TW201715055A - 冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明係提供：即使將實施球狀化退火的時間較之傳統製造方法更為縮短的情況下，依然可以達成與傳統製造方法同等級或者更好的球狀化，而可獲得較之傳統製造方法更為軟質化的冷間加工用機械構造用鋼、及其製造方法。本發明之冷間加工用機械構造用鋼的特徵為：其係含有C、Si、Mn、P、S、Al、N，而鋼的金屬組織是含有初析肥粒鐵及波來鐵，相對於整體組織之初析肥粒鐵及波來鐵的合計面積率係90%以上，並且前述初析肥粒鐵的面積率Af與藉由下列數式(1)來表示的A值之間的關係，係符合Af≧A的關係，bcc-Fe結晶粒的平均當量圓直徑係15~30μm，而且波來鐵薄片的間隔，平均為0.20μm以下，A=(103-128×〔C(%)〕)×0.80(%)‧‧‧數式(1)在上述數式(1)中，〔C(%)〕係表示以質量%計的C含量。

Description

冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法
本發明係關於冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法。特別是關於球狀化退火後的變形阻力很低，冷間加工性優異的機械構造用鋼、以及用來製造該機械構造用鋼之有用的方法。本發明的冷間加工用機械構造用鋼，很適合用於：藉由冷間鍛造、冷間壓造以及冷間滾壓塑形等的冷間加工來製造的汽車用零件以及建設機械用零件等的各種零件。鋼的形態並未特別地限定，係可以例如：輥軋線材等來當作對象。前述的各種零件，具體而言，係可舉出：螺栓、螺絲、螺帽、套筒、球型接頭、內管、扭力桿、離合器外殼、籠子、殼體、輪轂、外罩、盒子、調整用底座、挺桿、鞍座、閥門、內殼體、離合器片、套環、外圈、鏈輪、鐵心、定子、鐵砧、星型輪、搖臂、本體、凸緣、鼓筒、接頭、連接器、滑輪、五金、軛鐵、燈泡頭、汽門挺桿、火星塞、齒條小齒輪、方向機柱以及共軌等之機械零件以及電裝零件等。此外，在本說明書中，所稱的線材係指：輥軋線材之意，係在熱軋後冷卻到室溫為止的線狀的鋼材。此外，在本說明書中，所稱的鋼線係指：對於上述輥軋線材施予伸線及/或退火等的工序來調 整其特性後的線狀的鋼材。
在製造汽車用零件以及建設機械用零件等的各種零件時，通常係對於碳鋼以及合金鋼之類的熱軋線材，實施了以賦予其冷間加工性為目的之球狀化退火處理。然後，才對於球狀化退火後的鋼線進行冷間加工，之後再藉由實施切削加工之類的機械加工，而形成預定的形狀，然後，實施淬火硬化和回火處理，來調整最終的強度。
近年來，基於節省能源的觀點，球狀化退火的條件被重新考量，尤其是要求球狀化退火時間的短時間化。例如：若能夠削減兩至三成的球狀化退火時間的話，就可期待削減能源消耗量以及削減CO2排出量。
然而，已知若縮短球狀化退火時間的話，碳化物球狀化的指標也就是球狀化度，將會變大(亦即，球狀化組織變差)，冷間加工性會惡化。因此，想要縮短球狀化退火時間的作法並非容易。
以往曾有人提出幾種用來縮短球狀化退火時間的技術方案。例如：專利文獻1所揭示的，是藉由控制球狀化退火前之金屬組織，即使只執行了較短時間的球狀化退火，還是可達成軟質化之冷間加工用機械構造用鋼、及其製造方法。具體而言，其所揭示的冷間加工用機械構造用鋼，係將相對於整體組織之波來鐵與肥粒鐵的合計面 積率控制在95面積%以上，並且將肥粒鐵的面積率控制在預定值以上，將bcc-Fe結晶粒徑控制在合宜範圍內。其所揭示的冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，是以750~950℃的溫度進行精製加工後，以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻到600~660℃的溫度範圍，然後，以1℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻20秒以上。
又，專利文獻2所揭示的技術方案，是在金屬組織中含有：初析肥粒鐵組織、波來鐵組織、以及變韌鐵組織之鋼線材其及製造方法。這種鋼線材係可短縮軟質化退火時間，在軟質化退火之後，係可達成優異的冷間鍛造性。其所揭示的鋼線材的製造方法，係先進行熱軋，捲取，然後在500℃以上600℃以下的熔融鹽槽內浸泡10秒以上之後，緊接著在530℃以上600℃以下的熔融鹽槽內，實施20秒以上150秒以下的恆溫保持之後，才進行冷卻。
此外，專利文獻3所揭示的技術方案，係肥粒鐵結晶粒度編號為9以上之肥粒鐵組織的百分率為30面積%以上，其餘部分是由波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵或者這些的混合組織所組成，變韌鐵+麻田散鐵組織的百分率係佔據其餘部分的50面積%以上之冷間鍛造用熱軋線材及其製造方法。其所揭示的冷間鍛造用熱軋線材的製造方法，係在Ar3點至Ar3點+150℃的溫度範圍內，進行精製輥軋後，在Ar1點至300℃之間，以5~40℃/秒的冷卻速度來進行冷卻。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
