TW201641709A - 機械構造零件用鋼線 - Google Patents

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Abstract

本發明提供可實現冷軋加工時之變形阻力減低並且提高耐龜裂性且可發揮優異之冷軋加工性之機械構造零件用鋼線。本發明之機械構造零件用鋼線以質量%計，分別含有C：0.3~0.6%、Si：0.05~0.5%、Mn：0.2~1.7%、P：超過0%且0.03%以下、S：0.001~0.05%、Al：0.005~0.1%及N：0~0.015%，其餘部分係由鐵及不可避免雜質所成，鋼的金屬組織係由肥粒鐵(ferrite)及滲碳體(cementite)構成，存在於肥粒鐵粒界之滲碳體之數量比例相對於全部滲碳體數為40%以上。

Description

機械構造零件用鋼線
本發明係有關作為機械構造零件之材料使用之鋼線。更詳言之，係關於對藉由調質壓延所製造之線材實施球狀化燒鈍後之冷軋加工之際，冷軋加工時之變形阻力低、耐龜裂性良好、且可發揮冷軋加工性優異之特性之機械構造零件用鋼線。又本說明書中，所謂「線材」係以壓延線材之意思使用，係指熱軋壓延後冷卻至室溫之線狀鋼材。且所謂「鋼線」係指對壓延線材施以球狀化燒鈍等之調質處理之線狀鋼材。
製造汽車用零件及建設機械用零件等之各種機械構造用零件時，通常對碳鋼及合金鋼等之熱軋壓延線材以賦予冷軋加工性之目的而施以球狀化燒鈍。接著，對球狀化燒鈍後之壓延線材亦即鋼線進行冷軋加工，隨後施以切削加工等之機械加工而成形為特定形狀，並進行淬冷回火且處理最終進行強度調整，作成機械構造用零件。
冷軋加工中，藉由降低鋼線之變形阻力，可 期待模具壽命之提高。且藉由提高鋼線之耐龜裂性，可期待各種零件之良率提高。
迄今，作為提高鋼線之冷軋加工性之技術，已提案有各種方法。作為此種技術，例如專利文獻1中，揭示有如下技術「一種鋼線，其係金屬組織實質上由肥粒鐵粒與球狀碳化物所構成，前述肥粒鐵粒係平均粒徑為15μm以上，前述球狀碳化物係平均粒徑為0.8μm以下，且最大粒徑為4.0μm以下，且每1mm2之個數為0.5×106×C%~5.0×106×C%個，前述球狀碳化物中，粒徑為0.1μm以上之球狀碳化物間之最大距離為10μm以下」。
且專利文獻2中揭示如下技術：「一種鋼線，其係鋼的金屬組織具有滲碳體與肥粒鐵，滲碳體與肥粒鐵相對於全部組織之合計面積率為95%以上，並且前述滲碳體之90%以上之長寬比為3以下，且前述滲碳體之平均重心距離為1.5μm以上，進而前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為5~20μm」。
該專利文獻2中，作為獲得上述金屬組織之手段，揭示有於A1點~A1點+50℃之溫度區域升溫，於升溫後於前述A1點~A1點+50℃之溫度區域保持0~1hr後，自前述A1點~A1點+50℃之溫度區域至A1點-100℃~A1點-30℃之溫度區域以10~200℃/hr之平均冷卻速度冷卻之燒鈍處理進行2次以上後，於A1點~A1點+30℃之溫度區域升溫，並於A1點~A1點+30℃之溫度區域保持後冷卻之條件控制如下。亦即，揭示升溫時到達A1點後，於A1 點~A1點+30℃之溫度區域保持後冷卻時，於到達A1點之前之前述A1點~A1點+30℃之溫度區域滯留時間設為10分鐘~2小時，將自前述A1點~A1點+30℃之溫度區域至A1點-100℃~A1點-20℃之冷卻溫度區域以10~100℃/hr之平均冷卻速度冷卻後，於該冷卻溫度區域保持10分鐘~5小時後，進一步冷卻之方法。
另一方面，專利文獻3中，揭示如下技術「一種鋼線，其具有將滲碳體間距離之標準偏差除以前述滲碳體間距離之平均值之值為0.50以下之組織」。以該方法，滲碳體大致以均一間隔分佈，且於肥粒鐵粒內亦存在多數滲碳體。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]國際公開第2011/108459號
[專利文獻2]日本特開2012-140674號公報
[專利文獻3]日本特開2006-316291號公報
迄今所提案之技術作為提高冷軋鍛造等之冷軋加工性之鋼線之技術雖有用，但期望開發冷軋加工性更提高之鋼線之技術。
本發明係基於此種狀況完成者，其目的係提 供可實現冷軋加工時之變形阻力減低並且提高耐龜裂性且可發揮優異之冷軋加工性之機械構造零件用鋼線。
