TW201812048A - 冷加工用機械構造用鋼及其之製造方法 - Google Patents
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Abstract
一種冷加工用機械構造用鋼，係含有：C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：超過0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.01質量%~0.1質量%、以及N：0質量%~0.015質量%；剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質所組成；鋼的金相組織具有初析肥粒鐵及波來鐵；相對於全組織之初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率為90%以上；相對於全組織之初析肥粒鐵的面積率為(1-1.25×[C%])×80%以上；上述波來鐵的平均塊狀體尺寸為25μm以下；其中，[C%]為表示以質量%所示之C的含量。
Description
本揭示有關冷加工用機械構造用鋼及其之製造方法。更詳細地說，是有關球化處理後的變形阻抗低，冷加工性優異的機械構造用鋼及用於製造該機械構造用鋼的方法。
使用在汽車用零件及施工機械用零件等的機械構造用零件的鋼，係期待具有良好的冷加工性、特別是具有低變形阻抗。鋼的變形阻抗低的話加工變得容易，可以提升冷加工用的金屬模具的壽命。
在機械構造用零件的製造製程中，對碳鋼及合金鋼等的熱壓延材進行球化處理。經由球化處理，鋼中的波來鐵所包含的雪明碳鐵球狀化，提升鋼的冷加工性。球化處理過的壓延材，以冷鍛、冷壓鍛及冷滾壓等等做冷加工，更進一步以切削加工等的機械加工成形特定的形狀，最後，調整淬火回火處理所致之最終的強度，得到機械構造用零件。
為了使鋼的冷加工性提升，提案有在球化處理之際波來鐵中的雪明碳鐵容易球狀化的鋼。
例如於專利文獻1，揭示有由初析肥粒鐵組織、波來鐵組織及變韌鐵組織所構成的金相組織之鋼線材。規定波來鐵組織的體積率為1.40×C(%)×100%以上，初析肥粒鐵的體積率為(1-1.25×(C%))×50%以下(包含0%)，及變韌鐵組織的體積率為20%以下(包含0%)。該鋼線材可以低溫化球化處理的退火溫度。更進一步，波來鐵組織的平均塊狀體尺寸為20μm以下者為較佳，可以縮短球化處理的處理時間。
而且，於專利文獻1，揭示有作為得到上述金相組織的方法，在熱壓延後捲繞，之後，浸漬在400℃以上600℃以下的溶融鹽槽10秒以上後，接著在500℃以上600℃以下的溶融鹽槽恆溫維持20秒以上150秒以下後冷卻，進行縮面率為25%以上50%以下的拉線加工。
於專利文獻2，揭示有金相組織具有波來鐵與初析肥粒鐵，相對於全組織之波來鐵和初析肥粒鐵的總和面積率為90面積%以上，並且，比以特定的關係式表示初析肥粒鐵的面積率A之Ae值還大的冷加工用機械構造用鋼。在該機械構造用鋼，初析肥粒鐵的面積率A大的緣故，在以與通常同樣的退火溫度及處理時間做了球化處理後，可以比通常的鋼更可以軟質化。
而且，於專利文獻2，揭示有作為得到上述金相組織的方法，以1050℃以上、1200℃以下的溫度做過終飾壓延後，以10℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻到700℃以上、未達800℃的溫度範圍，之後，以0.2℃/秒以下的平均 冷卻速度冷卻100秒以上，自此，以10℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻到580~660℃的溫度範圍，更進一步，以1℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻20秒以上或是維持。
[專利文獻1]日本特許第5257082號公報
[專利文獻2]日本特許第5357994號公報
最近幾年從節能的觀點，要求縮短球化處理的處理時間。若可以削減球化處理的處理時間的話，削減所對應的能量消耗量，亦即可以期待CO2排出量的削減。但是，縮短球化處理的處理時間的話，雪明碳鐵無法適切球狀化，冷加工性劣化。為此，一邊維持充分的冷加工性，並不容易大幅縮短球化處理的處理時間(具體方面，縮短20~30%)。
在專利文獻1記載的鋼線材，讓波來鐵組織的平均塊狀體尺寸為20μm以下，可以縮短球化處理的處理時間。但是，大幅縮短處理時間的話，球狀雪明碳鐵無法充分成長，無法得到適切的冷加工性。
專利文獻2記載的機械構造用鋼，係大幅縮短處理時間進行球化處理的話，雪明碳鐵無法被適切球狀化 而殘存有波來鐵，或是在球化處理後再析出波來鐵。亦即，短時間進行退火的話波來鐵無法被適切球狀化，鋼的冷加工性下降。
本發明的實施方式，係其目的在於提供一種冷加工用機械構造用鋼、及製造其之方法，其係可以大幅縮短球化處理的處理時間，可以發揮優異的冷加工性。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係含有：C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：超過0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.01質量%~0.1質量%、以及N：0質量%~0.015質量%；剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質所組成；鋼的金相組織具有初析肥粒鐵及波來鐵；相對於全組織之初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率為90%以上；相對於全組織之初析肥粒鐵的面積率為(1-1.25×[C%])×80%以上；上述波來鐵的平均塊狀體尺寸為25μm以下。