〔專利文獻1〕日本特開2013-7091號公報
〔專利文獻2〕日本特許第5195009號公報
〔專利文獻3〕日本特許第4299744號公報
然而，上述專利文獻2的方法，因為初析肥粒鐵的面積率很低，球狀化退火後的鋼線的硬度會有變得太硬之虞慮。此外，上述專利文獻3的方法，因為肥粒鐵的面積率很低，而且又含有變韌鐵或麻田散鐵，因此可以預想到在球狀化退火後的鋼線的硬度一定是會變得很硬。
以往所提出的方案之技術，對於縮短球狀化退火時間的方面，雖然有用，但是，目前更讓人期望的技術，則是想要開發出：既可獲得較之傳統技術更為良好的球狀化組織，又可將鋼予以軟質化的技術。
本發明係在這種狀況下進行開發完成的，其目的係想要提供：即使將實施球狀化退火的時間較之傳統製造方法更為縮短的情況下，依然可以達成與傳統製造方法同等程度或更好的球狀化，而可獲得較之傳統製造方法更為軟質化的冷間加工用機械構造用鋼、及其製造方法。
可解決上述技術課題之本發明的冷間加工用機械構造用鋼的特徵係在於：以質量%計，分別含有C：0.07%以上且未達0.3%、Si：0.05~0.5%、Mn：0.2~1.7%、P：高於0%且0.03%以下、S：0.001~0.05%、Al：0.01~0.1%、以及N：0~0.015%，其餘部分是鐵以及不可避免的雜質，而鋼的金屬組織是含有初析肥粒鐵及波來鐵，相對於整體組織之初析肥粒鐵及波來鐵的合計面積率係90%以上，並且前述初析肥粒鐵的面積率Af與藉由下列數式(1)來表示的A值之間的關係，係符合Af≧A的關係，bcc-Fe結晶粒的平均當量圓直徑係15~30μm，而且波來鐵薄片的間隔，平均為0.20μm以下，A=(103-128×〔C(%)〕)×0.80(%)‧‧‧數式(1)
在上述數式(1)中，〔C(%)〕係表示以質量%計的C含量。
在本發明之較佳實施方式中，上述的冷間加工用機械構造用鋼，以質量%計，又含有從Cr：高於0%且0.5%以下、Cu：高於0%且0.25%以下、Ni：高於0%且0.25%以下、Mo：高於0%且0.25%以下、以及B：高於0%且0.01%以下的群組中所選出的一種以上，並且符合下列數式(X)的關係：〔Cr%〕+〔Cu%〕+〔Ni%〕+〔Mo%〕≦0.75‧‧‧數式(X)
〔Cr%〕、〔Cu%〕、〔Ni%〕以及〔Mo%〕係分別表示以質量%計的Cr、Cu、Ni以及Mo的含量。
在本發明的較佳實施方式中，上述的冷間加工用機械構造用鋼，以質量%計，又含有Ti：高於0%且0.1%以下。
本發明之上述冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，係在950℃以上且1150℃以下的溫度進行精製輥軋，接下來，依序地進行：第1冷卻工序和第2冷卻工序，該第1冷卻工序，係以3℃/秒以下的平均冷卻速度來進行冷卻直到700~750℃的第1冷卻結束溫度為止；該第2冷卻工序，係以5~30℃/秒的平均冷卻速度，來進行從前述第1冷卻結束溫度起迄至少600℃的溫度範圍為止的冷卻。
本發明的冷間加工用機械構造用鋼，係將化學組成分做適切地調整，並且將相對於整體組織之初析肥粒鐵以及波來鐵的合計面積率，以及初析肥粒鐵的面積率控制在預定值以上，將bcc(body-centered cubic；體心立方晶格)-Fe結晶粒的平均當量圓直徑(以下，有時稱為「bcc-Fe平均粒徑」)、以及波來鐵薄片的間隔，分別控制在適切的範圍。藉此，即使在球狀化退火時間較之通常的製造方法更短時間的情況下，還是可以獲得與傳統製造方法相同程度或更好的球狀化組織，並且可較之以傳統方法製造的鋼更為軟質化。因此，本發明的冷間加工用機械構造用鋼，在球狀化退火之後，在室溫或加工發熱領域 中，被加工成上述的各種零件時，鋼的變形阻力很低，而且可抑制加工用模具以及鋼(素材)的破裂，能夠發揮優異的冷間加工性。
1‧‧‧波來鐵薄片的組織
2‧‧‧薄片雪明鐵
3‧‧‧薄片肥粒鐵
4‧‧‧線段(與層狀組織呈正交且起點端和終點端係位於薄 片雪明鐵的厚度中心)
第1圖係波來鐵薄片的間隔的測定方法之說明圖；第1圖(a)係波來鐵薄片的組織1的示意圖；第1圖(b)係波來鐵薄片的組織1的放大圖。
本發明人等，為了要實現：即使在球狀化退火時間較之通常的製造方法更短時間(以下，稱為「短時間球狀化退火」)的情況下，還是可以獲得與傳統製造方法相同程度或更好的球狀化組織，並且可較之以傳統方法製造的鋼更為軟質化的冷間加工用機械構造用鋼，乃試著從各種角度來加以檢討。其結果，找到了一種創見，就是：針對於球狀化退火後的鋼線的金屬組織(球狀化組織)中，讓肥粒鐵結晶粒徑粗大化，藉由擴大碳化物的平均粒子間距離，可達成鋼的軟質化。並且獲得一種技術思想，就是：若想要獲得這種球狀化組織，控制球狀化退火前的金屬組織(以下，稱為「前組織」)是很重要的。並且找到了一種創見，就是：為了要獲得上述的鋼線的金屬組織(球狀化組織)，除了要將前組織控制成以初析肥粒鐵和波來鐵為主相的組織之外，並且要儘量提高初析肥粒 鐵的面積率，將bcc-Fe結晶粒控制成較之傳統製造方法的鋼中的bcc-Fe結晶粒更粗大，而且將波來鐵薄片的間隔控制在預定值以下的話即可，而具有這種前組織的鋼，在短時間球狀化退火後，在球狀化組織中係可獲得與傳統製造方法相同程度或更好的球狀化組織，並且可較之以傳統方法製造的鋼更為軟質化，因而完成了本發明。