達成上述課題之本發明之機械構造零件用鋼線以質量%計，分別含有C：0.3~0.6%、Si：0.05~0.5%、Mn：0.2~1.7%、P：超過0%且0.03%以下、S：0.001~0.05%、Al：0.005~0.1%及N：0~0.015%，其餘部分係由鐵及不可避免雜質所成，鋼的金屬組織係由肥粒鐵及滲碳體構成，存在於肥粒鐵粒界之滲碳體之數量比例相對於全部滲碳體數為40%以上。
本發明之機械構造零件用鋼線較好以質量%計，進而含有自以下所成之群選出之1種以上：Cr：超過0%且0.5%以下、Cu：超過0%且0.25%以下、Ni：超過0%且0.25%以下、Mo：超過0%且0.25%以下、及B：超過0%且0.01%以下。
本發明之機械構造零件用鋼線中，較好前述金屬組織中之bcc(body-centered cubic：體心立方晶格)-Fe結晶粒之平均相當圓直徑為30μm以下。
依據本發明之機械構造零件用鋼線，藉由將化學成分組成適當調整，並且鋼的金屬組織由肥粒鐵及滲碳體構成，且存在於肥粒鐵粒界之滲碳體之數量比例相對 於全部滲碳體數滿足規定值，可提供可實現變形阻力減低並且耐龜裂性提高之鋼線。本發明之機械構造零件用鋼線由於變形阻力減低，故可抑制模具等之塑性加工用治工具之磨耗及破壞，且由於耐龜裂性提高，故亦可抑制壓造壓工時之龜裂發生，可發揮冷軋加工性優異之特性。
本發明人等為了實現冷軋加工時之變形阻力減低並且耐龜裂性提高之鋼線而自各種角度進行檢討。其結果，發現於冷軋加工時，肥粒鐵粒內之滲碳體會增加變形阻力，且成為龜裂原因之孔洞會以肥粒鐵粒內之滲碳體為起點。
存在於肥粒鐵粒界之滲碳體與粒內存在之滲碳體相比，由於冷軋加工時所受到之變形量小，故可減低變形阻力，並且可抑制成為孔洞之起點。亦即，得到之設想係為了實現兼具變形阻力減低與耐龜裂性提高，重要的是增大存在於肥粒鐵粒界之滲碳體相對於全部滲碳體數之數量比例，亦即減低存在於肥粒鐵粒內之滲碳體相對於全部滲碳體數之數量比例。
迄今所提案之技術中，提高變形阻力及耐龜裂性之方法已知有控制肥粒鐵粒徑之方法，但並非著眼於累積於粒界之滲碳體者。
以下針對本發明所規定之各要件加以說明。
本發明之機械構造零件用鋼線(以下有時簡稱 為「鋼線」)之金屬組織為所謂之球狀化組織，係由肥粒鐵及滲碳體構成。上述球狀化組織係有助於減低鋼的變形阻力且提高冷軋加工性之金屬組織。本發明之金屬組織中，亦可一部分含有珍珠岩組織。且，若對於冷軋加工性帶來之不良影響小，則AlN等之析出物以面積率計可容許未達3%。
然而，僅成為簡單由肥粒鐵及滲碳體構成之金屬組織，無法實現冷軋加工性之提高。由此，如以下所詳述般，該金屬組織中之存在於肥粒鐵粒界之滲碳體相對於全部滲碳體數之數量比例有必要適當控制。
又，本說明書中，存在於肥粒鐵粒界之滲碳體(粒界滲碳體)相對於全部滲碳體數之數量比例稱為「粒界滲碳體比例」。又，存在於肥粒鐵粒內之滲碳體(粒內滲碳體)相對於全部滲碳體數之數量比例稱為「粒內滲碳體比例」。「粒界滲碳體比例」及「粒內滲碳體比例」如下述般定義。
金屬組織之顯微鏡觀察中，於特定視野內以特定方法分別測量粒界滲碳體與粒內滲碳體數。
將粒界滲碳體之數設為“Na”，粒內滲碳體之數設為“Nb”及全部滲碳體數(粒界滲碳體數與粒內滲碳體數之合計)設為“Na+Nb”時，粒界滲碳體比例與粒內滲碳體比例可如以下般求得。
粒界滲碳體比例(%)=Na/(Na+Nb)×100
粒內滲碳體比例(%)=Nb/(Na+Nb)×100
滲碳體數之測量可於一視野進行，亦可於複數視野進行。於複數視野進行測量時，係使用各視野所測量之粒界滲碳體數與粒內滲碳體數各者合計之數值，算出粒界滲碳體比例與粒內滲碳體比例。
測量方法之細節於後述。
粒界滲碳體比例減低，粒內滲碳體比例增加時，冷軋加工中導入肥粒鐵粒之錯位偏移至粒內滲碳體，引起錯位增加，顯示加工硬化。結果，變形阻力增加，冷軋加工性降低。且粒內滲碳體與粒界滲碳體相比，在冷軋加工中於滲碳體周圍容易堆積變形。其結果，粒內滲碳體容易成為龜裂之起點。由此，於肥粒鐵粒界上析出滲碳體對於提高冷軋加工性極為有效。
由此等觀點，存在於肥粒鐵粒界之滲碳體之數量比例(亦即粒界滲碳體比例)相對於全部滲碳體數必須為40%以上。藉由將粒界滲碳體比例設為40%以上，可減低變形阻力，抑制滲碳體起點之龜裂發生。
成為粒界滲碳體數及粒內滲碳體數之測定對象之滲碳體形態並未特別限定。例如除了球狀滲碳體以外，包含長寬比較大之棒狀之滲碳體及形成珍珠岩組織之層狀之滲碳體等，並未限制於滲碳體之形狀。又，成為測定對象之滲碳體大小並未限定，但係由測定方法決定大小之基準。後述之粒界滲碳體比例之測定方法可將可藉由倍率1000倍之光學顯微鏡判別之滲碳體之尺寸設為最小尺寸。具體而言，以相當圓直徑為0.3μm以上之尺寸的滲碳 體為測定對象。
