr濃度而求得碳化物中之Cr濃度。首先將壓延材線材切割為長度20 mm之後，研磨去除自外表面至D/4(D：直徑)之部分以製成電解用樣本。其次，為了去除加工層，藉由使用10%AA系電解液(%為質量比)之恆定電流電解法來進行預電解。其後，藉由使 用10%AA系電解液之恆定電流電解法進行電解來作為正式電解，藉由抽吸過濾法而過濾電解液並收取殘渣。於過濾時使用孔徑0.1 μm之聚碳酸酯製之篩網。於實施分析所得之殘渣用的處理後，藉由ICP(inductively coupled plasma，感應耦合電漿)發光分析法測定Cr濃度。
(球化退火條件)
(H1)通常條件：均熱785℃×6小時→徐冷(冷卻速度：10℃/h)
(H2)縮短條件：均熱785℃×6小時→徐冷(冷卻速度：30℃/h)
(維氏硬度(Vickers hardness))
使用球化退火後之各壓延線材來測定維氏硬度。對垂直於壓延線材之長度方向之剖面進行鏡面研磨後，以荷重1 kg對壓延線材之D/4位置(D：直徑)之共計4點測定維氏硬度(Hv)。將4點之平均值作為球化退火後各壓延線材之維氏硬度。
試驗結果示於表2~3。於本試驗中，即便於縮短球化退火之條件下實施之情形時，維氏硬度亦為合格即190 Hv以下者。
No.8、9、11~14、17~19、21、22、24~37係滿足本發明必要條件之發明例，於縮短球化退火之條件下實施時，亦與通常條件相同即維氏硬度為190Hv以下。根據該結果，可認為No.8、9、11~14、17~19、21、22、24~37係可實現縮短製造時球化處理時間並且球化處理後之硬度充分降低之高碳鋼線材。
相對於此，於未滿足本發明之必要條件之No.1~7、10、15、16、20、23中，於縮短球化退火之條件下實施時(No.2~4於通常條件下亦如此)，維氏硬度超過190 Hv。
已詳細地且參照特定之實施態樣對本發明進行說明，但業者應當了解只要不脫離本發明之精神及範圍則可添加各種變更或修正。
本申請案係基於2011年4月20日提出申請之日本專利申請案(日本特願2011-094098)者，於此參照並加入其內容。
[產業上之可利用性]
根據本發明之高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法，就成本、環境負荷之觀點而言，可實現縮短製造時球化處理時間並且可實現提高冷鍛時金屬模具壽命，就製造時之省電化之觀點而言，可充分降低硬度。

Claims (7)

  1. 一種高碳鋼線材，係含有以質量%計C：0.95~1.10%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.15%以下(不含0%)、Cr：0.90~1.60%、P：0.050%以下(不含0%)、S：0.050%以下(不含0%)、Al：0.100%以下(不含0%)、Ti：0.015%以下(不含0%)、N：0.025%以下(不含0%)、O：0.0025%以下(不含0%)，剩餘部分由鐵及不可避免之雜質構成，肥粒體結晶粒徑為20.0 μm以下，並且碳化物中之Cr濃度以質量%計為6.0%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之高碳鋼線材，其進一步含有以質量%計Cu：0.25%以下(不含0%)、Ni：0.25%以下(不含0%)、Mo：0.25%以下(不含0%)之1種以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高碳鋼線材，其進一步含有以質量%計Nb：0.5%以下(不含0%)、V：0.5%以下(不含0%)、B：0.005%以下(不含0%)之1種以上。
  4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之高碳鋼線材，其進一步含有以質量%計Ca：0.05%以下(不含0%)、REM：0.05%以下(不含0%)、Mg：0.02%以下(不含0%)、Li：0.02%以下(不含0%)、Zr：0.2%以下(不含0%)之1種以上。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之高碳鋼線材，其進一步含有以質量%計Pb：0.5%以下(不含0%)、Bi：0.5%以下(不含0%)、Te：0.1%以下(不含0%)之1種以上。
  6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之高碳鋼線材，其進一步含有以質量%計As：0.02%以下(不含0%)。
  7. 一種高碳鋼線材之製造方法，係申請專利範圍第1至6項中任一項之高碳線材的製造方法，其包含以下順序：自加熱至精壓延將鋼材維持在750~870℃且於850℃以下進行精壓延，精壓延後以10℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至740℃，以及以5℃/s以下之平均冷卻速度自740℃冷卻至500℃。
TW101114093A 2011-04-20 2012-04-20 高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法 TW201305352A (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011094098 2011-04-20