以下將說明本發明所規定的各種要件。
本發明之鋼的金屬組織，係含有初析肥粒鐵與波來鐵。這些組織係可使球狀化退火後的鋼的變形阻力減少，是有助於提昇冷間加工性的金屬組織。然而，如果只是單純地含有初析肥粒鐵與波來鐵之金屬組織的話，並無法謀求達到所期望的軟質化。因此，如下所述，針對於這些組織的面積率以及bcc-Fe結晶粒的平均粒徑等因素也必須做適切的控制。
初析肥粒鐵以及波來鐵的合計面積率：90%以上
若在鋼的前組織內，具有較多變韌鐵以及麻田散鐵等之細微的組織的情況下，即使實施一般性的球狀化退火，球狀化退火後也會因為受到變韌鐵及/或麻田散鐵的影響，導致有局部的組織變細微，鋼的軟質化將會不夠充分。基於這種觀點，想要使鋼充分地軟質化，必須將相對整體組織之初析肥粒鐵與波來鐵的合計面積率，控制在90%以上。初析肥粒鐵以及波來鐵的合計面積率，更好是在95%以上，更優是在97%以上，最優是100%。此外， 除了初析肥粒鐵與波來鐵之外的金屬組織，係可舉出：麻田散鐵、變韌鐵以及沃斯田鐵。如前所述，如果麻田散鐵等的這些組織的面積率變高的話，鋼的強度就會變高，所以完全不含有這些組織也無妨。鋼中也可含有：雪明鐵以外的碳化物、氮化物、氧化物、及/或硫化物來作為其他的組織因子。
bcc-Fe結晶粒的平均當量圓直徑：15~30μm
若將在鋼的前組織中的bcc-Fe結晶粒的平均當量圓直徑，也就是bcc-Fe平均粒徑預先控制在30μm以下的話，即使只是實施短時間的球狀化退火後，亦可獲得良好的球狀化組織(即，球狀化度很小的球狀化組織)。若bcc-Fe平均粒徑高於30μm，只實施短時間球狀化退火的話，球狀化組織會變差(即，球狀化度變大)，無法獲得所期望的球狀化組織。bcc-Fe平均粒徑較好是在29μm以下，更優是在28μm以下。然而，若前組織中的bcc-Fe平均粒徑太小的話，因為球狀化退火後的肥粒鐵結晶粒徑的細微化，而受到強化，使得鋼的軟質化變困難。因此，係將bcc-Fe平均粒徑設定在15μm以上。bcc-Fe平均粒徑更好是在16μm以上，更優是在17μm以上。此外，所稱的結晶粒的當量圓直徑，係指：與各結晶粒具有相同面積的圓的直徑。
作為前述bcc-Fe平均粒徑的控制對象的組織，係被相鄰的兩個結晶粒的方位差大於15°的大角粒界 所圍繞的bcc-Fe結晶粒。在組織中也含有方位差15°以下的小角粒界。然而，這些小角粒界對於球狀化退火後所獲得的球狀化組織造成的影響很小。若想在球狀化退火後獲得所期望的球狀化組織，必須控制球狀化退火前組織的大角粒界。藉由將被前述大角粒界所圍繞的bcc-Fe平均粒徑控制在既定範圍，即使只實施短時間球狀化退火，亦可達成良好的球狀化組織(即，球狀化度很小的球狀化組織)。此外，前述的「方位差」也被稱為「錯位角」或「斜角」，測定方位差時，係可採用：電子背散射圖案法(EBSP法；Electron Back Scattering Pattern法)。又，bcc-Fe係指：除了初析肥粒鐵之外，也包括在波來鐵組織中所含的肥粒鐵。
波來鐵薄片的間隔：0.20μm以下
本發明之鋼的金屬組織，如前所述，係具有初析肥粒鐵與波來鐵。若將波來鐵薄片的間隔變狹窄(即，將波來鐵薄片細微化)的話，即使只實施短時間球狀化退火，亦可促進碳化物(主要是波來鐵中的雪明鐵)的球狀化而可獲得良好的球狀化組織。基於這種觀點，必須將前組織中的波來鐵薄片的間隔，控制在平均為(以下，簡稱「平均薄片間隔」)0.20μm以下。平均薄片間隔更好是在0.18μm以下，更優是在0.16μm以下。平均薄片間隔的下限雖然並未特別的限定，通常是在0.05μm左右。
此外，在本說明書中所稱的「波來鐵薄片的 間隔」係指：相鄰的薄片雪明鐵層之間的距離。更正確的說，係指：從薄片雪明鐵層的厚度的中心位置起迄相鄰的薄片雪明鐵層的厚度的中心位置之最短距離。
初析肥粒鐵的面積率Af≧A
此外，前組織中，初析肥粒鐵的面積率增加的話，球狀化退火中之碳化物析出點減少，因而碳化物的點數密度會減少，所以將會促進碳化物變粗大化。如此一來，碳化物的粒子間距離變大，可使得金屬組織更為軟質化。另一方面，初析肥粒鐵的面積率係受到含碳量的影響而改變。含碳量增加的話，初析肥粒鐵面積率就會減少。同樣地，用來獲得良好的球狀化材之合宜的初析肥粒鐵面積率，也會隨著含碳量而改變。含碳量愈多，合宜的初析肥粒鐵的面積率愈減少。基於這種觀點，將許多的實驗結果進行解析之後，找到一種創見，就是：在前組織中，將相對於整體組織之初析肥粒鐵的面積率Af與藉由下列數式(1)來表示的A值的關係，予以控制成符合Af≧A的關係的話，就能夠謀求更進一步的軟質化。
A=(103-128×〔C(%)〕)×0.80(%)‧‧‧數式(1)
上述數式(1)中，〔C(%)〕係表示以質量%計的C含量。
Af較好是在(103-128×〔C(%)〕)×0.85以上，更優是在(103-128×〔C(%)〕)×0.90以上。此外，基於上述觀點，Af的上限並未特別地限定。然而，若提高Af 的話，將會增加製造成本，因此考慮到生產性，將Af予以控制在(103-128×〔C(%)〕)×0.97以下為宜。