其中，[C%]表示以質量%所示之C的含量。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係理想上bcc-Fe晶粒的平均圓相當直徑為15~35μm。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係，因應必要，更含有從Cr：超過0質量%且0.5質 量%以下、Cu：超過0質量%且0.25質量%以下、Ni：超過0質量%且0.25質量%以下、Mo：超過0質量%且0.25質量%以下及B：超過0質量%且0.01質量%以下所構成的群中選擇1種以上，且滿足下述式子(1)者為佳。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 (1)
其中，[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]及[Mo%]係分別表示以質量%所示之Cr、Cu、Ni及Mo的含量。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係更含有Ti：超過0質量%且0.1質量%以下者為佳。
有關上述的本發明的實施方式之製造冷加工用機械構造用鋼之方法，係包含以下製程：以950℃~1100℃的終飾壓延溫度進行終飾壓延之製程；以從前述終飾壓延溫度到800℃，以7℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻之製程；從800℃到710℃，以1℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻之製程；以及從710℃到600℃，以4~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻之製程。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係適切調整化學成分組成，分別把相對於全組織之初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率、初析肥粒鐵的面積率、以及波來鐵塊狀體的尺寸，設在適切的範圍。經此，即便縮短球化處理的處理時間，也成為良好的球狀化組 織，且可以充分軟質化，作為結果得到良好的冷加工性。而且，有關本發明的實施方式之製造方法，可以製造出具有上述般的特徵之冷加工用機械構造用鋼。
本案發明者們，藉由比通常還大幅縮短處理時間之球化處理(以下，稱為「短時間球化處理」)，可以得到與以往同等以上的球狀化度，而且，為了實現可以充分軟質化的冷加工用機械構造用鋼，從各式各樣的角度進行了檢討。
其結果，作為球化處理前的金相組織(以下，稱為「前組織」。)，在相對於全組織之初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率高達90%以上，且相對於全組織之初析肥粒鐵的面積率高達(1-1.25×[C%])×80%以上之球化處理的際，可以促進球狀雪明碳鐵的成長。更進一步，前組織的初析肥粒鐵面積率高的話，球化處理後的金相組織中，球狀雪明碳鐵的顆粒間距離變長，而且，在顆粒內未含有球狀雪明碳鐵的肥粒鐵晶粒(亦即、軟質的肥粒鐵晶粒)的比例變大。亦即，看到了初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率高，且具有初析肥粒鐵面積率的高的前組織的鋼，係藉由短時間退火，可以充分減低硬度(亦即，可以充分的軟質化)。
而且，發現到了，前組織的波來鐵塊狀體，係平均塊狀體尺寸為25μm以下的話是為細微，在球化處理之際促 進雪明碳鐵的球狀化，提升短時間退火後的球狀化度。
從這些真知灼見，為了得到一方面縮短球化處理的處理時間且一方面可以共同達成鋼的軟質化與雪明碳鐵的球狀化的鋼，在退火前的金相組織中，一方面提高初析肥粒鐵面積率，一方面細微化波來鐵塊狀體，因此得到這樣重要的構思，得以完成本發明。
尚且，本發明中，所謂「球狀化度」，為根據JIS G3539：1991的附圖所示之球狀化組織的照片No.1~No.4所決定的數值者。把作為對象的鋼的金相組織的照片，與球狀化組織的照片No.1~No.4比較，把最近的球狀化組織的照片No.作為「球狀化度」。
球狀化組織的照片No.1為最良好的球狀化組織，照片No.4為不進行球狀化，波來鐵大量存在。
因此，球狀化度越小(亦即，球狀化度越接近1)為越良好的球狀化組織，冷加工性良好。
以下表示本發明的實施方式所規定的各要件的詳細。
尚且，於本說明書中，所謂「線材」，是使用在壓延線材的意味，指的是熱壓延後、冷卻到室溫之線狀的鋼材。而且所謂「鋼線」，指的是對壓延線材施以球化處理等的調質處理之線狀的鋼材。
有關本發明的實施方式的冷加工用機械構造用鋼(以 下，也有簡單稱為「鋼」的情況)，係作為金相組織，含有初析肥粒鐵與波來鐵。這些的組織，乃是使球化處理後的鋼的變形阻抗減低(亦即使其軟質化)，對冷加工性的提升有貢獻的金相組織。但是，在鋼僅單純含有初析肥粒鐵與波來鐵的金相組織的情況下，在把其鋼予以球化處理後，是無法圖求期望的軟質化。為了達成期望的軟質化，是有必要適切控制初析肥粒鐵與波來鐵的總和面積率、初析肥粒鐵的面積率及波來鐵塊狀體的尺寸等。
初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率：90%以上
於鋼的前組織，變韌鐵及麻田散鐵等的細微組織為多的話，也於球化處理後的金相組織中，因為存在這些細微組織，組織(特別是肥粒鐵)被局部細微化。因為組織的細微化而提高鋼的強度，即便球化處理，鋼也無法充分被軟質化。為了促進球化處理所致之軟質化，是有必要減低前組織中的細微組織的量。具體方面，相對於全組織之初析肥粒鐵與波來鐵的總和面積率達90%以上。該總和面積率，係較佳為95%以上，更佳為97%以上，最佳為100%。
