TW202239985A - 冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法 - Google Patents

冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明的冷間加工用機械構造用鋼，係含有C：0.30~ 0.45質量%、Si：0.10~0.40質量%、Mn：0.50~1.00質量%、P：0.050質量%以下、S：0.050質量%以下、Cr：0.80~1.30質量%、Al：0.01~0.10質量%、以及其餘部分：由鐵及不可避免的雜質所組成；初析肥粒鐵的面積率為10%以上且70%以下；並且含有從變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵之中所選出的1種以上；差排密度為3.5×10 14m -2以上。

Description

冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法
本說明書所揭示的內容是關於：冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法。
在製造汽車用零件、建設機械用零件等的各種零件時，有很多的情況，是基於可帶給含碳鋼或合金鋼之類的熱間輥軋材也具有冷間加工性之目的，而實施了球狀化退火處理。針對於已經藉由實施了球狀化退火處理而提高了冷間加工性之輥軋材，進行冷間加工，並且因應必要又實施了切削加工之類的機械加工，以將其成形為特定的形狀，然後，實施淬火暨回火處理來進行最終的強度調整。
近年來，基於節約能源的考量，球狀化退火的條件受到重新審視，特別是針對於球狀化退火短時間化的要求。如果能夠削減球狀化退火之處理時間的話，就能夠期待削減與該時間相應的能源消耗量以及削減CO 2的排出量。
然而，如果是使用習知的熱間輥軋材，並且大幅地縮短球狀化退火處理的時間(以下，有時候也稱為「球狀化退火時間」)的話，作為雪明鐵之球狀化程度的指標之球狀化度將會惡化，很難將鋼予以充分地軟質化，因而冷間加工性將會變不好，所以想要將球狀化退火時間予以短時間化，並不是一件很容易的事。因此，業者們正在努力地開發新的技術，也就是，即使縮短了球狀化退火時間的情況下，還是可以將鋼予以充分地軟質化的技術。
例如：專利文獻1所揭示的機械構造用鋼，是將具有既定的成分之輥軋材，予以製作成：初析肥粒鐵的面積率為30%以上且70%以下，肥粒鐵結晶粒的平均粒徑為5~15μm，藉此，即使縮短球狀化退火時間，還是能夠確保冷間成形性。 [先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2020-125538號公報
[發明所欲解決之問題]
藉由使用專利文獻1所揭示的機械構造用鋼，可以將以往需要花費15個小時左右之球狀化退火時間(在既定的保持溫度下的保持時間以及從保持溫度起迄既定的空冷開始溫度為止的冷卻時間之合計)予以縮短為10個小時左右。但是，想要圖謀縮短球狀化退火時間的需求是較諸以往更為增加，因此，即使是使用了專利文獻1所揭示的機械構造用鋼，還是會有無法對應這種需求之問題。
本發明是有鑑於這種狀況而開發完成的，係提供：冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法，其係在例如750℃左右之比較低的球狀化退火溫度下，即使將球狀化處理時間控制在較諸例如10個小時更明顯地縮短(明顯地較諸以往的球狀化處理時間更縮短)，還是能夠充分地將其軟質化。 [解決問題之技術手段]
本發明之第一種態樣，是一種冷間加工用機械構造用鋼，係含有 C ：0.30~0.45質量%、 Si ：0.10~0.40質量%、 Mn：0.50~1.00質量%、 P ：0.050質量%以下、 S ：0.050質量%以下、 Cr：0.80~1.30質量%、 Al：0.01~0.10質量%、以及 其餘部分：由鐵及不可避免的雜質所組成， 初析肥粒鐵的面積率為10%以上且70%以下， 並且含有從變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵之中所選出的一種以上； 差排密度為3.5×10 14m -2以上。
本發明之第二種態樣，是如第一種態樣所述之冷間加工用機械構造用鋼，其中，前述初析肥粒鐵的平均結晶粒徑為6μm以下。
本發明之第三種態樣，是如第一種態樣或第二種態樣所述之冷間加工用機械構造用鋼，其中，還含有從 Cu：0.25質量%以下(不含0質量%)、 Ni：0.25質量%以下(不含0質量%)、以及 Mo：0.40質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上。
本發明之第四種態樣，是如第一種態樣至第三種態樣之任一種態樣所述之冷間加工用機械構造用鋼，其中，還含有從 Ti：0.20質量%以下(不含0質量%)、 Nb：0.20質量%以下(不含0質量%)、以及 V ：1.50質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上。
本發明之第五種態樣，是如第一種態樣至第四種態樣之任一種態樣所述之冷間加工用機械構造用鋼，其中，還含有從 N  ：0.01質量%以下(不含0質量%)、 Mg ：0.02質量%以下(不含0質量%)、 Ca ：0.05質量%以下(不含0質量%)、 Li ：0.02質量%以下(不含0質量%)、以及 REM(稀土金屬)：0.05質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上。