本發明是冷間加工用機械構造用鋼，其鋼種只要是具有一般的冷間加工用機械構造用鋼的化學組成分的鋼種即可，針對於C、Si、Mn、P、S、Al以及N，係調整為以下的合宜範圍。又，在本說明書中，針對於化學組成分的「%」係指：質量%。
C：0.07%以上且未達0.3%
C是對於確保鋼的強度也就是最終製品強度很有用的元素。想要使其有效發揮這種效果，C含量必須是在0.07%以上。C含量較好是在0.09%以上，更優是在0.11%以上。然而，C含量過多的話，強度變太高而會使冷間加工性變差，必須控制在未達0.3%。C含量較好是在0.28%以下，更優是在0.26%以下。
Si：0.05~0.5%
Si作為脫氧元素，而且也是可藉由固溶體硬化來提昇最終製品的強度之有用的元素。想要使其有效發揮這種效果，Si含量必須在0.05%以上。Si含量較好是在0.07%以上，更優是在0.10%以上。另一方面，Si含量過多的話，硬度將會過度上昇而導致冷間加工性變差。因此，係將Si含量設定在0.5%以下。Si含量較好是在0.45%以下，更優是在0.40%以下。
Mn：0.2~1.7%
Mn是可經由提昇淬火硬化性來增加最終製品的強度之有效的元素。想要使其有效發揮這種效果，Mn含量必須在0.2%以上。Mn含量更好是在0.3%以上，更優是在0.4%以上。另一方面，Mn含量過多的話，硬度將會上昇而使冷間加工性變差。因此將Mn含量設在1.7%以下。Mn含量更好是在1.5%以下，更優是在1.3%以下。
P：高於0%且0.03%以下
P是不可避免地含在鋼中的元素，在鋼中會引起粒界偏析，而成為延性變差的原因。因此，係將P含量設在0.03%以下。P含量是在0.02%以下為宜，較佳是在0.017%以下，更優是在0.01%以下。P含量愈少愈好，所以0%是最好，但是受限於製造工序上的制約等的因素，有時候會殘留下來0.001%的程度。
S：0.001~0.05%
S是不可避免地含在鋼中的元素，在鋼中係以MnS的形態存在而使延性變差，是對於冷間加工性有妨礙的元素。因此係將S含量設在0.05%以下。S含量較好是在0.04%以下，更優是在0.03%以下。但是，S係具有提昇被切削性的作用，因此，S含量為0.001%以上是有用的。S含量較好是在0.002%以上，更優是在0.003%以上。
Al：0.01~0.1%
Al是作為脫氧元素之有用的元素，並且可將存在於鋼中的固溶N變成AlN的形態予以固定。想要使其有效發揮這種效果，Al含量必須是0.01%以上。Al含量較好是在0.013%以上，更優是在0.015%以上。然而，Al含量過多的話，將會產生太多的Al2O3，而使冷間加工性變差。因此係將Al含量設在0.1%以下。Al含量更好是在0.090%以下，更優是在0.080%以下。
N：0~0.015%
N是不可避免地含在鋼中的元素，如果鋼中含有固溶N的話，將因為變形時效而導致硬度上昇，使得延性變差，也會使得冷間加工性變差。因此，係將N含量設在0.015%以下。N含量較好是在0.013%以下，更優是在0.010%以下。N含量愈少愈好，所以0%是最好，但是受限於製造工序上的制約等的因素，有時候會殘留下來0.001%的程度。
本發明的機械構造用鋼的基本成分，係如上所述，作為其中一種實施方式，其餘部分實質上是鐵。又，「實質上是鐵」意指：鐵以外的元素，也可以容許不會阻礙到本發明的特性的程度之例如：Sb、Zn等的微量成分的存在，以及亦可含有P、S、N以外之例如：O、H等之不可避免的雜質。再者，本發明亦可因應需要而可選 擇性含有下列的元素。可因應選擇性添加的元素(選擇成分)的種類來更為改善鋼的特性。
此外，如上所述，雖然P、S以及N是不可避免地含有的元素(不可避免的雜質)，但是，針對其組成分的範圍，是以上述的方式，另外予以規定。因此，在本說明書中，作為其餘部分而含有的「不可避免的雜質」意指：被另外規定了其組成分範圍的元素(P、S以及N)以外之不可避免地含有的元素。
從Cr：高於0%且0.5%以下、Cu：高於0%且0.25%以下、Ni：高於0%且0.25%以下、Mo：高於0%且0.25%以下、以及B：高於0%且0.01%以下的群組中所選出的一種以上
Cr、Cu、Ni、Mo以及B都是可藉由提昇鋼材的淬火硬化性來增加最終製品的強度之有效的元素。可因應必要而將這些元素做單獨或做兩種以上的添加。這種效果係隨著這些元素含量的增加而變大。想要使其有效發揮前述效果的合宜含量，Cr含量是在0.015%以上，更好是在0.020%以上。Cu含量、Ni含量以及Mo含量的合宜含量都是在0.02%以上，更好是在0.05%以上。B含量的合宜含量是在0.0003%以上，更好是在0.0005%以上。
然而，Cr、Cu、Ni以及Mo的含量過多的話，強度變得太高而有導致冷間加工性變差之虞慮。因此，Cr含量是在0.5%以下為宜，Cu、Ni以及Mo含量都是在0.25%以下為宜。Cr量的較好含量是在0.45%以下， 更優是在0.40%以下。Cu含量、Ni含量以及Mo含量的較好含量都是在0.22%以下，更優是在0.20%以下。
又，若B含量太多的話，會有導致韌性變差之虞慮。因此，B含量是在0.01%以下為宜。B含量的較好含量是在0.007%以下，更優是在0.005%以下。
〔Cr%〕+〔Cu%〕+〔Ni%〕+〔Mo%〕≦0.75
本發明的實施方式的鋼線，若在上述的範圍內含有Cr、Cu、Ni以及Mo之中的一種以上的話，是以符合下列數式(X)的關係為宜。