尚且，作為鋼所包含的初析肥粒鐵與波來鐵以外的金相組織(主要是細微組織)，舉例有麻田散鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵。經由上述，細微組織的含量變多的話，球化處理後的鋼的強度變高。因此，鋼也可以完全不含有細微組織。
關於鋼，作為其他的組織因子，也可以含有雪明碳鐵以外的碳化物、氮化物、氧化物、硫化物等。
初析肥粒鐵的面積率：(1-1.25×[C%])×80%以上
提高鋼的前組織中的初析肥粒鐵的面積率的話，因為以下的理由，經由短時間球化處理，可以達成充分的軟質化。
增加初析肥粒鐵的面積率的話，球化處理中的雪明碳鐵的析出地點被限制。其結果，雪明碳鐵的數量密度減少，促進雪明碳鐵的成長及粗大化。經此，球化處理後的鋼中，球狀雪明碳鐵的顆粒間距離變長，作為結果成為充分被軟質化的金相組織(軟質組織)。
初析肥粒鐵的面積率，係不僅是因鋼的製造方法中的熱處理條件而變化，也因鋼的碳元素量而變化。一般碳元素量增加的話初析肥粒鐵的面積率減少，相反地，碳元素量減少的話初析肥粒鐵的面積率增加。為此，與其鋼所包含的碳元素量關連，初析肥粒鐵的面積率的最大值是不同的。在本發明的實施方式中，初析肥粒鐵的最佳的面積率，係可以相對於其鋼中的初析肥粒鐵的最大值而決定之。因此，初析肥粒鐵的最佳的面積率，係因鋼的種類，特別是鋼的碳元素量而不同。
經由大量的實驗結果，前組織中，相對於全組織之初析肥粒鐵的面積率滿足(1-1.25×[C%])×80%以上，藉此，發現到可以圖求軟質化。該式子的技術上的意義，可以由以下的說明得知。
亞共析鋼中，肥粒鐵及沃斯田鐵的兩相域中 的各組織的重量係以以下的式子(2)表示。
W=Wα+Wγ (2)在此，W：材料全體的質量
Wα：肥粒鐵的質量
Wγ：沃斯田鐵的質量
而且，從各組織的重量與各組織的碳元素含量的關係，以下的式子(3)成立。
([C%]/100)W=([Cα%]/100)Wα+([Cγ%]/100)Wγ (3)在此， [C%]：材料全體的碳元素含量(質量%)
[Cα%]：肥粒鐵的碳元素含量(質量%)
[Cγ%]：沃斯田鐵的碳元素含量(質量%)
在此，在初析肥粒鐵的體積率為最大之A1變態點正上的情況下，可以看作[Cα%]=0.0質量%、[Cγ%]=0.8質量%。從這些的值以及式子(2)及式子(3)，可以得到以下的式子(4)。
Wγ/W=[C%]/0.8 (4)
式子(4)乃是初析肥粒鐵的體積率為最大時的沃斯田鐵的質量比。為A1變態點以下的溫度的話，沃斯田鐵變態成波來鐵，沃斯田鐵的質量係照原樣為波來鐵的質量。因此，沃斯田鐵的質量比(Wγ/W)是可以看作是波來鐵的質量比。更進一步，肥粒鐵與波來鐵的比重也是大致相同，所以波來鐵的質量比Wγ/W，係與室溫中的波來鐵 的體積率Vp/V相等。亦即，Vp/V=Wγ/W=[C%]/0.8 (5)在此，V：材料全體的體積
Vp：波來鐵的體積
接著，初析肥粒鐵的最大體積率(Vα/V)，係經由使用式子(5)，可以用以下的式子(6)來表示。
Vα/V=(V-Vp)/V=1-[C%]/0.8=1-1.25[C%] (6)在此，Vα：初析肥粒鐵的體積
初析肥粒鐵的體積率可以看作實質上的初析肥粒鐵的面積率。因此，鋼所含的初析肥粒鐵的最大面積率為1-1.25[C%]。
發明者們檢討了大量的實驗結果之結果，發現到鋼的前組織中的初析肥粒鐵的面積率為其鋼中的初析肥粒鐵的最大面積率的80%以上的話，即便短時間球化處理也可以充分軟質化鋼。亦即，在本發明的實施方式，鋼的前組織中的初析肥粒鐵的面積率訂為(1-1.25[C%])×80%以上。
初析肥粒鐵的面積率為初析肥粒鐵的最大面積率的85%以上者為佳，為90%以上者更佳。
尚且，在專利文獻1，初析肥粒鐵的面積率低的緣故，在球化處理之際，難以引起球狀雪明碳鐵的成長。為此，球化處理後的鋼中，球狀雪明碳鐵的顆粒間距 離變短，作為結果無法充分軟質化。亦即，專利文獻1的鋼線，在短時間的球化處理下，無法充分減低硬度。
波來鐵塊狀體的平均尺寸：25μm以下
前組織中的波來鐵塊狀體的尺寸越小，越促進球狀化，且抑制波來鐵的再析出。微細化波來鐵塊狀體的話，波來鐵塊狀體的界面增加。波來鐵塊狀體的界面，係成為雪明碳鐵的析出地點的緣故，雪明碳鐵在球化處理中析出在該界面。於球化處理後的冷卻中，球狀化雪明碳鐵成長。因此，雪明碳鐵係難以作為波來鐵析出。
波來鐵塊狀體的尺寸(更正確來說，波來鐵塊狀體的平均塊狀體尺寸)為25μm以下的話，短時間球化處理後的金相組織中，可以得到良好的球狀化組織。波來鐵塊狀體的平均塊狀體尺寸超過25μm的話，球化處理的冷卻時多析出波來鐵，無法得到良好的球狀化組織。波來鐵塊狀體的平均塊狀體尺寸，較佳為23μm以下，更佳為20μm以下。
尚且，在專利文獻2，鋼的製造製程中，為了微細化波來鐵塊狀體的尺寸，尚不進行必要的熱處理。例如，在專利文獻2，終飾壓延後的急冷的停止溫度微700~800℃，之後徐冷。在停止溫度比Ps點(約710℃)高的情況下，從其停止溫度一直到Ps點徐冷，遺憾波來鐵塊狀體的尺寸會變大。因此，僅短時間球化處理專利文獻2的鋼的話，波來鐵中的雪明碳鐵無法適切被球狀化，作為結果，波來鐵殘存或是再析出。因此，專利文獻2的鋼，係在短 時間的球化處理下，無法使球狀化充分進行(亦即，無法縮小球狀化度)。
bcc-Fe晶粒的平均圓相當直徑：15~35μm
bcc-Fe晶粒微比較大的顆粒的話，難以引起晶粒細微化所致之強化。因此，可以降低球化處理前及後的鋼的強度。經此，即便短時間的球化處理，也容易得到強度低的(亦即，軟質的)鋼。尚且，本說明書中，於「bcc-Fe」，包含初析肥粒鐵、及波來鐵組織中所含的肥粒鐵。
為了發揮使鋼的強度下降的效果，bcc-Fe晶粒的平均圓相當直徑(以下，稱為「bcc-Fe平均粒徑」。)理想上為15~35μm。尚且，本說明書中，所謂「晶粒的圓相當直徑」，是意味著規定了具有與在組織剖面所現之各晶粒的面積相同的面積之圓時的該圓的直徑者。所謂「bcc-Fe晶粒的平均圓相當直徑」，為複數的bcc-Fe晶粒的圓相當直徑的平均值。