本發明之第六種態樣的冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，是用來製造如第一種態樣至第五種態樣之任一種態樣所述之冷間加工用機械構造用鋼，係包含： (a)工序，係在高於800℃且1000℃以下的加工溫度T0下，以20%以上的壓縮率來進行熱間加工的工序； (b)工序，係在前述(a)工序之後，以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻直到670℃以上且730℃以下的第1冷卻溫度T1為止的工序； (c)工序，係在前述(b)工序之後，以前述第1冷卻溫度T1來進行保持10~600秒鐘的保持時間t1的工序；以及 (d)工序，係在前述(c)工序之後，以5℃/秒以上的第2冷卻速度CR2進行冷卻直到550℃以下的第2冷卻溫度T2為止的工序。
本發明之第七種態樣之鋼線的製造方法，是對於以第六種態樣所述之方法製造出來的冷間加工用機械構造用鋼，進行了：退火處理、球狀化退火處理、抽線加工、塑型加工、以及淬火暨回火處理之其中一種以上的工序。 [發明之效果]
根據本發明的其中一種實施方式，係可以提供：即使是以比較低的球狀化退火溫度，並且是以較諸以往所實施的球狀化退火時間更明顯地縮短的時間，也能夠充分地予以軟質化的冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法。
本發明人等試著從各式各樣的角度進行了檢討。然後找到了一種創見，就是：藉由將具有既定的成分之冷間加工用機械構造用鋼，予以製作成含有適量的初析肥粒鐵，也就是以面積率計，含有10%以上且70%以下之適量的初析肥粒鐵，並且在金屬組織中之初析肥粒鐵以外的部分，是含有從變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵之中所選出的一種以上，而且將差排密度設定為3.5×10 14m -2以上的話，即使在進行球狀化退火處理的過程中，是以比較低的溫度，並且是以明顯較短的時間來進行球狀化退火處理，也能夠實現可以充分地軟質化的冷間加工用機械構造用鋼。
此外，也又找到了另一種創見，就是：針對於具有既定的組成分的鋼，實施了下列的(a)工序至(d)工序，即可製造出上述這種冷間加工用機械構造用鋼， (a)工序，係在高於800℃且1000℃以下的加工溫度T0下，以20%以上的壓縮率來進行熱間加工的工序； (b)工序，係在前述(a)工序之後，以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻直到670℃以上且730℃以下的第1冷卻溫度T1為止的工序； (c)工序，係在前述(b)工序之後，以前述第1冷卻溫度T1來進行保持10~600秒鐘的保持時間t1的工序；以及 (d)工序，係在前述(c)工序之後，以5℃/秒以上的第2冷卻速度CR2進行冷卻直到550℃以下的第2冷卻溫度T2為止的工序。
茲詳細說明本發明的實施方式如下。 此外，在本說明書中所稱的「線材」，係指：輥軋線材之意，也就是經歷過熱間輥軋(熱軋)及其後續之冷卻至室溫為止的冷卻工序後之線狀的鋼材。再者，所稱的「鋼線」，係指：針對於上述輥軋線材實施退火等的處理來調整過特性後之線狀的鋼材。
＜1. 化學組成分＞ 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，係含有C：0.30~0.45質量%、Si：0.10~0.40質量%、Mn：0.50~1.00質量%、P：0.050質量%以下、S：0.050質量%以下、Cr：0.80~1.30質量%、以及Al：0.01~0.10質量%。 以下將詳細說明各元素。
(C：0.30~0.45質量%) C是強度賦予元素，如果低於0.30質量%的話，無法獲得最終製品所需要的強度。另一方面，如果超過0.45質量%的話，鋼的冷間加工性及韌性會降低。因此，將C含量設定在0.30~0.45質量%。C含量是在0.43質量%以下為宜，更好是在0.40質量%以下。因為這樣的話，可以讓更多的初析肥粒鐵析出之緣故。
(Si：0.10~0.40質量%) Si係可以作為脫氧元素，以及基於利用固溶體硬化來增加最終製品的強度之目的，而含有之用來提高強度的元素。想要使其有效地發揮這種效果，必須將Si含量設定在0.10質量%以上。另一方面，Si含量太多的話，硬度將會過度地上昇而導致鋼的冷間加工性惡化。因此，乃將Si含量設定在0.40質量%以下。
(Mn：0.50~1.00質量%) Mn是藉由淬火硬化性的提昇來增加最終製品的強度之有效的元素。想要使其有效地發揮這種效果，必須將Mn含量設定在0.50質量%以上。另一方面，Mn含量太多的話，硬度將會上昇而導致鋼的冷間加工性惡化。因此，乃將Mn含量設定在1.00質量%以下。
(P：0.050質量%以下) P是不可避免地含在鋼中的元素，會偏析在鋼中的晶粒邊界，而成為鋼的延性惡化之原因。因此，乃將P含量設定在0.050質量%以下。
(S：0.050質量%以下) S是不可避免地含在鋼中的元素，以MnS的形態存在於鋼中而導致鋼的延性惡化，因此是會導致鋼的冷間加工性惡化之有害元素。因此，乃將S含量設定在0.050質量%以下。
(Cr：0.80質量%以上且1.30質量%以下) Cr是藉由鋼材之淬火硬化性的提昇來增加最終製品的強度之有效的元素。想要使其有效地發揮這種效果，必須將Cr含量設定在0.80質量%以上。這種效果是隨著Cr含量的增加而變大。然而，Cr含量太多的話，強度變得太高而會導致鋼的冷間加工性惡化，因此乃設定在1.30質量%以下。
(Al：0.01質量%以上且0.10質量%以下) Al係用來作為脫氧劑，並且可與N結合而析出成AlN，是可以用來防止在加工時結晶粒異常成長因而導致強度降低的元素。想要使其有效地發揮這種效果，必須將Al含量設定在0.01質量%以上，更好是在0.015質量%以上，更優是在0.020質量%以上。但是，Al含量太多的話，將會生成太多的Al 2O 3而導致冷間鍛造性惡化。因此，乃將Al含量設定在0.10質量%以下，更好是在0.090質量%以下，更優是在0.080質量%以下。