〔Cr%〕+〔Cu%〕+〔Ni%〕+〔Mo%〕≦0.75‧‧‧數式(X)
〔Cr%〕、〔Cu%〕、〔Ni%〕以及〔Mo%〕分別是表示以質量%計的Cr、Cu、Ni以及Mo的含量。
藉由使Cr、Cu、Ni以及Mo的含量符合上述數式(X)的關係，可抑制鋼的強度變得太高，而可提昇冷間加工性。
Ti：高於0%且0.1%以下
Ti係與N形成化合物來減少固溶N，因而可發揮軟質化的效果。因此係可因應必要含有Ti。想要使其有效發揮這種效果之合宜的Ti含量是0.01以上，更好是0.02以上。然而，Ti含量過多的話，所形成的化合物將會導致硬度增加。因此，合宜的Ti含量是在0.08%以下，更好是在0.05以下。
為了製造本發明的冷間加工用機械構造用鋼，係將符合上述組成分的鋼，在進行熱軋時，調整精製輥軋溫度，並且將其後的冷卻速度，區分成兩個階段，適切地調整冷卻速度與溫度範圍為宜。具體而言，先在950℃以上且1150℃以下的溫度下，進行精製輥軋，之後，再依序地進行：以3℃/秒以下的平均冷卻速度來進行：從950℃以上且1150℃以下起迄700~750℃的第1冷卻結束溫度為止的冷卻工作之第1冷卻工序；以5~30℃/秒的平均冷卻速度來進行：從前述第1冷卻結束溫度起迄至少600℃的溫度範圍為止的冷卻工作之第2冷卻工序。
針對精製輥軋溫度、第1冷卻工序以及第2冷卻工序，分別詳述如下。
(a)精製輥軋溫度：950℃以上且1150℃以下
為了將bcc-Fe平均粒徑控制在15~30μm，必須適切地控制精製輥軋溫度。精製輥軋溫度高於1150℃的話，很難以將bcc-Fe平均粒徑控制成30μm以下。因此，精製輥軋溫度係設定在1150℃以下為宜。但是，精製輥軋溫度若未達950℃的話，很難以將bcc-Fe平均粒徑控制在15μm以上。因此，精製輥軋溫度係設定在950℃以上為宜。精製輥軋溫度更好是在970℃以上，更優是在990℃以上。精製輥軋溫度更好是在1130℃以下，更優是在 1110℃以下。
(b)第1冷卻工序
第1冷卻工序的平均冷卻速度：3℃/秒以下
第1冷卻工序，係從精製輥軋溫度也就是950℃以上且1150℃以下的溫度開始，而在700~750℃之第1冷卻結束溫度時結束。在第1冷卻工序中，冷卻速度太快的話，初析肥粒鐵面積率Af將會變小，可能無法符合Af≧A的關係。因此，將第1冷卻工序的平均冷卻速度設定在3℃/秒以下。第1冷卻工序的平均冷卻速度較好是在2.5℃/秒以下，更優是在2℃/秒以下。第1冷卻工序的平均冷卻速度的下限雖然並未特別限定。然而，作為可實現的範圍，係設在0.01℃/秒以上為宜。此外，在第1冷卻工序中，只要平均冷卻速度是3℃/秒以下的話，改變冷卻速度亦無妨。
(c)第2冷卻工序
第2冷卻工序的平均冷卻速度：5~30℃/秒
第2冷卻工序，係從700~750℃的溫度範圍開始，而在至少600℃時結束。在第2冷卻工序中，平均冷卻速度若慢於5℃/秒的話，很難以將波來鐵的平均薄片間隔控制在0.20μm以下。第2冷卻工序的平均冷卻速度，較好是在7℃/秒以上，更優是在10℃/秒以上。另一方面，若快於30℃/秒的話，將會生成變韌鐵及/或麻田散鐵之類的 組織，很難以將初析肥粒鐵以及波來鐵之合計面積率控制在90%以上。第2冷卻工序的平均冷卻速度，較好是在28℃/秒以下，更優是在25℃/秒以下。此外，在第2冷卻工序中，只要平均冷卻速度是在5~30℃/秒的話，改變冷卻速度亦無妨。
此處所稱的「至少600℃」意指：以上述的平均冷卻速度來進行冷卻時的第2冷卻工序的結束溫度最高為600℃。設定為「600℃」的理由，是因為本發明所規定的波來鐵的平均薄片間隔、還有初析肥粒鐵以及波來鐵的合計面積率之類的金屬組織的形態，大致上係由降溫到600℃之前的冷卻工序所決定，在低於600℃之後，幾乎不再受到冷卻速度的影響。因此，該第2冷卻工序的結束溫度，並不限定為600℃，後述的實施例這樣的室溫也是可以。或者例如：將該第2冷卻工序的結束溫度設在400℃，然後，進行放冷之類的一般的冷卻處理，來進行冷卻至室溫為止也是可以。一般而言，放冷時的平均冷卻速度，大多是慢於上述的第2冷卻工序的平均冷卻速度。
使用本發明的冷間加工用機械構造用鋼的話，只要實施短時間的球狀化退火，例如：在Ac1~Ac1+30℃程度的溫度範圍內，實施1~3小時程度的球狀化退火，就能夠將球狀化度控制在後述的目標球狀化度以下，而且能夠將硬度控制在後述的目標硬度以下。又，Ac1係從下列數式算出的數值。在下列數式中，(%元素名)意指：各元素以質量%計的含量。
Ac1(℃)=723-10.7(%Mn)-16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)
〔實施例〕
以下將舉出實施例來更具體地說明本發明。本發明並不受到下列實施例所限制，在符合前述以及後述的本發明的要旨的範圍內，亦可加以變更來實施，這些也都被包含在本發明的技術範圍內。
使用具有下列的表1所示的化學組成分的鋼，來進行輥軋而獲得直徑為17.0mm的線材，再藉由機械加工，而製得直徑8.0mm×長度12.0mm的加工變態點測定試驗用的試驗片。使用所製得的加工變態點測定試驗用的試驗片，依據表2所記載的條件，利用加工變態點測定試驗機，實施了加工熱處理試驗。表2中所記載的加工條件，係模擬了實際的輥軋條件。此外，表2中的加工溫度係相當於精製輥軋溫度。