Publications (1)

Publication Number Publication Date
TW201305352A true TW201305352A (zh) 2013-02-01

Family

ID=47041730

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW101114093A TW201305352A (zh) 2011-04-20 2012-04-20 高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP5204328B2 (zh)
TW (1) TW201305352A (zh)
WO (1) WO2012144630A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107075637A (zh) * 2014-10-20 2017-08-18 新日铁住金株式会社 拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6180351B2 (ja) * 2013-03-28 2017-08-16 株式会社神戸製鋼所 生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線
JP6082342B2 (ja) * 2013-12-20 2017-02-15 株式会社神戸製鋼所 高炭素鋼線材の製造方法
KR101924709B1 (ko) 2014-06-02 2018-12-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강 선재
JP6193842B2 (ja) * 2014-12-11 2017-09-06 株式会社神戸製鋼所 軸受用鋼線材
KR102047403B1 (ko) 2017-12-26 2019-11-22 주식회사 포스코 냉간압조용 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법
KR102421642B1 (ko) * 2019-12-20 2022-07-18 주식회사 포스코 베어링용 선재 및 이의 제조방법

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10212528A (ja) * 1997-01-30 1998-08-11 Daido Steel Co Ltd 軸受鋼製品線材の製造方法
JP3715802B2 (ja) * 1998-10-13 2005-11-16 株式会社神戸製鋼所 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法
JP3614113B2 (ja) * 2001-03-16 2005-01-26 住友金属工業株式会社 被削性に優れた軸受要素部品用鋼材
JP5380001B2 (ja) * 2008-05-15 2014-01-08 新日鐵住金株式会社 軸受鋼鋼材の製造方法
JP5400591B2 (ja) * 2009-11-30 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性に優れた軸受用鋼

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107075637A (zh) * 2014-10-20 2017-08-18 新日铁住金株式会社 拉丝加工性和拉丝加工后的卷成形性优异的轴承用钢线材

Also Published As

Publication number Publication date
WO2012144630A1 (ja) 2012-10-26
JP2012233254A (ja) 2012-11-29
JP5204328B2 (ja) 2013-06-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5927868B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法
TWI605133B (zh) Steel plate and its manufacturing method
TW201305352A (zh) 高碳鋼線材及高碳鋼線材之製造方法
KR101747052B1 (ko) 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법
CN108350549B (zh) 具有优异的冷加工性的非淬火和回火的线材及其制造方法
JP2016534230A (ja) 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法
TW201037090A (en) Carburized steel, carburized steel parts, and manufacturing method of carburized steel
KR20140095099A (ko) 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그 제조 방법
JP5761080B2 (ja) 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
CN107779746B (zh) 超高强度高韧性耐蚀耐氧化超细晶合金钢及其制备方法
EP3222743B1 (en) Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component
KR20190060805A (ko) 침탄용 강판, 및 침탄용 강판의 제조 방법
JP2009503257A (ja) 耐食性・冷間成形性・切削性高強度マルテンサイト系ステンレス鋼
US5476556A (en) Method of manufacturing steel for machine structural use exhibiting excellent free cutting characteristic, cold forging characteristic and post-hardening/tempering fatigue resistance
JP2007169688A (ja) 冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
JP2011236452A (ja) ベイナイト鋼
EP3272896B1 (en) Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel
JP5871085B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼
CN109312434B (zh) 热锻用轧制棒钢
JP6058508B2 (ja) 冷間加工性と加工後の表面性状および硬さに優れる熱延鋼板
JP6390685B2 (ja) 非調質鋼およびその製造方法
JP2020050917A (ja) 冷間加工性に優れる高硬度・高耐食性用途のマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP5512494B2 (ja) 高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品およびその製造方法
CN114214567A (zh) 一种Ni3Al金属间化合物沉淀强化的高温轴承钢及其制备方法
CN106460121A (zh) 软氮化处理用钢板及其制造方法和软氮化处理钢