基本成分是如上所述的這幾種元素，在一種較佳的實施方式中，其餘部分是鐵及不可避免的雜質。不可避免的雜質，是因為原料、資材、製造設備等的狀況而被夾帶進來且可容許其混入的元素(例如：B、As、Sn、Sb、Ca、O、H等)。 此外，例如：P及S之類的元素，通常雖然是被視為含量愈少愈好之不可避免的雜質，但是，如果被當成鋼的化學組成分的情況下，就是以上述的方式，必須將其含量範圍另外地規定出來。因此，在本說明書中，所稱的構成其餘部分之「不可避免的雜質」的概念，係指：必須將其含量範圍另外地規定出來之元素以外的元素而言。
(其他的選擇性元素) 此外，在本發明之其他的較佳實施方式中，也可以在不損及本發明之實施方式的作用之範圍內，因應必要而又含有上述元素以外的元素。以下，將列示出這些選擇元素的例子。將會相應於所含有的元素成分而使得鋼的特性進一步受到改善。 再者，在其他之選擇元素中所記載的「不含0質量%」，係指：作為雜質而不可避免地含有的量(被視為雜質程度的量)以外之刻意地進行添加之意。
(從Cu：0.25質量%以下(不含0質量%)、Ni：0.25質量%以下(不含0質量%)及Mo：0.40質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上) Cu：0.25質量%以下(不含0質量%)、Ni：0.25質量%以下(不含0質量%) Cu及Ni都是可以提高淬火硬化性，並且對於提高製品強度可以有效地作用之元素。這種作用是隨著這些元素含量的增加而增大，想要有效地使其發揮這種作用，Cu及Ni的含量是分別設定在0.05質量%以上為宜，更好是在0.08質量%以上，更優是在0.10質量%以上。但是，含量太多的話，將會生成太多的過冷組織，強度變得太高而導致冷間鍛造性降低。因此，將Cu及Ni的含量分別設定在0.25質量%以下為宜。更好是在0.22質量%以下，更優是在0.20質量%以下。此外，Cu及Ni既可以分別單獨地含有，也可以同時含有這兩種元素。如果是同時含有Cu及Ni這兩種元素的話，其含量只要分別是落在上述範圍內的含量即可。
Mo：0.40質量%以下(不含0質量%) Mo係可藉由提高鋼材的淬火硬化性來增加最終製品的強度之有效的元素，因此，也可以刻意地添加而含有Mo。這種效果是隨著Mo含量的增加而變大。然而，Mo含量太多的話，強度變得太高而導致鋼的冷間加工性惡化。尤其是如果在鋼中同時含有Mo和Cr的話，鋼在進行球狀化退火處理之後，難以獲得明顯的軟質化。因此，將Mo含量設定在0.40質量%以下。
(從Ti：0.20質量%以下(不含0質量%)、Nb：0.20質量%以下(不含0質量%)、及V：1.50質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上) Ti、Nb及V這三種元素，都是可與N結合而形成化合物(氮化物)來使得鋼中的固溶N量降低，因而能夠獲得降低變形阻力的效果。想要使其發揮這種效果，Ti、Nb及V的含量分別是設定在0.05質量%以上為宜，更好是在0.06質量%以上，更優是在0.08質量%以上。但是，這三種元素的含量太多的話，氮化物的數量會增加，變形阻力會上昇而導致冷間鍛造性惡化，因此，Ti、Nb的含量分別是在0.20質量%以下為宜，更好是在0.18質量%以下，更優是在0.15質量%以下，而V的含量則是在1.50質量%以下為宜，更好是在1.30質量%以下，更優是在1.00質量%以下。此外，Ti、Nb及V都可以分別單獨地含有，也可以同時含有兩種以上，如果是同時含有兩種以上的話，其含量只要分別是落在上述範圍內的含量即可。
(從N：0.01質量%以下(不含0質量%)、Mg：0.02質量%以下(不含0質量%)、Ca：0.05質量%以下(不含0質量%)、Li：0.02質量%(不含0質量%)、以及稀土金屬元素(Rare Earth Metal；REM)：0.05質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上) N雖然是不可避免地含在鋼中的雜質，但是，如果在鋼中含有固溶N的話，將會因為應變時效作用而導致硬度上昇、延性降低，進而導致冷間鍛造性惡化。因此，乃將N含量設定在0.01質量%以下為宜，更好是在0.009質量%以下，更優是在0.008質量%以下。此外，Mg、Ca、Li以及REM(稀土金屬元素)，具有可使得MnS等的硫化化合物系夾雜物產生球狀化的作用，是用來提高鋼的延展性很有效的元素。這種作用雖然是隨著其含量的增加而增大，但是，想要使其有效地發揮這種作用的話，Mg、Ca、Li以及REM的含量，分別是設定在0.0001質量%以上為宜，更好是在0.0005質量%以上。但是，含量太多的話，其效果將會趨於飽和，無法再期待其與含量相應的效果，因此，Mg及Li的含量分別是設定在0.02質量%以下為宜，更好是在0.018質量%以下，更優是在0.015質量%以下。Ca和REM的含量分別是設定在0.05質量%以下為宜，更好是在0.045質量%以下，更優是在0.040質量%以下。此外，N、Ca、Mg、Li及REM，都可以分別單獨地含有，也可以同時含有兩種以上，如果是同時含有兩種以上的話，其含量只要分別是落在上述範圍內的含量即可。 REM的含量，係指：Sc、Y的兩種元素與從La起迄Lu為止的15種元素之合計17種元素的合計含量，而所謂的含有REM，則係指：含有從這17種元素所選出的一種以上的元素之意。
＜2. 金屬組織＞ 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，以面積率計，係含有：10%以上且70%以下的初析肥粒鐵。初析肥粒鐵是有助於球狀化退火後之鋼的軟質化。但是，單純只是含有初析肥粒鐵的話，還是無法實現：以較低的溫度及較短的時間即可將球狀化退火後之鋼予以充分地軟質化。 因此，本發明人等，又找到了一種創見，就是：藉由提高差排密度，即使以較低的溫度及較短的時間來實施球狀化退火，也可以抑制硬度以及硬度的不一致度(分佈偏差)，而可將鋼充分地軟質化。
具體而言，初析肥粒鐵以外的部分(其餘部分的金屬組織)是含有：從變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中所選出的一種以上。如以下所詳述地這樣，變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中，只要經過適當的加工熱處理，即可提高其內部的差排密度。如此一來，可以使得整體的差排密度(亦即，所有的金屬組織之整體的平均值)達到3.5×10 14m -2以上。
