TW202248425A - 機械構造零件用鋼線及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
一種機械構造零件用鋼線,係將C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、及N分別含有既定量,剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成,將在金屬組織之雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量(質量%)用{Cr+Mn}表示,將鋼中之Cr和Mn的合計含量(質量%)用[Cr+Mn]表示,且將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,濃度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]為(0.5[C]+0.040)以上,且全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑為(1.668-2.13[C])μm~(1.863-2.13[C])μm。
Description
本發明係關於機械構造零件用鋼線及其製造方法。
在製造汽車用零件、建設機械用零件等的各種機械構造零件時,通常,為了對包含熱軋線材之條鋼賦予冷加工性而實施球化退火。而且,對球化退火所得的鋼線實施冷加工,然後實施切削加工等機械加工,藉此成形為既定的零件形狀。進一步進行淬火、回火而進行最終強度調整,藉此製造機械構造零件。
近年,為了在冷加工工序中防止鋼材的龜裂、讓模具壽命延長,是期望比以往更為軟質化的鋼線。
作為獲得軟質化鋼線的方法,例如在專利文獻1揭示一種冷鍛性優異的中碳鋼之製造方法,在球化退火處理中進行2次以上之往沃斯田鐵化溫度區域的加熱。依據專利文獻1的製造方法,可獲得球化退火後的硬度為83HRB以下且組織中之球狀碳化物比率為70%以上之冷鍛用鋼。
在專利文獻2揭示球化退火後的變形阻力低而具有冷鍛性優異的特性之鋼材、及其製造方法。作為該製造方法,是將滿足既定的成分組成之鋼實施熱加工處理後冷卻至室溫為止,然後升溫至A1點~A1點+50℃的溫度區域,升溫後在前述A1點~A1點+50℃的溫度區域保持0~1hr,接著從前述A1點~A1點+50℃的溫度區域到A1點
-100℃~A1點-30℃的溫度區域以10~200℃/hr的平均冷卻速度冷卻而進行退火處理,將該退火處理進行2次以上之後,升溫至A1點~A1點+30℃的溫度區域並在前述A1點~A1點+30℃的溫度區域保持之後進行冷卻,在升溫至A1點並在A1點~A1點+30℃的溫度區域保持之後進行冷卻時,將迄到達A1點為止之前述A1點~A1點+30℃的溫度區域滯留時間設定為10分~2小時,將從前述A1點~A1點+30℃的溫度區域到A1點-100℃~A1點-20℃之冷卻溫度區域以10~100℃/hr的平均冷卻速度冷卻之後,在該冷卻溫度區域保持10分~5小時之後進一步冷卻。
在專利文獻3揭示一種機械構造零件用鋼線,為了謀求冷加工時之變形阻力降低並提高耐龜裂性而發揮優異的冷加工性,係具有既定的成分組成,鋼的金屬組織是由肥粒鐵及雪明碳鐵所構成,且相對於全部雪明碳鐵數量,存在於肥粒鐵結晶粒界之雪明碳鐵的數量比例為40%以上。在專利文獻3,作為供球化退火之輥軋線材的製造條件較佳為,以800℃~1050℃實施精加工輥軋,且依序進行:平均冷卻速度7℃/秒以上的第1冷卻,平均冷卻速度1℃/秒~5℃/秒之第2冷卻,平均冷卻速度比前述第2冷卻更快且為5℃/秒以上之第3冷卻;前述第1冷卻的結束和前述第2冷卻的開始是在700~750℃的範圍內進行,前述第2冷卻的結束和前述第3冷卻的開始是在600~650℃的範圍內進行,將前述第3冷卻的結束設定在400℃以下。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2011-256456號公報
[專利文獻2]日本特開2012-140674號公報
[專利文獻3]日本特開2016-194100號公報
[發明所欲解決之問題]
然而,依專利文獻1~3所揭示之以往的技術存在以下的情況,無法將球化退火後的硬度充分降低而造成球化退火後所進行的冷加工之加工性差,或是在冷加工後進行之淬火處理無法將硬度充分提高亦即淬火性差。換言之,將冷加工性和淬火性雙方都提高的技術並不存在。
本發明是有鑑於這樣的狀況而開發完成的,其目的是為了提供將硬度充分降低而使冷加工性優異、且藉由淬火處理獲得高硬度亦即淬火性優異之機械構造零件用鋼線,並提供可將該機械構造零件用鋼線在比較短的時間內製造之機械構造零件用鋼線之製造方法。
在本說明書中,「線材」、「棒鋼」分別是熱軋所獲得之線狀、棒狀的鋼材,是指尚未實施球化退火等的熱處理及拉線加工之鋼材。又「鋼線」是指對線材或棒鋼實施了球化退火等的熱處理和拉線加工之至少一方。在本說明書,上述線材、棒鋼及鋼線統稱為「條鋼」。
[解決問題之技術手段]
本發明的態樣1之機械構造零件用鋼線,係含有:
C:0.05質量%~0.60質量%、
Si:0.005質量%~0.50質量%、