從鋼的強度降低的觀點來看，bcc-Fe平均粒徑(平均圓相當直徑)也可以超過35μm。但是，bcc-Fe平均粒徑超過35μm的話，微細化波來鐵塊狀體的尺寸是有困難。因此，bcc-Fe平均粒徑，較佳為35μm以下。bcc-Fe平均粒徑，更佳為17~33μm，特佳為20~30μm。
成為bcc-Fe平均粒徑(平均圓相當直徑)的控制的對象之組織，為以相鄰2個晶粒的方位差比15°還大的大角度晶界所圍的bcc-Fe晶粒。於球化處理前的前組織，也包含方位差為15°以下的小角度晶界。但是，小角度晶界 係對球化處理後的球狀化組織的影響小。為了在球化處理後得到期望的球狀化組織，期望適切控制前組織所含的大角度晶界。把以前述大角度晶界所圍的bcc-Fe平均粒徑定為15~35μm，藉此，即便短時間的球化處理，也可以充分軟質化鋼，更進一步，可以把鋼做成良好的球狀化組織。
「方位差」也稱為「錯位角」或者是「斜角」。於方位差的測定，可以採用EBSP法(Electron BackScattering Pattern法)。
本發明的實施方式為適合冷加工之冷加工用機械構造用鋼。其鋼種為作為冷加工用機械構造用鋼具有通常的化學成分組成者，特別是，有關C、Si、Mn、P、S、Al、N，調整成以下適切的範圍。以下說明這些的化學成分的適切的範圍及其限定理由。尚且，本說明書中，用在表示化學成分組成的「%」，係意味著質量%。
C為在確保鋼的強度亦即最終產品的強度下有用的元素。為了有效發揮這樣的效果，C含量有必要為0.3%以上。C含量較佳為0.32%以上，更佳為0.35%以上。但是，含有C過剩的話，強度變過高，冷加工性下降的緣故，有必要為0.6%以下。C含量較佳為0.55%以下，更佳為0.50% 以下。
Si作為脫氧元素，及使固溶強化所致之最終產品的強度增加的目的而含有。為了有效發揮這樣的效果，把Si含量訂為0.05%以上。Si含量較佳為0.07%以上，更佳為0.10%以上。另一方面，含有Si過剩的話，硬度會過度上升，使冷加工性劣化。在此，把Si含量訂為0.50%以下。Si含量較佳為0.45%以下，更佳為0.40%以下。
Mn為透過淬火性的提升，使最終產品的強度增加之有效的元素。為了有效發揮這樣的效果，把Mn含量訂為0.2%以上。Mn含量較佳為0.3%以上，更佳為0.4%以上。另一方面，含有Mn過剩的話，硬度上升，使冷加工性劣化。在此，把Mn含量訂為1.7%以下。Mn含量較佳為1.5%以下，更佳為1.3%以下。
P為在鋼中不可避免含有的元素，在鋼中引起粒界偏析，成為延性的劣化的原因。在此，P含量訂為0.03%以下。P含量較佳為0.02%以下，更佳為0.017%以下，特佳為0.01%以下。P含量理想上越少越好，但因為製造製程上的限制等，也有殘存0.001%左右的情況。
S為在鋼中不可避免含有的元素，在鋼中作為MnS存在而使延性劣化的緣故，為對冷加工性有害的元素。在此，把S含量訂為0.05%以下。S含量較佳為0.04%以下，更佳為0.03%以下。但是，S具有使切削性的作用的緣故，使其含有0.001%以上。S含量較佳為0.002%以上，更佳為0.003%以上。
Al有用於作為脫氧元素，並且，有用於把存在於鋼中的固溶N作為AlN而固定。為了有效發揮這樣的效果，把Al含量訂為0.01%以上。Al含量較佳為0.013%以上，更佳為0.015%以上。但是，Al含量過剩的話，會過剩產生Al2O3，使冷加工性劣化。在此，把Al含量訂為0.100%以下。Al含量較佳為0.090%以下，更佳為0.080%以下。
N為在鋼中不可避免含有的元素，於鋼中過剩含有固溶N的話，應變時效所致之硬度上升，招致延性下降，使冷加工性劣化。在此，把N含量訂為0.015%以下。N含量較佳為0.013%以下，更佳為0.010%以下。N含量理想上越少越好，最理想是0%(0.000%)，但因製造製程上的限制等，也有殘存0.001%左右的情況。
有關本發明的實施方式之鋼的基本成分係如上述，作為1個實施方式，剩餘部分為實質上的鐵。尚且，所謂「實質上的鐵」，係意味著除了鐵以外也可以容許不阻礙本發明的實施方式的特性的程度的微量成分(例如Sb、Zn等)，及也可以包含P、S、N以外的不可避免的雜質(例如O、H等)。在本發明的實施方式，因應必要，也可以含有以下任意的元素。因應含有的任意的成分，更可以改善鋼的特性。
尚且，如上述，P、S及N為不可避免含有的元素(不可避免的雜質)，但就其組成範圍如上述般另外規定。為此，本說明書中，作為剩餘部分所含之「不可避免的雜質」，係意味著除了另外規定其組成範圍的元素之「不可避免含有的元素」。
有關本發明的實施方式之鋼，除了上述的化學成分組成(C、Si、Mn、P、S、Al及N)、鐵及不可避免的雜質以外，也可以選擇性含有其他的元素。例如，如下述例示，可以適宜含有Cr、Cu、Ni、Mo、B及Ti等。
由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%以下所構成的群中選擇1種以上Cr、Cu、Ni、Mo及B，係全都因為使鋼的淬火性提升，使最終產品的強度增加之有效的元素。
因應必要，可以含有從Cr、Cu、Ni、Mo及B中選擇1種或是2種以上。淬火性提升的效果，係因為這些元素的 含量增加而變大。用於使該效果有效發揮的理想上含量，係Cr量為0.015%以上，更佳為0.020%以上。Cu量、Ni量及Mo量的理想上含量為全都0.02%以上，更佳為0.05%以上。B量的理想上含量為0.0003%以上、更佳為0.0005%以上。
但是，Cr、Cu、Ni及Mo的含量過剩的話，強度變過高而使冷加工性劣化。在此，Cr含量為0.5%以下為佳，Cu、Ni及Mo含量為全都0.25%以下為佳。Cr的較佳含量為0.45%以下，更佳為0.40%以下。Cu、Ni及Mo的較佳含量為全都0.22%以下，更佳為0.20%以下。
而且，B的含量過剩的話，有使靭性劣化之虞。在此，B含量理想上為0.01%以下。B量的含量較佳為0.007%以下，更佳為0.005%以下。
總結，添加Cr、Cu、Ni、Mo及B的任意1個以上的情況下，各元素的含量可以如以下般的規定。