[2-1. 初析肥粒鐵之面積率：10%以上且70%以下] 藉由在金屬組織中存在著較多的初析肥粒鐵，在進行球狀化退火的過程中，可以促進雪明鐵之類的碳化物的凝集和球狀化，其結果，能夠降低鋼的硬度。基於這種觀點考量，必須將初析肥粒鐵的面積率維持在10%以上。初析肥粒鐵的面積率是在20%以上為宜，更好是在30%以上，更優是在40%以上。另一方面，如果想要獲得超過70%的面積率之初析肥粒鐵，需要非常長時間的慢速冷卻以及保持時間之類的特別處理，因此，難以使用一般的量產設備。所以乃將初析肥粒鐵之面積率的上限設定在70%。
初析肥粒鐵等之特定的金屬組織的面積率，是先在金屬組織的照片上畫出格子狀線，然後計算有該金屬組織存在之交點(格子點)的點數，從所計算出來的點數值與全部的交點數的比率，可以求出金屬組織的面積率。在計算點數時，如果初析肥粒鐵等之對象的金屬組織與其他金屬組織的境界剛好落在交點上的情況下，則計為0.5點。 此外，想要進行觀察金屬組織的位置，是取中心部與表面的中間點，換言之，如果是線材的話，是取從表面起算之位於線材的直徑D的四分之一的位置(D/4位置)。
[2-2. 含有從變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中所選出的一種以上] 除了上述的初析肥粒鐵之外，還含有：從變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中所選出的一種以上。 變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中，係如後述般地，只要藉由實施了適當的加工熱處理，即可提高隨著變態而形成在內部之差排的密度。並且因為形成了這種差排密度較高的金屬組織，可使得整體的差排密度高達3.5×10 14m -2以上。
變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中，可以是含有其中一種，也可以是含有兩種以上。 又，變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中的其中一種或兩種以上的含量(面積率)，只要是能夠使得整體的差排密度達到3.5×10 14m -2以上的數值的話即可。變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中的合計含量(存在於變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中的合計含量)相對於前述的初析肥粒鐵以外之整個金屬組織(其餘部分金屬組織)，以面積率計，係以達到50%以上為宜，70%以上更好。 其餘部分的金屬組織整體是由變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中的一種以上所組成的更優。因為如果是這樣的話，就可以更容易獲得所期望的差排密度。此外，所稱的「其餘部分的金屬組織整體是由變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中的一種以上所組成」，也可以是包含：以較窄的視野面積進行觀察後的結果，在其餘部分的金屬組織中，並未觀察到變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵以外的金屬組織，但是，以較寬的視野面積進行觀察的結果，可以觀察到少量的變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵以外的金屬組織之情況。
再者，在本說明書中所使用的「波來鐵」之用語，係指：不僅是可以明確地觀察到所謂的層狀組織之形態，也包含雪明鐵被分斷而並未形成明顯的層狀構造之所謂的「細微波來鐵」之概念。 波來鐵是由細微波來鐵所組成的為宜。因為如果是這樣的話，就可以更容易獲得所期望的差排密度。
[2-3. 差排密度是3.5×10 14m -2以上] 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，差排密度是3.5×10 14m -2以上，更好是5×10 14m -2以上。藉由具有較高的差排密度，在進行球狀化退火處理時，可以促進碳化物的分斷及固溶。其結果，即使是以較低的溫度且以較短的時間來進行了球狀化退火處理的情況下，還是能夠抑制硬度的不一致度(分佈偏差)，而能夠予以充分的軟質化。 更好的差排密度是在1×10 16m -2以下。因為如果差排密度超過1×10 16m -2的話，有時候將會因為進行球狀化退火處理時之熱處理條件的差異，因而會有導致球狀化退火後之差排密度變得太高且硬度變得太高之虞慮。
這種較高的差排密度，如果只是單純地含有變韌鐵、麻田散鐵以及波來鐵之中的一種以上的話，並無法達成，而是必須如後述般地，藉由實施了適當的加工熱處理，來增加隨著變態而被導入的差排，才可以達成。
求出差排密度的詳細方法，係如實施例所示般地，先進行X射線繞射，從根據威廉森-霍爾(Williamson- Hall(WH)) 法所測得的變形量(格子變形量)與伯格斯向量的數值計算出來的。
[2-4. 初析肥粒鐵的平均結晶粒徑是6μm以下] 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，合宜的初析肥粒鐵之平均結晶粒徑是6μm以下。這是因為藉由將初析肥粒鐵的平均結晶粒徑控制在6μm以下，可以更確實地抑制球狀化退火後之硬度的不一致度(分佈偏差)之緣故。