Mn:0.30質量%~1.20質量%、
P:超過0質量%且0.050質量%以下、
S:超過0質量%且0.050質量%以下、
Al:0.001質量%~0.10質量%、
Cr:超過0質量%且1.5質量%以下、及
N:超過0質量%且0.02質量%以下,
剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成,
將在金屬組織之雪明碳鐵中的Cr和Mn之合計含量(質量%)用{Cr+Mn}表示,將鋼中的Cr和Mn之合計含量(質量%)用[Cr+Mn]表示,且將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,濃度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]為(0.5[C]+0.040)以上,
又當鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑為(1.668-2.13[C])μm~(1.863-2.13[C]) μm。
本發明的態樣2,係在態樣1所記載的機械構造零件用鋼線中,
進一步含有:選自
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0.50質量%以下、及
B:超過0質量%且0.01質量%以下
所構成的群中之1種以上。
本發明的態樣3,係在態樣1或2所記載的機械構造零件用鋼線中,
進一步含有:選自
Ti:超過0質量%且0.2質量%以下、
Nb:超過0質量%且0.2質量%以下、及
V:超過0質量%且0.5質量%以下
所構成的群中之1種以上。
本發明的態樣4,係在態樣1~3之任1者所記載的機械構造零件用鋼線中,
進一步含有:選自
Mg:超過0質量%且0.02質量%以下、
Ca:超過0質量%且0.05質量%以下、
Li:超過0質量%且0.02質量%以下、及
REM:超過0質量%且0.05質量%以下
所構成的群中之1種以上。
本發明的態樣5,係在態樣1~4之任1者所記載的機械構造零件用鋼線中,
肥粒鐵結晶粒徑之平均值為30μm以下。
本發明的態樣6,係在態樣1~5之任1者所記載的機械構造零件用鋼線之製造方法,其係包含:對滿足態樣1~4之任1者所記載的化學成分組成之條鋼實施包含下述(1)~(3)的工序之球化退火工序,
(1)加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T1後,在該溫度T1加熱並保持超過1小時且6小時以下,
(2)冷卻至超過650℃且(A1-17℃)以下的溫度T2之後以75℃/小時~160℃/小時的平均升溫速度加熱至(A1+8℃) ~(A1+31℃)的溫度T3之冷卻-加熱工序,且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次,
(3)從冷卻-加熱工序之最後一次的溫度T3開始進行冷卻,
在此,A1是依下述式(1)算出:
其中,[元素]表示各元素的含量(質量%),不包含的元素之含量為零。
本發明的態樣7,係在態樣6所記載之機械構造零件用鋼線之製造方法中,
前述條鋼係對線材以超過5%的縮面率(reduction of area)實施拉線加工而得之鋼線。
[發明之效果]
依據本發明,可提供冷加工性優異且淬火性優異之機械構造零件用鋼線、該機械構造零件用鋼線之製造方法。
本案發明人等,為了實現兼具優異的冷加工性和淬火性之機械構造零件用鋼線,進行了苦心研究,結果發現到,相對於鋼中之Mn和Cr的合計含量,將雪明碳鐵中之Mn和Cr的合計含量設為一定以上的比例,且將全部雪明碳鐵的平均尺寸按照鋼中的C量而設定在一定範圍內即可。又發現到,為了實現上述金屬組織,採用將化學成分組成設定在一定範圍內的金屬組織,且在機械構造零件用鋼線之製造方法中,特別是在規定的條件進行球化退火,這樣是有效的。首先,針對本實施形態的機械構造零件用鋼線,從該機械構造零件用鋼線之金屬組織做說明。
1.金屬組織
以往,是對鋼材實施球化退火而成為肥粒鐵和雪明碳鐵所構成的金屬組織,藉此確保冷加工性,但為了兼具更優的冷加工性及淬火性,採用上述金屬組織並無法達成。本案發明人等,為了實現兼具優異的冷加工性和淬火性之機械構造零件用鋼線,從各種角度進行了苦心研究。首先,本案發明人等著眼於雪明碳鐵中的Mn量和Cr量。例如以後述的製造條件進行球化退火,使全部雪明碳鐵的平均尺寸成為一定以上,且如果將雪明碳鐵中的Mn量和Cr量提高,可將肥粒鐵中的Mn量和Cr量相對減少,可抑制固溶強化所造成的硬化,可實現低硬度而使冷加工性提高。此外發現到,藉由將全部雪明碳鐵的平均尺寸抑制在一定程度以下,可抑制在淬火處理工序進行高溫保持時之雪明碳鐵的未溶解,而使淬火性提高。迄今為止,著眼於雪明碳鐵中的Mn量和Cr量、及全部雪明碳鐵的平均尺寸雙方的技術並不存在。
[將雪明碳鐵中的Cr和Mn之合計含量(質量%)用{Cr+Mn}表示,將鋼中的Cr和Mn之合計含量(質量%)用[Cr+Mn]表示,且將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,濃度比{Cr+ Mn}/[Cr+Mn]為(0.5[C]+0.040)以上]