‧Cr：超過0%且0.5%以下，為0.015~0.45%佳，更佳：0.020~0.40%
‧Cu：超過0%且0.25%以下，為0.02~0.22%佳，更佳為0.05~0.20%
‧Ni：超過0%且0.25%以下，為0.02~0.22%佳，更佳為0.05~0.20%
‧Mo：超過0%且0.25%以下，為0.02~0.22%佳，更佳為0.05~0.20%
‧B：超過0%且0.01%以下，為0.0003~0.007%佳，更佳 為0.0005~0.005%
而且，Cr、Cu、Ni及Mo的含量，係滿足下述的式子(1)者為佳，可以得到更適當的強度。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 (1)
其中，[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]及[Mo%]係分別表示以質量%所示之Cr、Cu、Ni及Mo的含量。
尚且，如上述，Cr、Cu、Ni及Mo為選擇性可以添加的元素，這些元素中，尚未添加的元素的式子(1)中的含量為零。
Ti係與N形成化合物，減低固溶N，發揮軟質化的效果。因應必要，可以含有Ti。為了有效發揮該效果，Ti含量較佳為0.01%以上，更佳為0.02%以上。但是，Ti的含量過剩的話，所形成的化合物會招致硬度增加。在此，Ti的含量訂為0.10%以下。Ti含量較佳為0.09%以下，更佳為0.08%。
為了製造有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，把滿足上述成分組成的鋼，調整熱壓延之際的終飾壓延溫度，把之後的冷卻分成3階段，適切調整各個冷卻速度者為佳。
具體方面，較佳為以該順序進行如下：(a)以950℃~ 1100℃終飾壓延後、(b)把從終飾壓延溫度一直到800℃為止的溫度區域以7℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻之第1冷卻、(c)把從800℃一直到710℃為止的溫度區域以1℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻之第2冷卻、及(d)從710℃一直到600℃為止的溫度區域以4~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻之第3冷卻。
有關終飾壓延溫度及第1~3冷卻，以下詳細說明之。尚且，在本說明書規定的「溫度」，係材料的溫度。
把終飾壓延溫度控制在950℃~1100℃，經此，可以把波來鐵塊狀體的尺寸控制在25μm以下。終飾壓延溫度超過1100℃的話，把波來鐵塊狀體的尺寸做成25μm以下是困難的。而且，終飾壓延溫度未達950℃的話，bcc-Fe平均粒徑細微化，鋼的強度上升。
終飾壓延溫度的上限，較佳為1080℃，更佳為1050℃。終飾壓延溫度的下限，較佳為970℃，更佳為1000℃。
在第1冷卻，進行從終飾壓延溫度也就是950~1100℃，一直到800℃為止的冷卻。在第1冷卻的冷卻速度遲緩的話，波來鐵塊狀體的尺寸有可能超過25μm。在此，把第1冷卻的平均冷卻速度訂為7℃/秒以上者為佳。第1冷卻 的平均冷卻速度，係較佳為10℃/秒以上，更佳為15℃/秒以上。第1冷卻的平均冷卻速度的上限並沒有特別限定，但作為現實的範圍為200℃/秒以下。尚且，在第1冷卻，平均冷卻速度若為7℃/秒以上者為佳，也可以在第1冷卻的途中使冷卻速度變化。第1冷卻般的冷卻速度，係在輸送機上對壓延材施以適切的風冷就可以達成。
在第2冷卻，進行從800℃一直到710℃為止的冷卻。在第2冷卻的冷卻速度快的話，初析肥粒鐵面積率可能未達(1-1.25×[C%])×80%。在此，把第2冷卻的平均冷卻速度訂為1.0℃/秒以下者為佳。第2冷卻的平均冷卻速度，係較佳為0.9℃/秒以下，更佳為0.8℃/秒以下。第2冷卻的平均冷卻速度的下限並沒有特別限定，但作為現實的範圍為0.01℃/秒以上。尚且，在第2冷卻，平均冷卻速度若為1℃/秒以下者為佳，也可以在第2冷卻的途中使冷卻速度變化。第2冷卻般的冷卻速度，係可以經由在輸送機上設置用於抑制從壓延材散熱的蓋來達成。
在第3冷卻，進行從710℃一直到600℃為止的冷卻。在第3冷卻的冷卻速度遲緩的話，波來鐵塊狀體的尺寸有可能超過25μm。在此，把第3冷卻的平均冷卻速度訂為4℃/秒以上者為佳。第3冷卻的平均冷卻速度，係較佳為6 ℃/秒以上，更佳為8℃/秒以上。在第3冷卻的冷卻速度過快的話，可能產生冷組織。在此，把第3冷卻的平均冷卻速度訂為20℃/秒以下者為佳。第3冷卻的平均冷卻速度，係較佳為18℃/秒以下，更佳為16℃/秒以下。尚且，在第3冷卻，平均冷卻速度若為4~20℃/秒者為架，也可以在第3冷卻的途中使冷卻速度變化。
第3冷卻之後的冷卻，亦即從600℃一直到室溫為止的冷卻，係沒有必要控制冷卻，例如可以輻射冷卻等。通常，輻射冷卻所致之平均冷卻速度，要比第3冷卻的平均冷卻速度慢。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係僅進行短時間的球化處理，例如在Ac1~Ac1+30℃左右的溫度範圍下進行1~3小時左右的短時間的均熱處理，可以得到良好的球狀化組織(具有目標球狀化度以下的球狀化度的組織)，且可以充分軟質化(達成目標硬度以下的硬度)。
尚且，Ac1乃是從以下的式子(7)算出的值。式子(7)中，[%元素名]意味著在各元素的質量%的含量。
Ac1(℃)=723-10.7[%Mn]-16.9[%Ni]+29.1[%Si]+16.9[%Cr] (7)
以下，列舉實施例更具體說明本發明的實施方式。本發明並不因以下的實施例而受限制，在可以吻合前述及後述的主的範圍下，可以加以適宜變更並實施，這 些全都包含在本發明的技術的範圍。