粒界滲碳體比例之較佳下限為45%，更好為50%。粒界滲碳體比例越高，變形阻力減低、龜裂抑制越有效，最好為100%。但，如後述之粒界滲碳體比例增加就製造面而言並不容易，以現狀之技術，可能有熱軋壓延溫度降低及/或球狀化燒鈍時間長時間化等之缺點。現行技術中基於製造性之觀點，粒界滲碳體比例較好約80%以下，更好為70%以下。
本發明之鋼線中，前述金屬組織中之bcc-Fe結晶粒之平均相當圓直徑較好為30μm以下。藉由將bcc-Fe結晶粒之平均相當圓直徑(以下有時簡稱為「bcc-Fe結晶粒徑」)為30μm以下，可提高延展性，更抑制冷軋加工時之龜裂發生。bcc-Fe結晶粒徑之較加上限為25μm，更好為20μm。又，成為測定對象之bcc-Fe結晶粒之大小並未限定，與前述滲碳體同樣，根據測定方法決定大小之基準。於後述之測定方法，將可藉由EBPS解析裝置及FE-SEM判別之尺寸設為最小尺寸。具體而言，相當圓直徑為1μm以上之尺寸的bcc-Fe結晶粒為測定對象。
成為前述之bcc-Fe結晶粒徑之控制對象之組織係由方位差大於15°之較大之大角粒界所包圍之bcc-Fe結晶粒。其理由係前述方位差為15°以下之小角粒界時，對冷軋加工性所帶來之影響較小。又，前述之「結晶方位差」亦稱為「錯開角」或「傾角」，方位差之測定只要採用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法)即可。且， 測定平均粒徑之由大角粒界包圍之bcc-Fe除了初析肥粒鐵以外，亦包含在珍珠岩組織中所含之肥粒鐵。
本發明係以機械構造零件之材料中所用之鋼線為對象者，只要具有作為機械構造零件用鋼線之通常化學成分組成即可，但關於C、Si、Mn、P、S、Al及N宜調整於適當範圍內。基於此種觀點，該等化學成分之適當範圍及其限定理由如下述。又，本說明書中，關於化學成分組成所稱「%」之意指質量%。
C：0.3~0.6%
C係確保鋼之強度亦即最終製品之強度上有用之元素。為了有效發揮此效果，C含量有必要設為0.3%以上。C含量較好為0.32%以上，更好為0.34%以上。然而，C若過量含有則強度變高冷軋加工性降低，故有必要設為0.6%以下。C含量較好為0.55%以下，更好為0.50%以下。
Si：0.05~0.5%
Si係作為脫氧元素，及係藉由固熔體硬化而增加最終製品強度為目的而含有者。為了有效發揮此效果，Si含量定為0.05%以上。Si含量較好為0.07%以上，更好為0.10%以上。另一方面，Si若過量含有則硬度過度上升使冷軋加工性劣化。因此Si含量定為0.5%以下。Si含量較好為0.45%以下，更好為0.40%以下。
Mn：0.2~1.7%
Mn係藉由淬冷性提高而增加最終製品強度之有效元素。為了有效發揮此效果，Mn含量定為0.2%以上。Mn含量較好為0.3%以上，更好為0.4%以上。另一方面Mn若過量含有，則硬度上升且冷軋加工性劣化。因此Mn含量定為1.7%以下。Mn含量較好為1.5%以下，更好為1.3%以下。
P：超過0%且0.03%以下
P係鋼中不可避免含有之元素，於鋼中成為引起粒界偏析、延展性劣化之原因。因此P含量定為0.03%以下。P含量較好為0.02%以下，更好為0.017%以下，特佳為0.01%以下。P含量若少則越少越好，根據製造步驟上之限制亦有殘存0.001%左右之情況。
S：0.001~0.05%
S係鋼中不可避免含有之元素，於鋼中作為MnS存在而使延展性劣化，故係對冷軋加工性有害之元素。因此S含量定為0.05%以下。S含量較好為0.04%以下，更好為0.03%以下。但由於S具有提高被削性之作用，故含有0.001%以上。S含量較好為0.002%以上，更好為0.003%以上。
Al：0.005~0.1%
Al係作為脫氧元素而有用並且於將鋼中存在之固熔N作為AlN予以固定時有用。為了有效發揮此效果，Al含量定為0.005%以上。Al含量較好為0.008%以上，更好為0.010%以上。然而，Al含量若過量，則Al2O3過量生成，使冷軋加工性劣化。因此Al含量定為0.1%以下。Al含量較好為0.090%以下，更好為0.080%以下。
N：0~0.015%
N係鋼中不可避免含有之元素，若於鋼中含有固熔N，則因變形時效而使硬度上升，導致延展性降低，使冷軋加工性劣化。因此N含量定為0.015%以下。N含量較好為0.013%以下，更好為0.010%以下。N含量若少則越少越好，最好為0%，因製造步驟上之限制等亦有殘存0.001%左右之情況。