Cr和Mn是容易固溶於雪明碳鐵中之代表性元素。然而,其一部分會固溶於肥粒鐵中,隨著其固溶量變多,會將肥粒鐵母相強化,而使硬度增大。因此,在鋼中的Cr和Mn的合計含量[Cr+Mn]中雪明碳鐵中的Cr和Mn的合計含量{Cr+Mn}所占的比例、亦即濃度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]越大,占雪明碳鐵以外的相之肥粒鐵中的Cr和Mn的合計含量越少,結果,使基於Cr和Mn之肥粒鐵的固溶強化量減少,伴隨此使硬度降低而使冷加工性提高。濃度比{Cr+ Mn}/[Cr+Mn]的下限,因為受鋼中的C量影響,將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,是設定成(0.5[C]+0.040)以上。濃度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]較佳為(0.5[C]+0.042)以上。另一方面,考慮到可能的製造條件等,將濃度比{Cr+Mn}/[Cr+ Mn]的上限設定成約0.5[C]+0.500。
關於上述雪明碳鐵,其形態沒有特別的限定,除了球狀的雪明碳鐵以外,也包含縱橫比(aspect ratio)大之棒狀的雪明碳鐵。上述縱橫比是指:雪明碳鐵粒子之最長長度的長徑、和與長徑垂直的方向上之最長長度的短徑之比(長徑/短徑)。又作為測定對象之雪明碳鐵的大小基準雖沒有限定,但如後述的實施例所示般,以可測定Cr和Mn的合計含量之雪明碳鐵的尺寸作為最小尺寸。具體而言,在依後述實施例所示的方法進行電解萃取殘渣測定時,以在孔徑0.10μm的過濾器上所殘留的雪明碳鐵作為測定對象。又鋼中的Cr和Mn的合計含量,如後述實施例所示般,是鋼中的平均Cr含量和平均Mn含量之合計,例如金屬組織是由肥粒鐵和雪明碳鐵所形成的情況,是指肥粒鐵和雪明碳鐵中之以質量%計之Cr和Mn的合計含量。
[當鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑為(1.668-2.13[C])μm~(1.863-2.13[C])μm]
當鋼中的雪明碳鐵量一定的情況,雪明碳鐵的尺寸越大則雪明碳鐵的數量密度越小,而使雪明碳鐵間的距離變長。鋼中的雪明碳鐵間之距離越長,則析出強化越難,結果可將硬度降低。又藉由使雪明碳鐵的尺寸成為一定程度以上,易於發揮將雪明碳鐵中的Cr和Mn之合計含量提高所產生之硬度降低效果。基於這些觀點,在本發明,當鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,將全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑設為(1.668-2.13[C])μm以上。全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑較佳為(1.669-2.13[C])μm以上。另一方面,若雪明碳鐵過度粗大化,在冷加工後的淬火處理工序進行高溫保持時,無法使雪明碳鐵充分溶解,在淬火無法獲得足夠高的硬度。因此在本發明,將全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑設為(1.863-2.13[C])μm以下,較佳為(1.858-2.13[C])μm以下。
在專利文獻3揭示,存在於肥粒鐵結晶粒界之雪明碳鐵與存在於肥粒鐵結晶粒內之雪明碳鐵相比,由於在冷加工時受到的應變量小,可讓變形阻力減小。然而在專利文獻3並未控制全部雪明碳鐵的平均尺寸,結果在淬火處理工序的高溫保持中無法將雪明碳鐵充分溶解,其淬火性差。本發明的技術,是為了實現兼具優異的冷加工性和優異的淬火性之機械構造零件用鋼線,而著眼於雪明碳鐵中的Cr和Mn之合計含量的比例和全部雪明碳鐵的平均尺寸雙方。
本實施形態的機械構造零件用鋼線之金屬組織,是具有球化的雪明碳鐵之球化組織,可對滿足後述化學成分組成之條鋼例如實施後述球化退火來獲得。
本實施形態的機械構造零件用鋼線之金屬組織,實質上由肥粒鐵及雪明碳鐵所構成。上述「實質上」是指,若本實施形態的機械構造零件用鋼線之金屬組織中的肥粒鐵面積率為90%以上,且縱橫比3以上之棒狀雪明碳鐵面積率為5%以下,只要對冷加工性造成的不良影響夠小,AlN等氮化物、氮化物以外的夾雜物以面積率計可容許小於3%。前述肥粒鐵的面積率可為95%以上。
在本說明書中,「肥粒鐵」是指結晶構造呈bcc構造的部分,也包含肥粒鐵和雪明碳鐵的層狀組織即波來鐵中的肥粒鐵。
又作為「肥粒鐵結晶粒徑」的測定對象之「肥粒鐵結晶粒」,包含球化不完全而在球化退火中生成的棒狀雪明碳鐵之結晶粒雖也屬於評價對象,但包含在球化退火前可能殘存的棒狀雪明碳鐵之結晶粒(波來鐵結晶粒)則不屬於評價對象。具體而言是指,使用硝太蝕劑(硝酸2體積%、乙醇98體積%)腐蝕之後,利用光學顯微鏡以1000倍觀察時可確認之「在粒內不存在雪明碳鐵的結晶粒」和「在粒內存在雪明碳鐵且雪明碳鐵的形狀可觀察(亦即,雪明碳鐵和肥粒鐵的邊界可清楚觀察)之結晶粒」。利用上述光學顯微鏡在1000倍下無法觀察雪明碳鐵的形狀(亦即,雪明碳鐵和肥粒鐵的邊界無法清楚觀察)的結晶粒,是在本實施形態的判斷對象之外,並不包含於「肥粒鐵結晶粒」。