＜3. 製造方法＞ 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，係如以下所詳細說明般地，在既定的溫度域內進行了既定的熱間加工之後，以既定的條件來進行包含了冷卻及保持某特定時間在內的加工熱處理，而能夠製造出來。 圖1係顯示本發明之冷間加工用構造用鋼的製造方法中之鋼材的加工熱處理模式(加工熱處理歷程)之示意圖。圖1所示的製造方法，是針對於具有上述的化學組成分之例如線材之類的鋼材，實施包含下列(a)工序~(d)工序的加工熱處理。 (a) 工序，係在超過800℃且1000℃以下的加工溫度T0下，進行20%以上的壓縮率之熱間加工的工序。 (b)工序，係在(a)工序之後，以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻至670℃以上且730℃以下的第1冷卻溫度T1為止的工序。 (c)工序，係在(b)之後，在第1冷卻溫度T1下，予以保持10~600秒的保持時間t1之期間的工序。 (d)工序，係在(c)之後，以5℃/秒以上的第2冷卻速度CR2進行冷卻至550℃以下的第2冷卻溫度T2為止的工序。 以下將針對各工序進行說明。
[(a)工序：在超過800℃且1000℃以下的加工溫度T0下，以20%以上的壓縮率進行熱間加工的工序] 如圖1所示般地，將具有上述的化學組成分的鋼材(例如：線材)加熱至溫度T0(加工溫度T0)來進行熱間加工。加工溫度T0是超過800℃且1000℃以下。又，熱間加工的壓縮率是設定在20%以上。 為了確保必要量的初析肥粒鐵，乃將加工溫度T0設定在1000℃以下，並且將熱間加工的壓縮率設定在20%以上。又，藉由將加工溫度T0設定在1000℃以下，且將熱間加工的壓縮率設定在20%以上，也具有可使得初析肥粒鐵粒細微化的效果。 如果加工溫度T0降到800℃以下的話，在接下來所進行的冷卻時，將會促成高溫域中的變態，無法使得差排密度達到3.5×10 14m -2以上，因此將加工溫度T0設定在超過800℃。
熱間加工，只要是能夠將壓縮率達到20%以上的話，無論是哪一種形態的熱間加工皆可。熱間加工的例子，可以舉出：沖壓加工及輥軋加工。 壓縮率，是以下列的方式來進行計算。 ＜實施沖壓加工的情況之壓縮率(這種情況的壓縮率也可以稱為軋縮率)＞
Figure 02_image001
h1：加工前之鋼材的高度、h2：加工後之鋼材的高度 ＜利用輥軋加工製得線材的情況之壓縮率(這種情況的壓縮率也可以稱為減面率)＞
Figure 02_image003
S1：加工前之鋼材的斷面積、h2：加工後之鋼材的斷面積 可以是只要一次的熱間加工就達到20%以上的壓縮率，或者也可以是在保持於溫度T0的狀態下進行複數次的熱間加工，來使得總壓縮率達到20%以上。
[(b)工序：在(a)工序之後，以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻至670℃以上且730℃以下的第1冷卻溫度T1為止的工序] 在(a)工序之後，如圖1所示般地，以第1冷卻速度CR1進行冷卻至第1冷卻溫度T1為止。第1冷卻溫度T1是設定在670℃以上且730℃以下。第1冷卻速度CR1是設定在5℃/秒以上。藉由以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻至第1冷卻溫度T1為止，可以讓所製得的冷間加工用構造用鋼的差排密度達到3.5×10 14m -2以上。又，藉由將第1冷卻速度CR1設定在5℃/秒以上，可以將初析肥粒鐵粒細微化。 冷卻速度，係可以使用熱電偶之類的接觸型溫度計來接觸鋼材以進行測定冷卻速度。此外，更簡便的方法，也可以使用非接觸型的溫度計來測定鋼材的表面溫度。
[(c)工序：在(b)工序之後，在第1冷卻溫度T1下進行保持10~600秒的保持時間t1之工序] 在(b)工序之後，如圖1所示般地，在第1冷卻溫度T1下進行保持達到保持時間t1的期間。 保持時間t1設定在10~600秒，更好是在10~400秒、更優是在10~200秒。為了獲得10~70%之面積率的初析肥粒鐵量，必須將在第1冷卻溫度T1下的保持時間t1設定在10秒以上。另一方面，如果保持時間t1超過600秒的話，從第1冷卻溫度T1更進一步進行冷卻時，將會發生相變態，因而將會有導致差排密度低於3.5×10 14m -2之虞慮。又，如果保持時間t1太長的話，C和其他的合金元素將會濃縮在沃斯田鐵中，將會抑制在其後續的冷卻過程中所進行之肥粒鐵的成長，會有難以確保充分的肥粒鐵面積率之可能性，因此乃將保持時間t1設定在600秒以下。保持時間t1，更好是在400秒以下，更優是在200秒以下。
[(d)工序：在(c)工序之後，以5℃/秒以上的第2冷卻速度CR2進行冷卻至550℃以下的第2冷卻溫度T2為止之工序] 在(c)工序之後，如圖1所示般地，以第2冷卻速度CR2進行冷卻至第2冷卻溫度T2為止。第2冷卻溫度T2是設定在550℃以下。又，第2冷卻速度CR2是設定在5℃/秒以上。第2冷卻速度CR2是設定在50℃/秒以下為宜。為了要使所製得的冷間加工用構造用鋼的差排密度達到3.5×10 14m -2以上，在第1冷卻溫度T1起迄550℃以下的溫度T2的期間，是以5℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻。
至於在(d)工序之後，所進行的冷卻至較諸第2冷卻溫度T2更低溫度的冷卻處理，在圖1所示的實施方式的例子，係顯示：先在第2冷卻溫度T2下進行保持達到保持時間t2，然後，以第3冷卻速度CR3(例如：以爐冷、放冷或急冷(例如：吹氣急冷)的方式)進行冷卻至室溫為止的作法。 但是，並不限定為這種方式，也可以進行別種方式的冷卻。別種方式冷卻的例子，也可以將第2冷卻溫度T2設定在室溫，再以第2冷卻速度CR2進行冷卻從第1冷卻溫度T1至室溫為止。 以第2冷卻溫度T2進行保持達到保持時間t2的情況下，是將第2冷卻溫度T2設定在400℃~550℃，且將保持時間t2設定在100~3000秒為宜。藉由將第2冷卻溫度T2設定在400℃以上，可以更容易就獲得所期望的肥粒鐵面積率。將第2冷卻溫度T2設定在500℃以上更好。藉由將第2冷卻溫度T2設定在550℃以下，可以更容易獲得較高的差排密度。