本發明之鋼線之基本成分如上述，其餘部分實質上為鐵。又，所謂「實質上為鐵」意指除了鐵以外亦容許不阻礙本發明特性程度之微量成分(例如Sb及Zn等)，亦可包含P、S及N以外之不可避免雜質(例如O及H等)。進而本發明中，亦可根據需要含有以下任意元素，根據所含有之成分而進一步改善鋼線特性。
自以下所成之群選出之1種以上：Cr：超過0%且0.5%以下、Cu：超過0%且0.25%以下、Ni：超過0%且0.25%以下、Mo：超過0%且0.25%以下、及B：超 過0%且0.01%以下
Cr、Cu、Ni、Mo及B均係藉由提高鋼材之淬冷性而增加最終製品強度之有效元素，可根據需要以單獨或2種以上含有。此等效果係隨著該等元素含量增加而變大，為了有效發揮前述效果之較佳含量係Cr量為0.015%以上，更好為0.020%以上。Cu量、Ni量及Mo量之較佳含量均為0.02%以上，更好為0.05%以上。B量之較佳含量為0.0003%以上，更好為0.0005%以上。
然而，Cr、Cu、Ni、Mo及B之含量若過量，則強度過於提高且冷軋加工性劣化。因此，Cr量較好為0.5%以下，Cu、Ni及Mo含量較好均為0.25%以下，B之含量較佳為0.01%以下。該等元素之更佳含量係Cr量為0.45%以下，更好為0.40%以下。Cu、Ni及Mo量之更佳上限均為0.22%，更好為0.20%。B量之更佳上限為0.007%，更好為0.005%。
本發明之鋼線係規定球狀化燒鈍後之組織形態者，為了成為此種組織形態，較好適當控制後述之球狀化燒鈍條件。但，為了確保如上述之組織形態，更好進而在製造壓延線材之階段之條件亦適當控制，而使壓延線材中之組織形態在球狀化燒鈍時成為易析出粒界滲碳體之狀態。
於壓延線材製造階段，滿足上述成分組成之鋼較好係調整熱軋壓延時之精加工壓延溫度同時將隨後之冷卻速度作為3階段適當調整冷卻速度及溫度範圍。藉由 以此等條件製造壓延線材，可使球狀化燒鈍前之組織以珍珠岩及肥粒鐵作為主相並且將bcc-Fe結晶粒徑設為特定範圍，且使初析肥粒鐵結晶粒等軸化，且將珍珠岩之最狹窄部分之間隔設為特定以下。藉由對此種組織後述條件進行球狀化燒鈍，容易獲得粒界滲碳體充分析出之鋼線。因此之壓延線材製造條件具體而言，於800℃以上、1050℃以下精加工壓延後，較好依序進行如下之冷卻：平均冷卻速度為7℃/秒以上之第1冷卻、平均冷卻速度為1℃/秒以上、5℃/秒以下之第2冷卻、及平均冷卻速度快於前述第2冷卻且為5℃/秒以上之第3冷卻。前述第1冷卻之結束溫度與前述第2冷卻之起始溫度較好在700~750℃之範圍內。前述第2冷卻之結束溫度與前述第3冷卻之起始溫度較好在600~650℃之範圍內。前述第3冷卻之結束溫度較好為400℃以下。分別針對精加工壓延溫度及第1~3冷卻加以說明。
(a)精加工壓延溫度：800℃以上、1050℃以下
為了減小球狀化燒鈍前之組織之bcc-Fe結晶粒徑例如為15μm以下，較好適當控制精加工壓延溫度。精加工壓延溫度超過1050℃時，難以使bcc-Fe結晶粒徑減小。但，精加工壓延溫度未達800℃時，bcc-Fe結晶粒徑過小，例如未達5μm而難以軟質化，故較好設為800℃以上。精加工壓延溫度之更佳下限為850℃，更好為900℃以上。精加工壓延溫度之更佳上限為1000℃，更好為950 ℃。
(b)第1冷卻
第1冷卻係自精加工壓延溫度的800℃以上、1050℃以下開始，於700~750℃之溫度範圍結束。該第1冷卻中，冷卻速度若變慢，則有球狀化燒鈍前之組織之bcc-Fe結晶粒粗大化，bcc-Fe結晶粒徑變大之虞。因此，第1冷卻之平均冷卻速度較好設為7℃/秒以上。第1冷卻之平均冷卻速度更好為10℃/秒以上，又更好為20℃/秒以上。第1冷卻之平均冷卻速度之上限並未特別限制，但作為現實之範圍較好為200℃/秒以下。又，第1冷卻之冷卻只要平均冷卻速度為7℃/秒以上，則亦可使冷卻速度變化而冷卻。
(c)第2冷卻
第2冷卻係自700~750℃之溫度範圍開始，於600~650℃之溫度範圍結束。為了使初析肥粒鐵結晶粒等軸化，亦即使初析肥粒鐵結晶粒之平均長寬比減小例如為3.0以下，於第2冷卻中，較好以5℃/秒以下之平均冷卻速度緩慢冷卻。第2冷卻之平均冷卻速度之更佳上限為4℃/秒，更好為3.5℃/秒以下。另一方面，第2冷卻之平均冷卻速度若過慢，則有bcc-Fe結晶粒粗大化，bcc-Fe結晶粒徑變得過大之可能性。因此，第2冷卻之平均冷卻速度較好為1℃/秒以上。第2冷卻之平均冷卻速度之更佳 下限為2℃/秒，更好為2.5℃/秒。又，第2冷卻之冷卻，只要平均冷卻速度為1℃/秒以上、5℃/秒以下，則亦可使冷卻速度變化而冷卻。