[肥粒鐵結晶粒徑的平均值:30μm以下]
本實施形態的機械構造零件用鋼線,前述金屬組織中之肥粒鐵結晶粒徑的平均值較佳為30μm以下。如果肥粒鐵結晶粒徑的平均值在30μm以下,可提高機械構造零件用鋼線的延性,而能進一步抑制冷加工時的龜裂發生。肥粒鐵結晶粒徑的平均值更佳為25μm以下,特佳為20μm以下。肥粒鐵結晶粒徑的平均值雖越小越好,如果考慮到可能的製造條件等,下限可為約2μm。
(特性)
滿足下述化學成分組成且具有上述金屬組織之本實施形態的機械構造零件用鋼線,可兼具:能夠良好地實施冷加工之低硬度、及淬火處理後的高硬度。在本實施形態,鋼中的C量(質量%)、Cr量(質量%)、Mo量(質量%)分別用[C]、[Cr]、[Mo]表示時(不包含的元素為零質量%),當硬度即在後述實施例之球化退火後的硬度滿足下述式(2)且淬火處理後的硬度滿足下述式(3)的情況,可達成硬度充分降低即冷加工性優異,且達成淬火處理後的高硬度亦即淬火性優異。
(球化退火後的)硬度(HV)<91([C]+[Cr]/9+[Mo]/2)+91 …(2)
淬火處理後的硬度(HV)>380ln([C])+1010 …(3)
2.化學成分組成
針對本實施形態的機械構造零件用鋼線之化學成分組成做說明。
[C:0.05質量%~0.60質量%]
C是支配鋼材強度的元素,隨著含量增加,淬火回火後的強度變高。為了讓上述效果有效地發揮,C量的下限設為0.05質量%。C量較佳為0.10質量%以上,更佳為0.15質量%以上,特佳為0.20質量%以上。然而,若C量過多,在球化退火後的組織中,球狀雪明碳鐵的數量變得過多,硬度會增加而使冷加工性降低。於是,將C量的上限設為0.60質量%。C量較佳為0.55質量%以下,更佳為0.50質量%以下。
[Si:0.005質量%~0.50質量%]
Si除了在熔煉時作為脫氧材以外,還有助於強度提高。為了讓該效果有效地發揮,Si量的下限設為0.005質量%。Si量較佳為0.010質量%以上,更佳為0.050質量%以上。然而,Si有助於肥粒鐵的固溶強化,而具有使球化退火後的強度顯著提高的作用。若Si含量過多,基於上述作用會使冷加工性變差,因此Si量的上限設為0.50質量%。Si量較佳為0.40質量%以下,更佳為0.35質量%以下。
[Mn:0.30質量%~1.20質量%]
Mn是作為脫氧材可有效地發揮且有助於淬火性提高的元素。為了讓該效果充分發揮,Mn量的下限設為0.30質量%。Mn量較佳為0.35質量%以上,更佳為0.40質量%以上。然而,若Mn量過多,容易引發偏析而使韌性降低。因此,Mn量的上限設為1.20質量%。Mn量較佳為1.10質量%以下,更佳為1.00質量%以下。
[P:超過0質量%且0.050質量%以下]
P(磷)是不可避免的雜質,是在鋼中引發粒界偏析而對鍛造性及韌性造成不良影響之有害元素。因此,P量設為0.050質量%以下。P量較佳為0.030質量%以下,更佳為0.020質量%以下。P量越少越好,通常含有0.001質量%以上。
[S:超過0質量%且0.050質量%以下]
S(硫)是不可避免的雜質,會在鋼中形成MnS而使延性變差,因此是對冷加工性有害的元素。於是,S量設為0.050質量%以下。S量較佳為0.030質量%以下,更佳為0.020質量%以下。S量越少越好,通常含有0.001質量%以上。
[Al:0.001質量%~0.10質量%]
[Al:0.001質量%~0.10質量%]
Al是作為脫氧材的元素,具有隨著脫氧將雜質減少的效果。為了讓該效果發揮,Al量的下限設為0.001質量%。Al量較佳為0.005質量%以上,更佳為0.010質量%以上。然而,若Al量過多,非金屬夾雜物會增加而使韌性降低。因此,Al量的上限設為0.10質量%。Al量較佳為0.08質量%以下,更佳為0.05質量%以下。
[Cr:超過0質量%且1.5質量%以下]
Cr具有:讓鋼的淬火性提高而將強度提高的效果,及促進雪明碳鐵的球化之效果。具體而言,Cr會固溶於雪明碳鐵而在球化退火之加熱時讓雪明碳鐵的溶解遲延。在加熱時使雪明碳鐵無法溶解而有一部分殘存,藉此在冷卻時不容易生成縱橫比大的棒狀雪明碳鐵,而容易獲得球化組織。因此,Cr量設為超過0質量%,較佳為0.01質量%以上。更佳為0.05質量%以上,特佳為0.10質量%以上。基於將雪明碳鐵的球化更加促進的觀點,可設為超過0.30質量%,還能設為超過0.50質量%。若Cr量過多,會使包含碳之元素的擴散遲延,讓雪明碳鐵的溶解過度遲延而變得難以獲得球化組織。結果,本實施形態的硬度降低效果可能會減少。因此,Cr量設為1.50質量%以下,較佳為1.40質量%以下,更佳為1.25質量%以下。Cr量,基於讓元素的擴散更快的觀點,可設為1.00質量%以下,進而設為0.80質量%以下,進而設為0.30質量%以下。
[N:超過0質量%且0.02質量%以下]、
N是在鋼中不可避免會含有的雜質,若在鋼中含有大量固溶N,會導致基於應變時效之硬度上升、延性降低,而使冷加工性變差。因此,N量設為0.02質量%以下,較佳為0.015質量%以下,更佳為0.010質量%以下。