使用表1表示的化學成分組成的鋼，經由壓延做成 16.0mm的線材，更進一步經由機械加工做成圓柱狀( 8.0mm×12.0mm)的熱模擬(thermecmastor)用的試驗片。鋼種P為化學成分組成脫離本發明的實施方式的範圍之比較例。在表1，賦予星號(*)的數值，係表示本發明的實施方式的範圍外。鋼種P係Cr的量超過0.5質量%，為本案發明的範圍外。而且，在鋼種A~O，[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]為0.75質量%以下，滿足上述的式子(1)。在鋼種P，[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]超過0.75質量%，不滿足式子(1)。
使用得到的熱模擬用的試驗片，以表2記載的條件經由熱模擬試驗機，實施加工熱處理試驗。加工條件係模擬實機中的壓延條件。表2的「加工溫度」相當於終飾壓延溫度。表2的「第1冷卻」乃是從加工溫度一直到800℃為止的冷卻。表2的「第2冷卻」乃是從800℃一直到710℃為止的冷卻。表2的「第3冷卻」乃是從710℃一直到600℃為止的冷卻。尚且，第3冷卻後的冷卻為輻射冷卻。
把加工熱處理後的熱模擬試驗片，以與中心軸正交的面切斷成4等分。4個切斷後的試驗片(切斷試驗片)中，1個作為用於觀察金相組織的試樣，另1個作為球化處理用的試樣。
全部的鋼種A~O中，以上述的較佳壓延條件做熱處理(試驗No.1~32)。更進一步，就鋼種E、G、H、 M，以脫離較佳壓延條件的條件也進行熱處理的試驗(試驗No.33~40)。
關於加工熱處理試驗後的切斷試驗，藉由下述的方法測定(1)初析肥粒鐵+波來鐵的面積率、(2)初析肥粒鐵的面積率、(3)波來鐵塊狀體的平均塊狀體尺寸、(4)球化處理後的球狀化度、及(5)球化處理後的硬度的測定。
尚且，配合(1)~(5)的測定，把加工熱處理後的切斷試驗片沿中心軸切斷(縱剖面、或是軸中心剖面)，埋入樹脂而可以觀察其縱剖面。鏡面研磨縱剖面的情況下，利用金剛砂紙、鑽石磨光做鏡面研磨。切斷試驗片的直徑為D時，從切斷試驗片的側面朝向中心軸，測定D/4的位置。
鏡面研磨了切斷試驗片的縱剖面後，藉由硝太蝕劑蝕刻顯現出組織。把縱剖面的D/4的位置，以光學顯微鏡倍率400倍，對220μm×165μm的領域做5視野拍攝。對已拍攝的照片，以等間隔的10根縱線、與等間隔的10根寬線，劃成格子狀。經此，縱線與寬線的交點形成100個。100個交點中，計測位置在初析肥粒鐵上的交點的數目(初析肥粒鐵的點數)、與位置在波來鐵上的交點的數目(波來鐵的點數)。把初析肥粒鐵的點數與波來鐵的點數的總計，用交點的總數(100個)來除，經此，求出初析肥粒鐵+波來鐵的總和面積率(%)。於5視野的照片之各個進行同樣的作業，求出總和面積率(%)的平均值。
鏡面研磨了切斷試驗片的縱剖面後，藉由硝太蝕劑蝕刻顯現出組織。把縱剖面的D/4的位置，以光學顯微鏡倍率400倍，對220μm×165μm的領域做5視野拍攝。對已拍攝的照片，以等間隔的10根縱線、與等間隔的10根寬線，劃成格子狀。經此，縱線與寬線的交點形成100個。100個交點中，計測位置在初析肥粒鐵上的交點的數目(初析肥粒鐵的點數)。把初析肥粒鐵的點數，用交點的總數(100個)來除，經此，求出初析肥粒鐵的面積率(%)。於5視野的照片之各個進行同樣的作業，求出面積率(%)的平均值。
波來鐵塊狀體的尺寸的測定方面，使用EBSP解析裝置及FE-SEM(Field-Emission Scanning Electron Microscope、電解放出型掃瞄電子顯微鏡)。
經由EBSP解析裝置測定切斷試驗片的縱剖面的D/4的位置。從EBSP的解析資料，把結晶方位差(斜角)超過15°的邊界(大角度晶界)作為晶粒界，定義「bcc-Fe晶粒」，決定bcc-Fe平均粒徑。此時，測定領域為200μm×400μm，測定步驟為1.0μm間隔做測定。表示測定方位的可靠性之信心度指標(Confidence Index)為0.1以下的測定點係從解析對象刪除。
之後，鏡面研磨切斷試驗片的縱剖面，藉由 硝太蝕劑蝕刻顯現出組織。以與進行EBSP的測定的視野為相同視野，經由FE-SEM，進行組織觀察。從EBSP的解析資料，隨機選擇20個以上與波來鐵塊狀體對應之晶粒，測定各個晶粒尺寸。把晶粒尺寸的平均值作為波來鐵塊狀體的平均尺寸(平均塊狀體尺寸)。
為了球狀化度的測定，把切斷試驗片做短時間球化處理。短時間球化處理，係把切斷試驗片真空封入到容器內，用空氣氛圍爐(air atmosphere furnace)以750℃均熱維持2小時，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻到680℃，之後輻射冷卻。短時間球化處理中的處理時間為大約9小時，與一般的球化處理的處理時間(約13小時)相比，縮短約30%。
之後的球狀化度的測定，係把鏡面研磨過的縱剖面試樣藉由苦酸蝕刻(picral etching)顯現出組織，在D/4位置使用光學顯微鏡以倍率400倍做5視野觀察，把各視野的球狀化度根據JIS G3539：1991的附圖以No.1~No.4做評量，算出5視野的平均值。意味著球狀化度越小，越是良好的球狀化組織。
球化處理後的硬度的測定，係對鏡面研磨過的縱剖面試樣，使用維克氏硬度計，在D/4位置以荷重1kgf做5點， 求其平均值(HV)。
把以上述(1)~(5)的要領做過評量之球化處理前的組織、及球化處理後的球狀化度及硬度，表示於表3。尚且，作為目標的球狀化度為3.0。而且，因為C、Si及Mn含量，鋼被要求的硬度有所不同。因此，作為目標的硬度(在表3記載為「目標硬度」)，係根據C、Si及Mn的含量，規定成式子(8)。
目標硬度=88.4×Ceq+88.0 (8)
但是，Ceq=[C%]+0.2×[Si%]+0.2×[Mn%]，[C%]、[Si%]及[Mn%]係分別表示以質量%所示之C、Si及Mn的含量。
由表3的結果，可以考察如下。表3的No.1~30為滿足在全都本發明的實施方式規定之全部要件之例，於短時間球化處理後，球狀化度及硬度全都達成目標。