針對於依據表2中所記載的條件，來實施了加工熱處理試驗後的試驗片，依據下列(1)~(3)所記載的要領，對於組織進行了評比。此外，針對於在加工熱處理試驗後又做了球狀化退火的試驗片，依據下列(4)以及(5)所記載的要領，測定其球狀化度以及硬度。在每一種測定中，都是將加工熱處理後或球狀化退火後的試驗片，從通過試驗片的中心軸而且與該中心軸平行的面(軸中心剖面)切斷。在以下的說明中，有時係將切斷後的試驗片稱為「縱剖面樣品」。為了可以觀察到試驗片的軸中心剖面，乃將縱剖面樣品埋在樹脂中。針對於加工熱 處理後以及球狀化退火後的試驗片，若將圓筒狀試驗片的直徑視為D時，係針對於從試驗片的側面起算之朝向中心之D/4的位置(「D/4位置」)進行了測定。
(1)組織面積率的測定
將針對於軸中心剖面實施了鏡面研磨後的縱剖面樣品，利用硝酸蝕刻劑進行蝕刻而使金屬組織呈現出來。然後，針對於D/4位置的組織，利用光學顯微鏡以400倍的倍率，針對於220μm×165μm的領域，拍攝了5個觀察視野的影像。再針對於所拍攝到的照片，劃出等間隔的10條縱線和10條橫線而形成格子狀，然後測定出存在於100個交叉點上的初析肥粒鐵以及波來鐵的點數。求出在各觀察視野中的各組織的面積率(%)，再計算出5個觀察視野的平均值。
(2)bcc-Fe平均粒徑的測定
針對bcc-Fe平均粒徑的測定，係採用：電子背散射圖案(EBSP)解析裝置以及電場放出型掃描電子顯微鏡(FE-SEM)。將結晶方位差(斜角)超過15°的境界也就是大角粒界當作結晶粒界來定義「結晶粒」，決定出bcc-Fe平均粒徑。此時，測定領域為200μm×400μm，測定步驟是以1.0μm的間隔進行了測定。並將用來顯示測定方位的可靠性之信心指數(Confidence Index)為0.1以下的測定點，從解析對象中刪除。此外，在金屬組織中有析出麻 田散鐵組織的樣品，因為無法獲得合宜的bcc-Fe平均粒徑，所以並未進行測定。
(3)波來鐵薄片的間隔的測定
第1圖(a)係波來鐵薄片的組織1的示意圖；第1圖(b)係波來鐵薄片的組織1的放大圖。波來鐵薄片的組織1，係如第1圖(b)所示般地，是由薄片肥粒鐵3與薄片雪明鐵2排列成層狀(薄層狀)的組織。在本發明書中所規定的薄片間隔係指：薄片雪明鐵2的間隔。
將針對於軸中心剖面實施了鏡面研磨後的縱剖面樣品，利用苦酸蝕刻劑進行蝕刻而使金屬組織呈現出來。然後，使用電場放出型掃描電子顯微鏡(FE-SEM)進行觀察D/4位置的組織，以3000倍的倍率，針對於42μm×28μm的領域，或者以5000倍的倍率，針對於25μm×17μm的領域，合計做了5個觀察視野的攝影。此時，各觀察視野中必須至少含有一個波來鐵。針對於所拍攝到的照片的各觀察視野中，選擇最細微的薄片間隔(即，薄片間隔最狹窄)的波來鐵，作為測定對象。針對於測定對象的波來鐵，劃出一個線段4，其係與層狀組織呈正交(即，與各層的延伸方向正交)而且起點端以及終點端位於薄片雪明鐵的厚度中心。並且測定了線段4的長度L、包含在線段4內的薄片雪明鐵2的片數n(換言之，與線段4交叉之薄片雪明鐵2的層數n)。此外，薄片雪明鐵的片數n係包含位於線段4的起點端以及終點端 的薄片雪明鐵。利用數式(2)，由長度L與片數n，計算出薄片間隔λ。求出各觀察視野中的薄片間隔λ，並計算出5個觀察視野的平均值。此外，在第1圖(b)中，雖然是顯示出n=5的例子，但並不限於此。在本說明中，在進行計算薄片間隔λ時，係以：與線段4呈交叉的薄片雪明鐵2的片數n至少為5片以上的方式，來劃出線段4。
λ=L/(n-1)‧‧‧數式(2)
此外，在金屬組織中有麻田散鐵組織析出而初析肥粒鐵及波來鐵的合計面積率未達90%的樣品，因難以算出薄片間隔，所以並未進行測定。
(4)球狀化退火後的球狀化度的測定
針對於球狀化退火後的試驗片的縱剖面樣品，係將軸中心剖面實施了鏡面研磨之後，利用苦酸蝕刻劑進行蝕刻而使金屬組織呈現出來。使用光學顯微鏡，以400倍的倍率，對於D/4位置的組織做了5個視野的觀察。將各個觀察視野的球狀化度，與日本工業規格JIS G3539：1991的附圖進行比對，以No.1~No.4的級數來進行評比，並且計算出5個觀察視野的平均值。又，球狀化度愈小，係意指：其具有良好的球狀化組織。
(5)球狀化退火後的硬度的測定
針對於球狀化退火後的試驗片的縱剖面樣品，測定了 針對軸中心剖面實施了鏡面研磨後的縱剖面樣品之D/4位置的硬度。硬度測定係採用：維氏硬度計，以1kgf的荷重來進行測定。針對位於D/4位置上的5個不同點進行了測定，並且求出其平均值(HV)。
實施例
使用上述表1所示的鋼種A~U，將加工溫度(相當於精製輥軋溫度)以及冷卻速度依照下列表2所示的條件進行改變，實施了加工變態點測定試驗。藉此，分別製作了具有不同的前組織之加工變態點測定試驗片。又，鋼種O因為Mn含量高於1.7%，落在本發明的範圍之外。鋼種P因為Ti含量高於0.1%，落在本發明的範圍之外。此外，鋼種A~O以及Q~U，〔Cr%〕+〔Cu%〕+〔Ni%〕+〔Mo%〕係0.75質量%以下，符合上述的數式(X)。而鋼種P則是〔Cr%〕+〔Cu%〕+〔Ni%〕+〔Mo%〕高於0.75質量%，未能符合數式(X)。