[剩餘部分]
剩餘部分是鐵及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質,按照原料、資材、製造設備等的狀況而被帶入之微量元素(例如As、Sb、Sn等)的混入是容許的。又例如像P及S那樣,通常含量是越少越好,因此是屬於不可避免的雜質,但關於其組成範圍是如上述般另行規定的元素。因此,在本說明書中,當提到構成剩餘部分之「不可避免的雜質」的情況,是將其組成範圍另行規定的元素除外的概念。
本實施形態的機械構造零件用鋼線,在化學成分組成中,只要含有上述元素即可。以下敘述的選擇元素,就算未含有也可以,但藉由連同上述元素一起按照需要而含有,可讓淬火性等的確保更容易達成。以下,針對選擇元素做說明。
[選自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0.50質量%以下、及B:超過0質量%且0.01質量%以下所構成群之1種以上]
Cu、Ni、Mo及B都是在藉由讓鋼材的淬火性提高而讓最終製品的強度增加方面有效的元素,按照需要可單獨地含有或含有2種以上。基於該等元素的效果,隨著其含量增加而變大。為了讓上述效果有效地發揮之較佳下限,Cu、Ni、Mo分別為超過0質量%,更佳為0.02質量%以上,特佳為0.05質量%以上,B則為超過0質量%,更佳為0.0003質量%以上,特佳為0.0005質量%以上。
另一方面,若該等元素的含量過多,強度變得過高而可能使冷加工性變差,因此如上述般設定各元素的較佳上限。更佳為Cu,Ni各自的含量為0.22質量%以下,特佳為0.20質量%以下,Mo含量更佳為0.40質量%以下,特佳為0.35質量%以下,B含量更佳為0.007質量%以下,特佳為0.005質量%以下。
[選自Ti:超過0質量%且0.2質量%以下、Nb:超過0質量%且0.2質量%以下、及V:超過0質量%且0.5質量%以下所構成群之1種以上]
Ti,Nb及V藉由和N形成化合物而使固溶N減少,可發揮減少變形阻力的效果,因此按照需要可單獨地含有或含有2種以上。基於該等元素的效果,隨著其含量增加而變大。任一元素都是,為了讓上述效果有效地發揮之較佳下限為超過0質量%,更佳為0.03質量%以上,特佳為0.05質量%以上。然而,若該等元素的含量過多,會造成所形成的化合物之變形阻力上升,反而可能使冷加工性變差,因此Ti及Nb各自的含量較佳為0.2質量%以下,V含量較佳為0.5質量%以下。Ti及Nb各自的含量更佳為0.18質量%以下,特佳為0.15質量%以下,V含量更佳為0.45質量%以下,特佳為0.40質量%以下。
[選自Mg:超過0質量%且0.02質量%以下、Ca:超過0質量%且0.05質量%以下、Li:超過0質量%且0.02質量%以下、及稀土類元素(Rare Earth Metal:REM):超過0質量%且0.05質量%以下所構成群之1種以上]
Mg、Ca、Li及REM是在讓MnS等硫化化合物系夾雜物球化而使鋼的變形能力提高方面有效的元素。此作用隨著其含量增加而增大。為了讓上述效果有效地發揮,Mg、Ca、Li及REM的含量分別較佳為超過0質量%,更佳為0.0001質量%以上,特佳為0.0005質量%以上。但縱使過度地含有,其效果會達飽和而無法期待與含量相對應的效果,因此Mg及Li的含量分別較佳為0.02質量%以下,更佳為0.018質量%以下,特佳為0.015質量%以下,Ca和REM的含量分別較佳為0.05質量%以下,更佳為0.045質量%以下,特佳為0.040質量%以下。又Mg、Ca、Li及REM,分別可單獨地含有或含有2種以上,又含有2種以上的情況之含量分別可為上述範圍內的任意含量。前述REM是指,包含鑭系元素(從La到Lu共15個元素)、Sc(鈧)及Y(釔)的意思。
本實施形態的機械構造零件用鋼線之形狀等沒有特別的限定。可舉出例如直徑5.5mm~60mm者。
3.製造方法
為了獲得本實施形態的機械構造零件用鋼線之金屬組織,在製造該機械構造零件用鋼線時,較佳為將球化退火條件如以下所說明般適切地控制。關於用於製造供球化退火之線材或棒鋼之熱軋工序,並沒有特別的限定,按照通常的方法即可。如後述般,可在球化退火前賦予拉線加工。供球化退火之條鋼即線材、鋼線、棒鋼的直徑沒有特別的限定,在線材和鋼線的情況是例如5.5mm~55mm,在棒鋼的情況是例如18mm~105mm。
參照圖1,針對本發明的實施形態的機械構造零件用鋼線之製造方法中的球化退火條件做說明。圖1顯示本發明的實施形態的製造方法中之球化退火條件的說明圖之一例,關於冷卻-加熱工序的重複次數並不限定於此圖1。
本發明的實施形態的機械構造零件用鋼線之製造方法係包含:包含下述(1)~(3)的工序之球化退火工序。
(1)加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T1後,在該溫度T1加熱並保持超過1小時且6小時以下,
(2)冷卻至超過650℃且(A1-17℃)以下的溫度T2之後以75℃/小時~160℃/小時的平均升溫速度加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T3之冷卻-加熱工序,且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次,