另一方面，表3的No.31~40為不滿足在本發明的實施方式規定之要件之例，於短時間球化處理後，球狀化度及/或是硬度未達目標。
No.31及32係使用了Cr含量多，且不滿足式子 (1)之鋼種P(表1)的緣故，球化處理後的硬度比目標硬度硬。
No.33及36係加工溫度比1100℃高的緣故，前組織的波來鐵的平均塊狀體尺寸比25μm大。為此，球化處理後的球狀化度超過3.0。
No.34及39，係第3冷卻的冷卻速度比4℃/秒慢的緣故，前組織的波來鐵的平均塊狀體尺寸比25μm大。為此，球化處理後的球狀化度超過3.0。
No.35、37及40，係第2冷卻的冷卻速度比1℃/秒快的緣故，前組織的初析肥粒鐵的面積率比目標值低。為此，球化處理後的硬度比目標硬度硬。
No.38，係第1冷卻的冷卻速度比7℃/秒慢的緣故，前組織的波來鐵的平均塊狀體尺寸比25μm大。為此，球化處理後的球狀化度超過3.0。
本發明包含以下的樣態。
一種冷加工用機械構造用鋼，係含有：C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：超過0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.01質量%~0.1質量%、以及N：0質量%~0.015質量%； 剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質所組成；鋼的金相組織具有初析肥粒鐵及波來鐵；相對於全組織之初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率為90%以上；相對於全組織之初析肥粒鐵的面積率為(1-1.25×[C%])×80%以上；上述波來鐵的平均塊狀體尺寸為25μm以下。
其中，[C%]表示以質量%所示之C的含量。
如樣態1的冷加工用機械構造用鋼，其中，bcc-Fe晶粒的平均圓相當直徑為15~35μm。
如樣態1或是2的冷加工用機械構造用鋼，係更含有從Cr：超過0質量%且0.5質量%以下、Cu：超過0質量%且0.25質量%以下、Ni：超過0質量%且0.25質量%以下、Mo：超過0質量%且0.25質量%以下及B：超過0質量%且0.01質量%以下所構成的群中選擇1種以上者，且滿足下述式子(1)。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 (1)
其中，[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]及[Mo%]係分別表示以質量%所示之Cr、Cu、Ni及Mo的含量。
如樣態1~3中任意一個的冷加工用機械構造用鋼，其中，更含有Ti：超過0質量%且0.1質量%以下者。
一種如樣態1~4中任意一個的冷加工用機械構造用鋼之製造方法，其中，以以下的順序進行製程：以950℃~1100℃的終飾壓延溫度進行終飾壓延之製程；以從前述終飾壓延溫度到800℃，以7℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻之製程；從800℃到710℃，以1℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻之製程；以及從710℃到600℃，以4~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻之製程。
有關本發明的實施方式之冷加工用機械構造用鋼，係適合在藉由冷鍛、冷壓鍛或是冷滾壓等的冷加工而製造之各種零件的原材料。鋼的型態沒有特別限定，但例如可以是線材或是棒鋼等的壓延材。
於前述零件，例如，包含電裝零件等的汽車用零件、及各種機械零件等的施工機械用零件，具體方面，涵蓋： 螺栓、螺絲、螺帽、插座、球接頭、內管、扭力桿、離合器箱、籠(cage)、罩殼、轂、蓋、盒、墊圈座、挺桿、鞍座、閥、內殼、離合器、套筒、外環、鏈輪、芯、定子、砧座、輻、搖臂、支架(body)、凸緣、滾筒、接頭、連接器、帶輪、金屬具、軛、接口管、升閥器、火星塞、小齒輪、轉向軸、共用軌條等。有關本發明的實施方式之鋼，係在產業上有用之作為適合用在作為上述的零件的原材料之機械構造用鋼，製造上述的各種零件時的室溫中的變形阻抗低，可以發揮優異的冷加工性。
本申請案係以申請日2016年7月4日之日本專利申請案特願2016-132753號為基礎提出申請並主張優先權。參閱日本特願第2016-132753號案並納入到本說明書。
Claims (5)
- 一種冷加工用機械構造用鋼，係含有：C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：超過0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.01質量%~0.1質量%、以及N：0質量%~0.015質量%；剩餘部分是由鐵及不可避免的雜質所組成；鋼的金相組織具有初析肥粒鐵及波來鐵；相對於全組織之初析肥粒鐵及波來鐵的總和面積率為90%以上；相對於全組織之初析肥粒鐵的面積率為(1-1.25×[C%])×80%以上；上述波來鐵的平均塊狀體尺寸為25μm以下；其中，[C%]為表示以質量%所示之C的含量。
- 如請求項第1項的冷加工用機械構造用鋼，其中，bcc-Fe晶粒的平均圓相當直徑為15~35μm。
- 如請求項第1項或是第2項的冷加工用機械構造用鋼，其中， 更含有以下的(a)及(b)中至少其中一方者：(a)由Cr：超過0質量%且0.5質量%以下、Cu：超過0質量%且0.25質量%以下、Ni：超過0質量%且0.25質量%以下、Mo：超過0質量%且0.25質量%以下、以及B：超過0質量%且0.01質量%以下所構成的群中選擇1種以上，且滿足下述式子(1)：[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]≦0.75 (1)其中，[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]及[Mo%]為分別表示以質量%所示之Cr、Cu、Ni及Mo的含量；(b)Ti：超過0質量%且0.1質量%以下。