將第2冷卻溫度T2設定在540℃以下更好。藉由將保持時間t2設定在100秒以上，可以更容易獲得所期望的肥粒鐵面積率。保持時間t2，更好是設定在150秒以上，更優是在210秒以上。藉由將保持時間t2設定在3000秒以下，既可確保較高的生產性。又可以更容易獲得較高的差排密度。保持時間t2，更好是在1500秒以下。 此外，也可以先以第2冷卻速度CR2進行冷卻至第2冷卻溫度T2之後，就不再進行保持(亦即，保持時間t2是0秒)，而是以和第2冷卻速度CR2不同的第3冷卻速度CR3，從第2冷卻溫度T2進行冷卻至室溫為止。這個時候的第3冷卻速度CR3，可以是較諸第2冷卻速度CR2更快，也可以是更慢。作為獲得第3冷卻速度CR3之冷卻方法的例子，可以舉出：爐冷、放冷或急冷(例如：吹氣急冷)。在這種情況下，第2冷卻速度CR2及第3冷卻速度CR3是設定在1~25℃/秒為宜。如果第2冷卻速度CR2及第3冷卻速度CR3是1℃/秒以上的話，可以更容易獲得較高的差排密度，如果第2冷卻速度CR2及第3冷卻速度CR3是25℃/以下的話，可以更容易獲得所期望的肥粒鐵面積率。
利用以上所說明的製造方法，能夠製得本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼。 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，雖然是被假定為：之後要被進行球狀化退火處理，但是，依照不同的需求，也可以是在球狀化退火處理之前或在球狀化退火處理之後，進行其他的加工(例如：抽線加工等)。 本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼，例如後述的實施例所示般地，即使是以750℃之所謂的較低的溫度，並且將球狀化退火時間(既定的保持溫度下的保持時間以及從保持溫度起迄既定的空冷開始溫度為止之冷卻時間的合計)只有5小時程度以下之較諸習知技術(專利文獻1所進行的球狀化退火時間為約11小時)更大幅地縮短，還是可以充分地予以軟質化。又，在本發明中，針對於利用上述製造條件而製得的鋼材(冷間加工用構造用鋼)進行了：退火、球狀化退火、抽線加工、塑型加工及淬火暨回火處理之中的一種以上的工序，可以製造出鋼線。此處所稱的鋼線，雖然係泛指：針對於以上述製造條件所製得的鋼材，進行了退火、球狀化退火、抽線加工、塑型加工、淬火暨回火處理等，來調整了特性之後的線狀鋼材，但是，也包含：除了上述退火等的工序之外，又經過在二次加工工廠內所進行的一般性的加工工序之後的線狀鋼材。
以上雖然是說明了本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，但是，理解了本發明之實施方式的冷間加工用機械構造用鋼所期望的特性之此一行業者，在經過試行錯誤之後，也會有可能可以找到上述製造方法以外的方法，用來製造具有本發明之實施方式所期望的特性之冷間加工用機械構造用鋼。 [實施例]
以下，將佐以實施例更具體地說明本發明。本發明並不受到以下的實施例之限制，只要是在符合前述及後述之發明要旨的範圍內，也可以加入適當的變更來加以實施，這些變更後的實施方式也都被包含在本發明之技術思想的範圍內。
Figure 02_image005
使用表1中所記載的鋼種1(SCM435)、鋼種2(SCM440)及鋼種3(SCR440)的輥軋材來製作出直徑8mm×長度12mm的加工變態點測定試驗用的試驗片。SCM435、SCM440及SCR440都是日本工業規格JISG4053所規定的鋼種。 此外，如表1所示，鋼種1及鋼種2雖然是含有Cu及Ni，但是都只是雜質程度的微量，亦即，Cu及Ni是屬於不可避免的雜質，並不是刻意添加進去的。又，鋼種3雖然是含有0.01質量%的Mo，但也是雜質程度的微量，亦即，鋼種3的Mo是屬於不可避免的雜質，並不是刻意添加進去的。
針對於製作出來的加工變態點測定試驗用的試驗片，使用加工變態點測定試驗用的試驗機，進行上述圖1所示的加工熱處理，製作出冷間加工用構造用鋼的樣品。 先以10℃/秒的速度進行加熱至加工溫度T0，到達加工溫度T0之後，保持300秒，然後，進行了兩次的沖壓加工來當作熱間加工。第一次的沖壓加工，是以50/秒的變形速度將試驗片的長度從12mm壓縮成7mm(ε=0.54)，經過5秒之後，進行第二次的沖壓加工，再以50/秒的變形速度將試驗片的長度從7mm壓縮成3mm(ε=0.85)。
表2係顯示出：加工溫度T0、第1冷卻溫度T1、第1冷卻速度CR1、保持時間t1、第2冷卻溫度T2以及第2冷卻速度CR2。此外，也將保持時間t2與第3冷卻速度CR3顯示於表2中作為參考。 樣品No.1-3及No.1-4，第2冷卻溫度T2是室溫，因此，是以第2冷卻速度CR2從第1冷卻溫度T1進行冷卻至室溫的樣品。樣品No.1-5、No.2-2及No.3-4，是在加工溫度T0進行了熱間加工之後，以30℃/秒的冷卻速度進行冷卻至室溫的樣品。 此外，如果是落在上述本發明之實施方式的製造方法所示的條件之外的情況的話，是在下方標註有底線。
Figure 02_image007
將加工熱處理後的樣品沿著中心軸切斷成四等分，而得到四個具有縱斷面的樣品。將其中的一個當作不實施球狀化退火處理的樣品(以下，稱為：球狀化退火前的樣品)，將另外一個當作實施了球狀化退火處理的樣品(以下，稱為：球狀化退火後的樣品)。球狀化退火處理，是分別將樣品置入真空密封管來進行的。
圖2係顯示球狀化退火條件(SA1)的示意圖。 球狀化退火處理，是以80℃/小時的加熱速度進行加熱至750℃並且保持一個小時之後，再以30℃/小時的冷卻速度進行冷卻至660℃，然後予以放冷。 亦即，球狀化退火溫度較低只有750℃而已，球狀化退火時間約為4.7小時，也是明顯地縮短。而且保持時間為1小時也是明顯地縮短。