(3)從冷卻-加熱工序之最後一次的溫度T3開始進行冷卻。
在此,A1是依下述式(1)算出:
其中,[元素]表示各元素的含量(質量%),不包含的元素之含量為零。
[(1)加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T1後,在該溫度T1加熱並保持超過1小時且6小時以下(圖1的[2])]
藉由加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T1,來促進在輥軋階段所生成之縱橫比大的棒狀雪明碳鐵之溶解。若溫度T1過低,在加熱保持時棒狀雪明碳鐵無法溶解,會殘存在肥粒鐵結晶粒內而使硬度增加。為了獲得被充分軟質化後的鋼線,必須將溫度T1設為(A1+8℃)以上。溫度T1較佳為(A1+15℃)以上,更佳為(A1+20℃)以上。另一方面,若溫度T1過高,結晶粒變得過度粗大,在下一工序的冷卻過程在肥粒鐵結晶粒界不容易讓球狀雪明碳鐵析出,棒狀雪明碳鐵會增加而使硬度增加。因此,溫度T1設為(A1+31℃)以下。溫度T1較佳為(A1+30℃)以下,更佳為(A1+29℃)以下。
又若在溫度T1的加熱保持時間(t1)過短,棒狀雪明碳鐵會殘存在肥粒鐵結晶粒內而使硬度增加。為了獲得被充分軟質化後的鋼線,加熱保持時間(t1)必須為超過1小時且6小時以下。較佳的加熱保持時間(t1)為1.5小時以上,更佳為2.0小時以上。若加熱保持時間(t1)過長,熱處理時間變長而使生產性降低。因此,加熱保持時間(t1)為6小時以下,較佳為5小時以下,更佳為4小時以下。又迄(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T1為止之加熱時(圖1的[1])之平均升溫速度不會影響鋼材特性,因此能以任意的速度進行升溫。例如以30℃/小時~100℃/小時進行升溫。
[(2)冷卻至超過650℃且(A1-17℃)以下的溫度T2之後以75℃/小時~160℃/小時的平均升溫速度加熱至(A1+8℃)~ (A1+31℃)的溫度T3之冷卻-加熱工序,且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次(圖1的[3]~[7])]
(2-i)冷卻至超過650℃且(A1-17℃)以下的溫度T2(圖1的[3])
在上述(1)的加熱保持之後,為了促進Mn和Cr濃度較高之雪明碳鐵的析出,冷卻至超過650℃且(A1-17℃)以下的溫度T2。若溫度T2過低,會導致退火時間的長時間化。又若溫度T2過低,會使雪明碳鐵過度微細化,而容易生成Cr和Mn的含量較少之雪明碳鐵。因此,冷卻的到達溫度T2必須超過650℃。依據本實施形態的製造方法,縱使冷卻的到達溫度T2超過650℃,不須進行長時間的退火就能獲得所期望的雪明碳鐵。溫度T2較佳為670℃以上。另一方面,若溫度T2過高,無法使雪明碳鐵充分析出,結果,在雪明碳鐵無法使Cr和Mn充分濃化,雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量減少,硬度會增大而造成冷加工性降低。因此,溫度T2的上限設定為A1-17℃。溫度T2較佳為A1-18℃以下。又在到達了溫度T2後,若進行保持,會導致熱處理時間的長時間化。因此,基於這些觀點,宜不進行保持。然而,為了使爐內的溫度變化變得均一,在短時間內進行保持亦可。在冷卻的到達溫度T2下之保持時間(t2)較佳為1小時以內。
又在冷卻-加熱工序之冷卻時(圖1的[3])的平均冷卻速度沒有特別的限定。基於更加促進讓母相中的Mn和Cr侵入雪明碳鐵中的觀點,從溫度T1或溫度T3至溫度T2之冷卻時的平均冷卻速度較佳為100℃/小時以下。又基於進一步抑制在(2)的工序所生成之雪明碳鐵的過度粗大化而進一步提高淬火性、及更加提高生產性的觀點,上述平均冷卻速度較佳為5℃/小時以上。
(2-ii)以75℃/小時~160℃/小時的平均升溫速度加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T3(圖1的[5]及[6])
為了將在上述(2-i)的冷卻所析出之雪明碳鐵中的Cr和Mn含量提高,從溫度T2以75℃/小時~160℃/小時的平均升溫速度R加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T3。若平均升溫速度R過快,Cr和Mn的擴散不完全,在上述加熱保持所生成之雪明碳鐵中的Cr和Mn含量不足,硬度會增大而使冷加工性降低。因此,平均升溫速度R設定為160℃/小時以下。平均升溫速度R較佳為155℃/小時以下,更佳為150℃/小時以下,又更佳為120℃/小時以下,特佳為100℃/小時以下。另一方面,若平均升溫速度R過慢,會使雪明碳鐵過度溶解,結果使雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量減少。又若平均升溫速度R過慢,在從溫度T1進行冷卻時所生成的雪明碳鐵變得過度粗大化,結果,在淬火處理工序的高溫保持中無法讓雪明碳鐵充分溶解,而造成淬火處理後的硬度降低,亦即淬火性劣化。進而導致退火時間的長時間化而使生產性降低。因此,平均升溫速度R設定為75℃/小時以上,較佳為80℃/小時以上。