- 一種如請求項第1項或是第2項的冷加工用機械構造用鋼之製造方法，其中，以以下的順序進行製程：以950℃~1100℃的終飾壓延溫度進行終飾壓延之製程；以從前述終飾壓延溫度到800℃，以7℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻之製程；從800℃到710℃，以1℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻之製程；以及從710℃到600℃，以4~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻之製程。
- 一種如請求項第3項的冷加工用機械構造用鋼之製造方法，其中，以以下的順序進行製程：以950℃~1100℃的終飾壓延溫度進行終飾壓延之製程；以從前述終飾壓延溫度到800℃，以7℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻之製程；從800℃到710℃，以1℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻之製程；以及從710℃到600℃，以4~20℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻之製程。
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TWI799142B (zh) * | 2021-02-26 | 2023-04-11 | 日商神戶製鋼所股份有限公司 | 冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法 |
| CN116024502A (zh) * | 2022-12-29 | 2023-04-28 | 中国重汽集团济南动力有限公司 | 一种高强度高延伸率的轻量化鞍座壳体及其制备方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111218615A (zh) * | 2020-02-11 | 2020-06-02 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种供冷撵轴承圈套用无缝钢管及其制备方法 |
| CN112981228A (zh) * | 2021-01-20 | 2021-06-18 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种良好冷锻性能的变速器传动齿轴用钢棒材及制造方法 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3742232B2 (ja) * | 1998-10-13 | 2006-02-01 | 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 |
| KR101382664B1 (ko) * | 2009-11-17 | 2014-04-07 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 저온 어닐링용 강선 및 그 제조 방법 |
| CN102741441B (zh) * | 2010-03-02 | 2013-09-11 | 新日铁住金株式会社 | 冷锻性优良的钢丝及其制造方法 |
| JP5618917B2 (ja) * | 2011-06-23 | 2014-11-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 |
| KR101599163B1 (ko) * | 2011-08-26 | 2016-03-02 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품과 그들의 제조 방법 |
| JP5357994B2 (ja) * | 2011-12-19 | 2013-12-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| JP5486634B2 (ja) * | 2012-04-24 | 2014-05-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| WO2014208492A1 (ja) * | 2013-06-24 | 2014-12-31 | 新日鐵住金株式会社 | 高炭素鋼線材及びその製造方法 |
| JP2016020537A (ja) * | 2014-06-16 | 2016-02-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| JP6164193B2 (ja) * | 2014-10-20 | 2017-07-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
-
2016
- 2016-07-04 JP JP2016132753A patent/JP6838873B2/ja active Active
-
2017
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- 2017-06-27 TW TW106121461A patent/TW201812048A/zh unknown
Cited By (2)
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