表2的加工條件中，除了No.10、20、43、44之外，「第1冷卻工序」係從加工溫度開始，而在第1冷卻結束溫度也就是700~750℃的溫度範圍結束；「第2冷卻工序」係從「第1冷卻工序」的第1冷卻結束溫度開始，而在室溫結束。No.10、20、44，從第1冷卻工序開始時的加工溫度起迄第2冷卻工序的結束溫度為止，係以一定的平均冷卻速度來進行冷卻，所以並未區分「第1冷卻工序」以及「第2冷卻工序」。此外，No.44係從850 ℃起迄300℃為止的範圍，係以40.0℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻後，放冷至室溫為止。此外，No.43係將「第1冷卻工序」的結束溫度設定在650℃，將「第2冷卻工序」的結束溫度設定在550℃，然後，放冷至室溫為止。
將上述加工變態點測定試驗片，以與中心軸呈正交的剖面來分割成四等分。將其中的一個當作組織調查用的樣品，將另一個當作球狀化退火用的樣品。球狀化退火係藉由將試驗片分別抽真空後，在大氣爐中進行熱處理而進行的。球狀化退火，係以730℃做兩個小時的均熱保持後，以平均冷卻速度為30℃/時，冷卻至710℃之後，以平均冷卻速度為10℃/時，冷卻至680℃，然後，放冷。
將依照上述(1)~(5)的要領進行了評比後的球狀化退火前的組織、球狀化退火後的球狀化度以及硬度標示於表3。又，依C含量的不同，所求得的球狀化度也不同。因此，作為目標的球狀化度(在表3內係記載為「目標球狀化度」)係採用下列數式(3)所求得的數值。又，依C、Si以及Mn含量的不同，所求得的硬度也不同。因此，作為目標的硬度(在表3內係記載為「目標硬度」)係採用下列數式(4)所求得的數值。
目標球狀化度=5×〔C%〕+1.5‧‧‧數式(3)
目標硬度=88.4×Ceq+86.0‧‧‧數式(4)
此處，Ceq=〔C%〕+0.2×〔Si%〕+0.2×〔Mn%〕
〔C%〕、〔Si%〕以及〔Mn%〕分別表示以質量%計的C、Si以及Mn的含量。
根據表3的結果，可做下述的考察。表3中的No.1~8、13、15~17、19、21、23、24、26、27、29~32、35~38以及45~50，都是符合本發明所規定的全部要件的例子，即使只是實施短時間球狀化退火，球狀化退火後的球狀化度已經達成目標，並且也已經達到目標硬度。
另一方面，表3中的No.9~12、14、18、 20、22、25、28、33、34、39~44，係欠缺本發明所規定的要件之其中某一項要件的例子，在球狀化退火後，在球狀化度以及硬度之中至少有一項未能達到目標。
No.9，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種A，但是，相當於精製輥軋溫度之加工溫度太低。因此，bcc-Fe平均粒徑太小，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.10，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種A，但是第2冷卻工序的冷卻速度太慢。因此，波來鐵平均薄片間隔變得太大，球狀化退火後的球狀化度不佳。
No.11，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種A，但是第1冷卻工序的冷卻速度太快。因此，初析肥粒鐵的面積率變得太小，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.12，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種A，但是加工溫度太高。因此，bcc-Fe平均粒徑變得太大，球狀化退火後的球狀化度變得太大(即，球狀化組織不佳)。
No.14，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種B，但是第2冷卻工序的冷卻速度太慢。因此，波來鐵平均薄片間隔變得太大，球狀化退火後的球狀化度變得太大(即，球狀化組織不佳)。
No.18，雖然是使用了符合本發明的組成分之 表1的鋼種D，但是加工溫度太高。因此，bcc-Fe平均粒徑變得太大，球狀化退火後的球狀化度變得太大(即，球狀化組織不佳)。
No.20，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種E，但是第1冷卻工序的冷卻速度太快。因此，初析肥粒鐵的面積率變得太小，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.22，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種F，但是第2冷卻工序的冷卻速度太快。因此，係有麻田散鐵組織析出，初析肥粒鐵與波來鐵的合計面積率以及初析肥粒鐵的面積率變得太小。其結果，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.25，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種H，但是加工溫度太低。