又若在冷卻-加熱工序中之加熱的到達溫度即溫度T3過低,Cr和Mn的擴散不完全,在上述加熱保持的工序所生成之雪明碳鐵中之Cr和Mn含量不足,硬度會增大而使冷加工性降低。因此,溫度T3必須為(A1+8℃)以上。溫度T3較佳為(A1+15℃)以上,更佳為(A1+20℃)以上。另一方面,若加熱的到達溫度即溫度T3過高,會使雪明碳鐵過度溶解,結果使雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量減少。因此,加熱的到達溫度(T3)設定為(A1+31℃)以下。溫度T3較佳為(A1+30℃)以下,更佳為(A1+29℃)以下。
在到達了加熱的到達溫度即溫度T3之後,可在該溫度T3進行保持,若在該溫度T3的保持時間(t3)過長,容易使在溫度T1之加熱保持工序所生成的球狀雪明碳鐵再溶解,硬度可能會增加。又若在上述溫度T3的保持時間(t3)過長,會導致退火時間的長時間化,生產性可能會降低。因此,在上述溫度T3的保持時間(t3)較佳為1小時以內。
在本實施形態的製造方法,如後述般,將包含上述(2-i)的冷卻和上述(2-ii)的加熱之冷卻-加熱工序重複複數次,在各次中,冷卻的到達溫度即溫度T2、平均升溫速度R及溫度T3必須滿足上述範圍。
又關於上述溫度T3和上述溫度T1的大小關係沒有特別的限定,例如可將上述溫度T3設為與上述溫度T1相同的溫度,亦可將上述溫度T3設為比上述溫度T1高。或是基於讓棒狀雪明碳鐵充分固溶於沃斯田鐵中的觀點,可將上述溫度T1設為比上述溫度T3高。
(2-iii)將冷卻-加熱工序實施合計2~6次(圖1的[7])
為了讓雪明碳鐵中的Mn、Cr濃度增加並促進雪明碳鐵的粗大化,必須將上述冷卻-加熱工序進行合計2~6次。當不將上述冷卻-加熱工序重複進行的情況,會使雪明碳鐵中的Mn、Cr濃度不足、或雪明碳鐵的粗大化不完全。結果造成球化退火後的硬度增大。因此,將上述冷卻-加熱工序進行2次以上。較佳為3次以上。隨著實施次數變多,硬度會降低,但縱使實施次數過多,其效果仍會達飽和。又導致退火時間的長時間化,而使生產性降低。因此,冷卻-加熱工序的實施次數設定為6次以下。又在圖1的情況,上述冷卻-加熱工序的實施次數為4次。各次的冷卻之到達溫度即溫度T2、平均升溫速度R、及加熱之到達溫度即溫度T3,分別在所規定的範圍內彼此不同亦可。
[(3)從冷卻-加熱工序之最後一次的溫度T3開始進行冷卻(圖1的[8])]
從冷卻-加熱工序之最後一次的溫度T3開始進行冷卻。該冷卻時的平均冷卻速度和冷卻到達溫度沒有特別的限定。基於進一步抑制棒狀雪明碳鐵的再析出之觀點,可將平均冷卻速度設為例如100℃/小時以下。又基於進一步抑制雪明碳鐵之過度粗大化的觀點,將可平均冷卻速度設為5℃/小時以上。又冷卻到達溫度可設為例如(A1-30℃)以下。例如至(A1-30℃)以下、(A1-100℃)以上的溫度區域為止以上述平均冷卻速度進行冷卻,然後進行空氣冷卻。或將冷卻到達溫度設為例如低於(A1-100℃),藉此進一步抑制棒狀雪明碳鐵的再析出,而將冷加工性進一步提高。在此情況,基於將退火時間短縮化的觀點,冷卻到達溫度可設為(A1-250℃)以上,進而設為(A1-200℃)以上,進而設為(A1-150℃)以上。
上述般的球化退火((1)~(3)的工序)可進行1次或重複進行複數次。基於抑制雪明碳鐵之過度粗大化、確保生產性的觀點,例如較佳為4次以下,更佳為3次以下。當將上述球化退火重複進行複數次的情況,在上述規定的範圍內,可在相同條件下重複進行,亦可在不同條件下重複進行。又當將上述球化退火重複進行複數次的情況,可在球化退火間加入拉線加工。例如可依序實施:後述球化退火前的拉線加工→第1次的球化退火→拉線加工→第2次的球化退火。
在本實施形態的機械構造零件用鋼線之製造方法中,上述球化退火工序以外的工序沒有特別的限定。例如,可在球化退火後包含:為了調整尺寸而實施縮面率較佳為15%以下的拉線加工之工序。藉由將縮面率設為15%以下,可抑制冷加工前的硬度增加。縮面率更佳為10%以下,特佳為8%以下,又更佳為5%以下。
為了促進本發明的組織形態之生成,在球化退火前,較佳為設置:對線材以超過5%的縮面率實施拉線加工之工序。藉由以上述縮面率實施拉線加工,將鋼中的雪明碳鐵破壞,在之後的球化退火可促進雪明碳鐵的凝集,可將雪明碳鐵適度地粗大化,在軟質化方面是有效的。又藉由以上述縮面率實施伸線加工,界面的移動、元素的擴散變活躍,而使雪明碳鐵中的Cr和Mn含量增加。縮面率更佳為10%以上,特佳為15%以上,又更佳為20%以上。另一方面,若縮面率過大,有導致斷線風險的可能性。因此,縮面率較佳為50%以下。當將拉線加工進行複數次的情況,拉線加工的次數沒有特別的限定,例如可設為2次。又當進行複數次拉線加工的情況,上述「拉線加工時的縮面率」是指:從拉線加工前的鋼材到進行了複數次拉線加工後的鋼材之縮面率。
[實施例]