(d)第3冷卻
第3冷卻係自600~650℃之溫度範圍開始，於400℃以下結束。該第3冷卻係為使珍珠岩之平均層間間隔僅可能狹小，使滲碳體易於溶解，不於粒內殘留球狀滲碳體之核。藉此，藉由進行隨後之適當球狀化燒鈍處理，而增加粒界滲碳體比例。為使珍珠岩之平均層間間隔狹小例如為0.20μm以下，第3冷卻中，較好快於第2冷卻且以5℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻。若以慢於5℃/秒冷卻則不易使珍珠岩之平均層間間隔狹小。第3冷卻之平均冷卻速度更好為10℃/秒以上，又更好為20℃/秒以上。
又，第3冷卻之平均冷卻速度之上限並未特別限定，但較好為現實範圍之200℃/秒以下。又，第3冷卻中，只要平均冷卻速度為5℃/秒以上，則亦可使冷卻速度變化而冷卻。第3冷卻之結束溫度之下限並未特別限定，但較好為例如200℃。進行第3冷卻後，只要進行放冷等之通常冷卻而冷卻至室溫即可。
冷卻至室溫後，亦可根據需要進而於室溫進行伸線加工，此時之減面率設為例如30%以下即可。伸線時，由於鋼中之碳化物被破壞，於隨後之球狀化燒鈍可促進碳化物之凝集，故可有效縮短球狀化燒鈍之均熱處理時 間。但，伸線加工之減面率若超過30%，則由於會有燒鈍後之強度變高冷軋加工性劣化之虞，故伸線加工之減面率較好為30%以下。又，減面率之下限並未特別限定，較好藉由設為2%以上而獲得效果。
以如上述之較佳條件製造之壓延線材，藉由隨後之球狀化燒鈍處理，而使組織中之珍珠岩形態變化為奧氏體(austenite)，隨後與肥粒鐵+滲碳體之形態變化中，使原本之珍珠岩尺寸變小，亦即抑制金屬組織之粒成長，而可減低滲碳體之粒內析出，成為易析出粒界滲碳體之狀態。
作為如此之球狀化燒鈍條件，較好對於壓延線材，於例如後述之SA1般，於大氣爐中自室溫加熱至730℃時，至少自500℃至730℃係以平均加熱速度50℃/小時以上加熱，隨後以平均加熱速度2~5℃/小時加熱至740℃，於740℃保持1~3小時後，以平均冷卻速度20℃/小時以上冷卻至720℃，以平均冷卻速度8~12℃/小時冷卻至640℃，隨後放冷。
上述之球狀化燒鈍條件中，自室溫加熱至730℃時，藉由至少自500℃至730℃之平均加熱速度設為50℃/小時以上，而抑制金屬組織之粒成長。此時之平均加熱速度更好為60℃/小時以上。然而，平均加熱速度過快時，壓延線材之溫度追隨變困難，故較好設為200℃/小時以下，更好為150℃/小時以下。
又，自室溫加熱至500℃時之平均加熱速度通 常為100℃/小時以上，於該溫度範圍之平均加熱速度對金屬組織之粒成長帶來之影響較小。若考慮生產性，此時之加熱速度較快較好，例如為120℃/小時以上，更好為140℃/小時以上。此時之平均加熱速度上限，與自500℃至730℃之平均加熱速度同樣，較好設為200℃/小時，更好為150℃/小時。自室溫加熱至500℃時之平均加熱速度可至少與自500℃至730℃之平均加熱速度相同亦可不同。總之，藉由減小原先之珍珠岩尺寸，而可減低滲碳體之粒內析出，成為易析出粒界滲碳體之狀態，故只要至少自500℃至730℃之平均加熱速度確保為50℃/小時以上即可。
且藉由將A1點正上方之自730℃至740℃之平均加熱速度控制在2~5℃/小時，可邊極力抑制金屬組織之粒成長，邊充分進行珍珠岩組織中之滲碳體之分解及固熔。平均加熱速度快於5℃/小時時，難以確保珍珠岩組織中之滲碳體之分解及固熔之充分時間，平均加熱速度慢於2℃/小時時，自730℃至740℃之加熱時間變長，變得難以控制金屬組織之粒成長。此時之平均加熱速度更好為3℃/小時以上、4℃/小時以下。
較好於740℃保持1~3小時。該保持溫度若短於1小時，則珍珠岩組織中之滲碳體之分解及固熔不充分，若長於3小時，則難以抑制金屬組織之粒成長。此時之保持時間更好為1.5小時以上、2.5小時以下。
如上述般進行保持後，藉由將直至720℃之較 佳平均冷卻速度設為20℃/小時以上，可抑制金屬組織之粒成長。此時之平均冷卻速度更好為30℃/小時以上，但平均冷卻速度過快時，由於壓延線材之溫度追隨變困難，故較好設為100℃/小時以下。
隨後，藉由將自720℃至640℃之平均冷卻速度控制在8~12℃/小時，可於肥粒鐵粒界優先析出滲碳體，而可抑制如珍珠岩組織般之長寬比大的滲碳體析出。平均冷卻速度慢於8℃/小時時，金屬組織之粒成長之抑制困難，平均冷卻速度快於12℃/小時時，如珍珠岩組織般之長寬比大的滲碳體大量再析出。此時之平均冷卻速度更好為9℃/小時以上、11℃/小時以下。