針對於球狀化退火前的樣品，為了可以進行觀察其縱斷面，乃將其埋在樹脂內，然後(1)是進行測定初析肥粒鐵的面積率以及進行觀察初析肥粒鐵以外的組織；(2)是進行測定初析肥粒鐵的平均結晶粒徑；以及(3)是進行測定差排密度。 又，針對於球狀化退火後的樣品，也是與上述同樣地，為了可以進行觀察其縱斷面，乃將其埋在樹脂內，然後追加了(4)是進行測定了球狀化退火後的硬度及其不一致度(分佈偏差)。 (1)~(4)項目中的每一種測定以及觀察，都是將樣品的直徑視為D，且在從樣品的表面朝向中心軸之D/4的位置處實施的。
(1)測定初析肥粒鐵的面積率 針對於球狀化退火前的樣品的縱斷面，是先利用硝酸腐蝕液進行蝕刻而使得金屬組織浮現出來，使用光學顯微鏡以400倍的倍率(視野範圍為橫220μm×縱165μm)觀察D/4位置，並且拍攝成照片。針對於拍攝到的照片，描繪出等間隔的15條縱線以及等間隔的10條橫線而描繪成格子狀，然後進行測定存在於150個交點上之初析肥粒鐵的點數，再將所測定到的該點數除以150之後的數值當成初析肥粒鐵的面積率(%)。 進行測定時，如果格子的交點上，是初析肥粒鐵與其他組織之境界的話，就計為0.5點。 此外，也一併地針對於初析肥粒鐵以外之部分(其餘部分的金屬組織)，進行金屬組織觀察來判定出該金屬組織的金相。
(2)測定初析肥粒鐵的平均結晶粒徑 針對於球狀化退火前的樣品的縱斷面，是先利用硝酸腐蝕液進行蝕刻而使得金屬組織浮現出來，使用光學顯微鏡以400倍的倍率(視野範圍為橫220μm×縱165μm)或者以1000倍的倍率(視野範圍為橫147μm×縱110μm)觀察D/4位置，並且拍攝成照片。然後，使用圖像解析軟體(Image-Pro Plus ver7.0)來計算出在各視野中之各初析肥粒鐵粒的大小(圓當量直徑)，將其平均值視為初析肥粒鐵的平均結晶粒徑。 此外，將連接在照片的端部之初析肥粒鐵粒(無法測定其原本的粒徑之初析肥粒鐵粒)不列入計數的對象。
(3)測定差排密度 將球狀化退火前的樣品進行電解研磨，而製作成差排密度測定用的樣品。針對這種樣品，使用理學(RIGAKU)株式會社製造的水平型X射線繞射裝置(名稱為SmartLab)進行X射線繞射。 關於X射線繞射輪廓的測定方法，是以Co作為標靶用金屬，利用θ/2θ繞射法，以2θ在40°至130°的範圍內進行測定。
使用所獲得的繞射輪廓，利用威廉森-霍爾(Williamson-Hall(WH))法來求出變形量。WH法是使用下列的數式。
Figure 02_image009
…(數式1)
Figure 02_image011
…(數式2) 此處的β是真的半價寬度(rad)；θ是布拉格角(rad)；λ是入射X射線的波長(nm)(λ是使用0.1789nm)；D是結晶子的大小(nm)；ε是格子變形量。 此外，裝置的定數所導致的繞射線寬度的擴散，是利用近似式(數式2)來予以修正。β m是實測的半價寬度；β s是無變形試料的半價寬度(裝置函數)。無變形試料是採用NIST製的Si640d。
更詳細地說，先進行測定樣品之初析肥粒鐵(α-Fe)的(110)、(211)、(220)面的繞射峰值，然後求出繞射角2θ與半價寬度β m。 然後，將橫軸當作sinθ/λ，將縱軸當作βcosθ/λ，並且將上述的各結晶面的測定結果予以標註在圖表中。 利用一次函數(y=ax+b)來對於標註點描繪出近似曲線。因為可以從該直線的傾斜度與切片求出變形量(ε)及結晶子大小(D)，乃利用這種方式來求出變形量(ε)。
差排密度ρ是可以使用變形量ε與伯格斯向量b，而予以描述成下列的(數式3)。
Figure 02_image013
…(數式3) 此處的伯格斯向量b的大小是採用0.25×10 -9m。 藉此，計算出來差排密度ρ。
(4)球狀化退火後的硬度及其不一致度(分佈偏差) 為了要確認實施球狀化退火所達成之軟質化的效果，乃針對於球狀化退火後的樣品之縱斷面，使用維氏硬度計在D/4位置，在荷重為1kgf的條件下，測定了5個地方(5個點)的硬度。將其平均值(HV)當成樣品的硬度(HV)，並且從所測定的數值求出標準偏差，將此數值當成硬度分佈偏差(HV)。至於鋼種1(SCM435)的樣品，如果硬度HV是165以下，硬度分佈偏差HV是7.0以下的話，就將其判斷為已經充分地軟質化。另一方面，至於含C量更多的鋼種2(SCM440)及鋼種3(SCR440)的樣品，如果硬度HV是180以下，硬度分佈偏差HV是7.0以下的話，就將其判斷為已經充分地軟質化。
將利用以上所述的方法求出的初析肥粒鐵之面積率及初析肥粒鐵以外的組織；所測定到的初析肥粒鐵之平均結晶粒徑、差排密度、球狀化退火後的硬度及該硬度的分佈偏差顯示於表3。 在表3中，如果是落在本發明之實施方式所示的要件以外的情況、以及落在軟質化評比的基準以外的情況，都在下方標註底線。 又，關於初析肥粒鐵以外的組織之所謂的「主體」，係指：在上述的觀察視野領域(橫220μm×縱165μm)內，並未觀察到該種類的金屬組織以外的金屬組織之意(但並不否定：如果是以更大的視野領域來進行觀察的情況下，可以觀察到少量的其他金屬組織的可能性)。 此外，在樣品No.2-1中被觀察到的初析肥粒鐵以外的組織之波來鐵是細微波來鐵。
Figure 02_image015
從表2及表3所顯示的結果，可以做以下的考察。 樣品No.1-1、1-2、1-3、2-1及3-1~3-3都是符合本發明之實施方式所規定的全部要件的例子。並且以750℃之較低的溫度，且相當短的時間(1小時的保持時間以及約4.7小時的球狀化退火時間)來實施球狀化退火處理後，硬度及硬度不一致度(分佈偏差)都很良好，換言之，已經被充分地軟質化。 另一方面，樣品No.1-4、1-5、1-6、2-2及3-4是至少有一項以上的要件不符合本發明所規定的要件之例子，球狀化退火後的硬度及硬度的不一致度(分佈偏差)的至少其中一項欠佳，換言之，軟質化並不充分。
樣品No.1-4，加工溫度T0太高，第1冷卻溫度T1太低，而且保持時間t1太長。因此，差排密度太小。因而，球狀化退火後的硬度及硬度的不一致度(分佈偏差)欠佳。
樣品No.1-5，第1冷卻溫度T1是室溫所以太低，也因此而無法確保在適當的第1冷卻溫度T1(670℃~730℃)下的保持時間t1。其結果，無法獲得充分的初析肥粒鐵。因此，球狀化退火後的硬度欠佳。