因此，bcc-Fe平均粒徑變得太小，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.28，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種I，但是第1冷卻工序的冷卻速度太快。因此，初析肥粒鐵的面積率變得太小，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.33，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種L，但是第1冷卻工序的冷卻速度太快。因此，初析肥粒鐵的面積率變得太小，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.34，雖然是使用了符合本發明的組成分之 表1的鋼種L，但是第2冷卻工序的冷卻速度太快。因此，係有麻田散鐵組織析出，初析肥粒鐵與波來鐵的合計面積率以及初析肥粒鐵的面積變得太小。其結果，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.39、40，係使用了Mn含量較多之表1的鋼種O，因此，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.41、42，係使用了Cr含量較多，且未符合數式(X)的關係之表1的鋼種P，因此，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.43，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種Q，但是加工溫度太低，且第1冷卻工序的冷卻速度太快。因此，bcc-Fe平均粒徑變得太小，而且係有麻田散鐵組織析出而使得初析肥粒鐵的面積率降低。其結果，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
No.44，雖然是使用了符合本發明的組成分之表1的鋼種R，但是加工溫度太低，第1冷卻工序的冷卻速度太快，而且第2冷卻工序的冷卻速度也太快。因此，bcc-Fe平均粒徑變得太小，初析肥粒鐵的面積率降低，而且係有麻田散鐵組織析出而使初析肥粒鐵與波來鐵的合計面積率降低。其結果，球狀化退火後，硬度還是未能變軟。
此外，No.1~8、13、15~17、19、21、23、24、26、27、29~32、35~38以及45~50(完全符合本發明所規定的要件)，在第2冷卻工序中是冷卻至室溫為 止。然而，亦可在溫度降低到600℃為止，係進行第2冷卻工序，然後，才進行放冷，亦可期待能夠獲得大致相同的結果。
1‧‧‧波來鐵薄片的組織
2‧‧‧薄片雪明鐵
3‧‧‧薄片肥粒鐵
4‧‧‧線段(與層狀組織呈正交且起點端和終點端係 位於薄片雪明鐵的厚度中心)

Claims (4)

  1. 一種冷間加工用機械構造用鋼，其特徵為：以質量%計，係分別含有C：0.07%以上且未達0.3%、Si：0.05~0.5%、Mn：0.2~1.7%、P：高於0%且0.03%以下、S：0.001~0.05%、Al：0.01~0.1%、以及N：0~0.015%，其餘部分是鐵以及不可避免的雜質，而鋼的金屬組織係含有初析肥粒鐵以及波來鐵，相對於整體組織之初析肥粒鐵以及波來鐵的合計面積率係90%以上，並且前述初析肥粒鐵的面積率Af與藉由下列數式(1)來表示的A值的關係是符合Af≧A的關係，bcc-Fe結晶粒的平均當量圓直徑是15~30μm，而且，波來鐵薄片的間隔，平均為0.20μm以下，A=(103-128×〔C(%)〕)×0.80(%)‧‧‧數式(1)上述數式(1)中，〔C(%)〕係表示以質量%計的C含量。
  2. 如請求項1所述的冷間加工用機械構造用鋼，其中，以質量%計，又含有從Cr：高於0%且0.5%以下、 Cu：高於0%且0.25%以下、Ni：高於0%且0.25%以下、Mo：高於0%且0.25%以下、以及B：高於0%且0.01%以下的群組中所選出的一種以上，並且符合下列數式(X)的關係，〔Cr%〕+〔Cu%〕+〔Ni%〕+〔Mo%〕≦0.75‧‧‧數式(X)〔Cr%〕、〔Cu%〕、〔Ni%〕及〔Mo%〕分別表示以質量%計的Cr、Cu、Ni以及Mo的含量。
  3. 如請求項1或2所述的冷間加工用機械構造用鋼，其中，以質量%計，又含有Ti：高於0%且0.1%以下。
  4. 一種冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，其特徵為：當在製造如請求項1至3之任一項所述的冷間加工用機械構造用鋼時，係在950℃以上且1150℃以下的溫度進行精製輥軋，接下來，依序地進行：第1冷卻工序和第2冷卻工序，該第1冷卻工序，係以3℃/秒以下的平均冷卻速度來進行冷卻直到700~750℃的第1冷卻結束溫度為止；該第2冷卻工序，係以5~30℃/秒的平均冷卻速度，來進行從前述第1冷卻結束溫度起迄至少600℃的溫度範圍為止的冷卻。
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