如上述之球狀化燒鈍可進行複數次，藉由如此重複進行，可減小滲碳體各個之長寬比，增加粒界滲碳體比例。例如，如後述之實施例之試驗No.7、12、14、19及27所示般，即使使用未適當控制壓延線材製造條件之鋼種C、E、F、H及K時，隨後藉由重複進行特定球狀化燒鈍，亦可使粒界滲碳體比例成為適當範圍內，可減低變形阻力及龜裂發生率兩者。
關於球狀化燒鈍之重複次數較好至少3次以上，但由於過度操作粒界滲碳體比例亦無太大變化，故較好為10次以下。又，重複複數次球狀化鈍化時，在上述較佳條件之範圍下，可以相同條件重複，亦可以不同條件重複。
[實施例]
以下，列舉實施例更具體說明本發明。本發明不受以下實施例之限制，當然在可適於前述、後述之主旨之範圍內可加入適當變更而實施，該等均包含於本發明之技術範圍。
使用下述表1所示之化學成分組成之鋼，以下述表2之各種製造條件進行壓延，製作 17.0mm之線材。表2中，冷卻1、冷卻2及冷卻3對應於本發明推薦之第1冷卻、第2冷卻及第3冷卻。鋼種B係化學成分組成偏離規定值之比較例。
鋼種C、E、F、H、K、O、P及Q係並非以本發明之適當製造條件製造壓延線材之例。該等鋼種C、E、F及K之精加工壓延溫度變高。且鋼種H係與第3冷卻對應之冷卻3的冷卻速度慢之條件，亦即維持第2冷卻之冷卻速度之狀態冷卻而製造壓延線材之例。
鋼種O係進行第2冷卻至550℃後，加熱至580℃，進行於580℃保持120秒之保持步驟，放冷至室溫進行減面率40%之伸線加工步驟。且鋼種P係僅以冷卻1之單調冷卻速度進行冷卻。鋼種Q係進行冷卻1後，進行於550℃保持60秒之保持步驟，放冷至室溫進行減面率15%之粗伸線。
其次，對於鋼種O、P及Q以外之各壓延線材，以大氣爐，進行下述之任一者：(a)自室溫加熱至730℃之際，自室溫至500℃係以平均加熱速度110℃/小時，自500℃至730℃係以平均加熱速度80℃/小時加熱，隨後以平均加熱溫度3℃/小時加熱至740℃，於740℃保持3小時後，以平均冷卻速度30℃/小時冷卻至720℃，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至640℃，隨後放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA1」)，(b)重複5次之SA1(該燒鈍條件於以下簡稱為「SA2」)及(c)自室溫加熱至730℃之際，自室溫至500℃係以平均加熱速度110℃/小時，自500℃至730℃係以平均加熱速度80℃/小時加熱，隨後以平均加熱溫度3℃/小時加熱至740℃，於740℃保持3小時後，以平均冷卻速度30℃/小時冷卻至640℃，隨後放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA3」)。上述燒鈍條件SA1及SA2為本發明之較佳燒鈍條件，上述燒鈍條件SA3係自720℃至640℃之平均冷卻速度未適當控制之例。
又，對於鋼種O，以大氣爐，進行下述之任一者：(d)以平均加熱速度80℃/小時自室溫加熱至680℃，於680℃保持5小時後，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至640℃，隨後放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA4」)及(e)以平均加熱速度80℃/小時自室溫加熱至700℃，於700℃保持5小時後，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至640℃，隨後放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以 下簡稱為「SA5」)。上述燒鈍條件SA4及SA5為偏離本發明之較佳燒鈍條件之例。
且對於鋼種P，以大氣爐，進行下述之任一者：(f)以平均加熱速度80℃/小時自室溫加熱至740℃，隨後立即以平均冷卻速度80℃/小時冷卻至660℃，該等步驟重複3次(但第二次以後自660℃開始加熱)，隨後以平均加熱速度80℃/小時自660℃加熱至740℃，於740℃保持30分鐘後，以平均冷卻速度80℃/小時冷卻至660℃，於660℃保持1小時，隨後放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA6」)及(g)以平均加熱速度80℃/小時自室溫加熱至740℃，於740℃保持10分鐘後，以平均冷卻速度80℃/小時冷卻至660℃，該步驟重複3次(但第二次以後自660℃開始加熱)，隨後以平均加熱速度80℃/小時自660℃加熱至740℃，於740℃保持30分鐘後，以平均冷卻速度80℃/小時冷卻至660℃，於660℃保持1小時，隨後放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA7」)。上述燒鈍條件SA6及SA7為偏離本發明之較佳燒鈍條件之例。