樣品No.1-6，加工溫度T0太高，第1冷卻溫度T1太高，並且第2冷卻速度CR2太慢。因此，差排密度太小。初析肥粒鐵的量不夠充分，因此，雖然球狀化退火後的硬度值屬於良好，但是，差排密度較低，所以硬度的不一致度(分佈偏差)欠佳。
樣品No.2-2，因為第1冷卻溫度T1是室溫，溫度太低了，所以無法確保在適當的第1冷卻溫度T1(670℃~730℃)下的保持時間達到t1。其結果，無法獲得充分的初析肥粒鐵。因而在球狀化退火後的硬度欠佳。
樣品No.3-4，因為第1冷卻溫度T1是室溫，溫度太低了，所以無法確保在適當的第1冷卻溫度T1(670℃~730℃)下的保持時間達到t1。其結果，無法獲得充分的初析肥粒鐵。因而在球狀化退火後的硬度欠佳。
本發明的冷間加工用機械構造用鋼，很適合當作利用冷間鍛造、冷間塑型加工或冷間滾製加工之類的冷間加工所製造出來之各種零件的素材。鋼的形態並未特別地限定，例如可以製作成線材或條鋼之類的輥軋材。 前述零件係包含例如：汽車用零件、建設機械用零件，具體而言，係包含：螺栓、螺絲、螺帽、插座、球型接頭、內管、扭力樑、離合器外殼、籠子、殼體、輪轂、罩蓋、盒體、墊圈、挺桿、鞍座、閥體、內盒體、離合器、套筒、外盒體、鏈輪、定子、鐵砧、星形輪、搖臂、筒體、凸緣、筒鼓、接頭、連接器、滑輪、小五金、軛、燈泡頭、氣門挺桿、火星塞、小齒輪、方向機軸桿以及共軌等。本發明的冷間加工用機械構造用鋼，是很適合當作上述零件的素材之機械構造用鋼，在產業上是有很多用途，在球狀化退火後，於室溫及加工發熱領域中被製造成上述的各種零件時，變形阻力很低，能夠發揮優異的冷間加工性。
本申請案是以：申請日為2021年02月26日，在日本國申請發明專利之日本特願第2021-30472號以及申請日為2021年12月23日，在日本國申請發明專利之日本特願第2021-209428號，作為基礎申請案來主張優先權。因此，乃參照日本特願第2021-30472號及日本特願第2021-209428號的內容，予以寫入本說明書內。
[圖1]係顯示本發明之冷間加工用構造用鋼的製造方法中的鋼材加工熱處理模式(加工熱處理歷程)之示意圖。 [圖2]係顯示球狀化退火條件(SA1)之示意圖。

Claims (7)

  1. 一種冷間加工用機械構造用鋼，係含有 C ：0.30~0.45質量%、 Si ：0.10~0.40質量%、 Mn：0.50~1.00質量%、 P ：0.050質量%以下、 S ：0.050質量%以下、 Cr：0.80~1.30質量%、 Al：0.01~0.10質量%、以及 其餘部分：由鐵及不可避免的雜質所組成， 初析肥粒鐵的面積率為10%以上且70%以下， 並且含有從變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵之中所選出的一種以上； 差排密度為3.5×10 14m -2以上。
  2. 如請求項1所述之冷間加工用機械構造用鋼，其中，前述初析肥粒鐵的平均結晶粒徑為6μm以下。
  3. 如請求項1或請求項2所述之冷間加工用機械構造用鋼，其中，還含有以下的(A)選項~(C)選項的至少其中一種， (A)選項為從Cu：0.25質量%以下(不含0質量%)、Ni：0.25質量%以下(不含0質量%)、以及Mo：0.40質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上； (B)選項為從Ti：0.20質量%以下(不含0質量%)、Nb：0.20質量%以下(不含0質量%)、以及V：1.50質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上； (C)選項為從N：0.01質量%以下(不含0質量%)、Mg：0.02質量%以下(不含0質量%)、Ca：0.05質量%以下(不含0質量%)、Li：0.02質量%以下(不含0質量%)、以及REM(稀土金屬元素)：0.05質量%以下(不含0質量%)之中所選出的一種以上。
  4. 一種冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，是用來製造如請求項1或請求項2所述之冷間加工用機械構造用鋼，係包含： (a)工序，係在高於800℃且1000℃以下的加工溫度T0下，以20%以上的壓縮率來進行熱間加工的工序； (b)工序，係在前述(a)工序之後，以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻直到670℃以上且730℃以下的第1冷卻溫度T1為止的工序； (c)工序，係在前述(b)工序之後，以前述第1冷卻溫度T1來進行保持10~600秒鐘的保持時間t1的工序；以及 (d)工序，係在前述(c)工序之後，以5℃/秒以上的第2冷卻速度CR2進行冷卻直到550℃以下的第2冷卻溫度T2為止的工序。
  5. 一種鋼線的製造方法，是對於以請求項4所述之方法製造出來的冷間加工用機械構造用鋼，進行了：退火處理、球狀化退火處理、抽線加工、塑型加工、以及淬火暨回火處理之其中一種以上的工序。
  6. 一種冷間加工用機械構造用鋼的製造方法，是用來製造如請求項3所述之冷間加工用機械構造用鋼，係包含： (a)工序，係在高於800℃且1000℃以下的加工溫度T0下，以20%以上的壓縮率來進行熱間加工的工序； (b)工序，係在前述(a)工序之後，以5℃/秒以上的第1冷卻速度CR1進行冷卻直到670℃以上且730℃以下的第1冷卻溫度T1為止的工序； (c)工序，係在前述(b)工序之後，以前述第1冷卻溫度T1來進行保持10~600秒鐘的保持時間t1的工序；以及 (d)工序，係在前述(c)工序之後，以5℃/秒以上的第2冷卻速度CR2進行冷卻直到550℃以下的第2冷卻溫度T2為止的工序。
  7. 一種鋼線的製造方法，是對於以請求項6所述之方法製造出來的冷間加工用機械構造用鋼，進行了：退火處理、球狀化退火處理、抽線加工、塑型加工、以及淬火暨回火處理之其中一種以上的工序。
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