對於鋼種Q，以大氣爐，進行下述之任一者：(h)以平均加熱速度150℃/小時自室溫加熱至720℃，於720℃保持1小時後，放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA8」)及(i)以平均加熱速度150℃/小時自室溫加熱至730℃，於730℃保持1小時後，放冷之球狀化燒鈍(該燒鈍條件以下簡稱為「SA9」)。上述燒鈍條件 SA8及SA9為偏離本發明之較佳燒鈍條件之例。
針對進行上述球狀化燒鈍後之鋼線，藉下述方法測定(1)金屬組織之bcc-Fe結晶粒徑，(2)粒界滲碳體比例，(3)冷軋加工時之變形阻力及(4)冷軋加工時之龜裂發生率。
又，球狀化燒鈍後之鋼線之肥粒鐵粒徑及粒界滲碳體比例之測定時，以可觀察橫剖面之方式埋入樹脂，藉由磨砂布紙及鑽石拋光而鏡面研磨切剖面。對於鋼線之半徑D，測定距鋼線表面為D/4之位置。
(1)bcc-Fe結晶粒徑之測定
bcc-Fe結晶粒徑之測定係使用EBSP解析裝置及FE-SEM(場發射掃描電子顯微鏡，電解放出型掃描電子顯微鏡)進行測定。解析工具係使用TSL Solution股份有限公司之OIM軟體。將結晶方位差(此亦稱為「斜角」)超過15之邊界亦即大角粒界作為結晶粒界定義「結晶粒」，算出將bcc-Fe結晶粒之面積換算為圓時之直徑之平均值亦即平均相當圓之直徑。此時之測定區域設為200μm×400μm，測定步階設為1.0μm間隔，顯示測定方位之信賴性之信賴指數(Confidence Index)為0.1以下之測定點自解析對象刪除。
(2)粒界滲碳體比例之測定
粒界滲碳體比例之測定中，藉由5分鐘以上之苦味酸 浸蝕呈現出肥粒鐵粒界及滲碳體，以光學顯微鏡進行組織觀察，以倍率1000倍拍攝3視野。於該等照片上，劃出等間隔之10條橫線，測定該線上存在之粒界滲碳體數及粒內滲碳體數。將3視野內存在之粒界滲碳體數除以同視野內存在之全部滲碳體數，而算出粒界滲碳體比例。所測定之滲碳體之最小相當圓之直徑設為0.3μm。此處，與肥粒鐵粒界接觸且滲碳體粒子之長寬比為3.0以下者定義為粒界滲碳體。因此，即使與肥粒鐵粒界接觸，滲碳體粒子之長寬比超過3.0者設為粒內滲碳體。
(3)變形阻力之測定
自鋼線製作 10.0mm×15.0mm之冷軋鍛造試驗用樣品，使用鍛造加壓，於室溫以變形速度5/秒~10/秒，各進行5次加工率60%之冷軋鍛造試驗。變形阻力之測定係自由60%加工率之冷軋鍛造試驗所得之加工率-變形阻力之數據，測定5次40%加工時之變形阻力，求出5次之平均值。又，C含量為0.3~未達0.4%之範圍內之鋼種A~E及P之變形阻力之合格基準為650MPa以下。C含量為0.4~未達0.5%之範圍內之鋼種F~J、O及Q之變形阻力之合格基準為680MPa以下。C含量為0.5~未達0.6%之範圍內之鋼種K~N之變形阻力之合格基準為730MPa以下。
(4)龜裂發生率之測定
自鋼線製作 10.0mm×15.0mm之冷軋鍛造試驗用樣 品，使用鍛造加壓，於室溫以變形速度5/秒~10/秒，各進行5次加工率60%之冷軋鍛造試驗。龜裂發生率之測定係於60%加工率之冷軋鍛造試驗後，各以實體顯微鏡進行5次表面觀察，以倍率20倍測定表面龜裂之有無，以「表面有龜裂之樣品數」除以5而求得其平均。所有鋼種之龜裂發生率之合格基準為20%以下。
該等結果與球狀化燒鈍條件一起示於下表3。又，表3之綜合評價欄中，變形阻力之減低及耐龜裂性提高均良好之例表示為「O.K」，變形阻力之減低及耐龜裂性提高之至少一者劣化之例表示為「N.G」。
由表3之結果可探討如下。試驗No.1、2、7~9、12、14~16、19~21、23、24、27~29、31、32、34 及35係滿足本發明規定之全部要件之實施例，可知同時達成變形阻力之減低及耐龜裂性提高。
該等試驗No.7、12、14、19及27係使用並非以較佳壓延線材條件製造之鋼種C、E、F、H或K之例，但藉由隨後之重複進行之SA2之燒鈍充分析出粒界滲碳體，變形阻力及龜裂發生率均達到合格基準。其中，試驗No.12雖為比較佳要件的bcc-Fe結晶粒徑稍大，但變形阻力及龜裂發生率均達到合格基準。
此處，若著眼於進行SA1及SA2之燒鈍條件兩者之試驗No.1及2(鋼種A)、試驗No.6及7(鋼種C)、試驗No.8及9(鋼種D)、試驗No.11及12(鋼種E)、試驗No.13及14(鋼種F)、試驗No.15及16(鋼種G)、試驗No.18及19(鋼種H)、試驗No.20及21(鋼種I)、試驗No.23及24(鋼種J)、試驗No.26及27(鋼種K)、試驗No.28及29(鋼種L)、試驗No.31、32(鋼種M)、及試驗No.34及35(鋼種N)，可知任一情況與進行SA1之燒鈍的試料相比，進行重複5次SA1的SA2之燒鈍的試料，更可減低變形阻力及龜裂發生率兩者。
相對於此，試驗No.3~6、10、11、13、17、18、22、25、26、30、33及36~42係缺乏本發明規定之要件之任一者的比較例，可知變形阻力及龜裂發生率任一者或兩者未達合格基準。
亦即，試驗No.3、10、17、22、25、30、33及36係條件非適當而以SA3進行球狀鈍化之例，粒界滲 碳體比例不足，變形阻力及龜裂發生率任一者或兩者未達合格基準。
試驗No.4及5係使用Mn含量過量之鋼種B之例，係冷軋加工時之變形阻力高者。
試驗No.6、11、13、18及26係使用非以壓延線材製造時之較佳條件製造之鋼種C、E、F、H或鋼種K之例，藉由隨後之SA1之球形化燒鈍不析出粒界滲碳體，變形阻力及龜裂發生率均未達合格基準。然而，對於該等鋼種，若隨後施以重複5次SA1的SA2之球狀化燒鈍，則成為粒界滲碳體適當析出之狀態，變形阻力及龜裂發生率均達合格基準(試驗No.7、12、14、19及27)。
試驗No.37及38係使用非以壓延線材製造時之較佳條件製造之鋼種O，以條件非適當之SA4或SA5進行球狀化燒鈍之例，係微細滲碳體均一分散，粒界滲碳體比例變小，變形阻力高，龜裂發生率超過合格基準。
試驗No.39及40係使用非以壓延線材製造時之較佳條件製造之鋼種P，以條件非適當之SA6或SA7進行球狀化燒鈍之例，於肥粒鐵粒內，分散有以於球狀化燒鈍中分斷之層狀滲碳體作為核而球狀化之滲碳體，粒界滲碳體比例變小，變形阻力高，龜裂發生率超過合格基準。
試驗No.41及42係使用非以壓延線材製造時之較佳條件製造之鋼種Q，以條件非適當之SA8或SA9進行球狀化燒鈍之例，大量生成壓延時分斷之層狀滲碳 體，球狀化燒鈍後之粒界滲碳體比例變小，變形阻力高，龜裂發生率超過合格基準。
[產業之可利用性]
本發明之機械構造零件用鋼線可較好地使用於藉由冷軋鍛造、冷軋壓造及冷壓延等之冷軋加工而製造之汽車用零件及建設機械用零件等之各種機械構造零件之材料。作為此種機械構造零件，具體舉例為機械零件及電器零件等，更具體為螺栓、螺絲、螺帽、套管、球接頭、內管、扭桿、離合箱、殼體、外殼、集線器、外蓋、盒體、調整墊圈、挺桿、座板、barugu、內盒、離合器、套筒、外座圈、鏈齒輪、蕊芯、定子、鐵砧、星形輪、搖臂、機身(body)、法蘭、滾筒、接頭、連接器、滑輪、金屬配件、軛鐵、金屬蓋、起閥器、火星塞、差速小齒輪、轉向軸、共軌(common rail)等。本發明之鋼線可作為上述之機械構造零件之材料適當使用之高強度機械構造零件用鋼線而為產業上有用，於製造上述各種機械構造用零件時之於室溫之變形阻力低，且材料龜裂受抑制而可發揮冷軋加工性。
本申請案係以申請日為2015年3月31日的日本國專利申請、特願第2015-073776號為基礎申請案並主張優先權。特願第2015-073776號藉由參考而併入本說明書中。

Claims (3)

  1. 一種機械構造零件用鋼線，其以質量%計，分別含有C：0.3~0.6%、Si：0.05~0.5%、Mn：0.2~1.7%、P：超過0%且0.03%以下、S：0.001~0.05%、Al：0.005~0.1%及N：0~0.015%，其餘部分係由鐵及不可避免雜質所成，鋼的金屬組織係由肥粒鐵(ferrite)及滲碳體(cementite)構成，存在於肥粒鐵粒界之滲碳體之數量比例相對於全部滲碳體數為40%以上。
  2. 如請求項1之機械構造零件用鋼線，其以質量%計，進而含有自以下所成之群選出之1種以上：Cr：超過0%且0.5%以下、Cu：超過0%且0.25%以下、Ni：超過0%且0.25%以下、Mo：超過0%且0.25%以下、及B：超過0%且0.01%以下。
  3. 如請求項1或2之機械構造零件用鋼線，其中前述金屬組織中之bcc-Fe結晶粒之平均相當圓直徑為30μm以下。
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