以下,舉實施例將本發明做更具體的說明。本發明並不限定於以下的實施例,在可符合前述、後述的趣旨之範圍內施加適當的變更來實施當然可以,這些全都包含在本發明的技術範圍內。
將表1所示的化學成分組成之供試材在轉爐熔煉之後,進行鑄造而獲得鋼片,對該鋼片實施熱軋而製造成直徑12~16mm的線材。又在後述表2中,當球化退火前之拉線加工「有」的情況,亦即依製造條件B所製造之表3的樣本No.2,是將對上述線材以25%縮面率進行拉線加工所獲得的鋼線提供給球化退火。
使用上述線材或鋼線並用實驗爐實施退火。在退火,是將線材或鋼線升溫至表2所示的T1並保持t1小時。接著,以平均冷卻速度5~100℃/小時冷卻至表2的溫度T2之後,以表2所示的平均升溫速度R加熱至溫度T3。將該冷卻和加熱的工序實施表2所示的冷卻-加熱實施次數。接著,從在冷卻-加熱工序之最後一次的加熱溫度開始進行冷卻,獲得樣本。
作為比較例,在表3所示的樣本No.12,作為製造條件H1,是實施圖2所示的熱處理工序,亦即冷卻-加熱工序為0次的熱處理工序。又在該製造條件H1,未在退火前以25%的縮面率進行拉線加工。又在表3所示的樣本No.13,作為製造條件H2,是使用在退火前以25%的縮面率進行拉線加工而得的鋼線,實施圖2所示的熱處理工序,亦即冷卻-加熱工序為0次的熱處理工序。
又作為比較例,在表3所示的樣本No.14,作為製造條件I,是實施滿足專利文獻3的製造條件之熱處理條件,詳言之是實施在專利文獻3的實施例中用SA2表示的條件,亦即將圖3所示的熱處理工序重複5次。在表3所示的樣本No.18,作為製造條件M,是實施滿足專利文獻1的製造條件之熱處理條件,詳言之是實施在專利文獻1的表2之No.1中之第5號的球化退火條件,亦即將圖4所示的熱處理工序重複3次。又在表3所示的樣本No.19,作為製造條件N,是實施滿足專利文獻2的製造條件之熱處理條件,詳言之是實施專利文獻2之表2的條件c,亦即進行圖5所示的模式之熱處理。
表2所記載之退火參數T1、T2及T3是熱處理爐的設定溫度。在鋼材裝設熱電偶,針對實際的鋼材溫度和設定溫度的乖離進行試驗的結果,確認鋼材溫度和設定溫度大致相同。
使用藉由上述退火所獲得的樣本,作為金屬組織的評價,將肥粒鐵結晶粒徑的平均值、全部雪明碳鐵的平均尺寸、及雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量分別如以下般求出。又作為特性,將球化退火後的硬度、淬火處理後的硬度依下述方法進行測定並評價。
[金屬組織的評價]
[肥粒鐵結晶粒徑之平均值]
首先,如以下般進行肥粒鐵結晶粒度的測定。以可觀察球化退火後的鋼線之橫剖面、亦即與鋼線的軸方向正交之剖面的D/4位置(D:鋼線直徑)的方式將試驗片用樹脂包埋,使用硝太蝕劑(硝酸2體積%、乙醇98體積%)作為腐蝕液進行上述試驗片的腐蝕,讓組織顯現出。接著,用光學顯微鏡以倍率400倍進行讓上述組織顯現出之試驗片的組織觀察,在評價面內,選定可觀察代表鋼線全體的組織之平均尺寸之肥粒鐵結晶粒的1視野,獲得顯微鏡照片。接著,從所拍攝的顯微鏡照片根據JIS G0551(2020)的比較法算出肥粒鐵結晶粒度(G)的數值。接著,使用所算出之肥粒鐵結晶粒度(G)的數值,依下述式(4)求出肥粒鐵結晶粒徑的平均值dn。該式(4),是在「入門講座 專門用語-鐵鋼材料編-3 結晶粒度編號和結晶粒徑」梅本實著、日本鋼鐵協會會報Vol.2(1997)No.10,p29~34的p32之表1所記載之關於結晶粒度和粒徑之諸量間的關係中,表示肥粒鐵結晶粒度G(orN)和肥粒鐵結晶粒徑的平均值dn之關係。其結果如表3所示。又在本實施例中,表3的樣本No.1~13都是,肥粒鐵的面積率為90%以上。
[全部雪明碳鐵的平均尺寸]
球化退火後之鋼線的全部雪明碳鐵之平均尺寸的測定,是以可觀察橫剖面的方式將試驗片用樹脂包埋,利用金剛砂紙、鑽石拋光輪將切斷面進行鏡面研磨。接下來,對切斷面,使用硝太蝕劑(硝酸2體積%、乙醇98體積%)作為腐蝕液進行30秒~1分鐘的腐蝕,讓D/4位置(D:鋼線直徑)之肥粒鐵結晶粒界及雪明碳鐵顯現出。接著,使用FE-SEM(Field-Emission Scanning Electron Microscope、場發射型掃描電子顯微鏡),進行讓上述雪明碳鐵等顯現出後之試驗片的組織觀察,以倍率2500倍拍攝3視野。
在上述拍攝的顯微鏡照片上重疊OHP膜,在OHP膜上將顯微鏡照片的全部雪明碳鐵塗滿,獲得用於解析之投影影像。將該投影影像二值化成黑白照片,使用影像解析軟體「粒子解析ver.3.5」(日鐵科技株式會社製)算出全部雪明碳鐵的圓等效直徑。又表3所記載之全部雪明碳鐵的平均尺寸是從3視野算出的數值之平均值。又所測定之雪明碳鐵的最小尺寸(圓等效直徑)為0.3μm。
[雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量之測定(電解萃取殘渣測定)]
從鋼線之表層部(小於1mm)除外的部位,以可電解約9g樣本的方式進行切斷或研磨而製作供試材。將該供試材浸漬在電解液(10%乙醯丙酮-1%氯化四甲銨-甲醇)中,通電而將上述供試材中之約9g進行恆電流電解。然後,將電解後的電解液用孔徑0.10μm的過濾器(ADVANTEC東洋株式會社製,聚碳酸酯型的薄膜過濾器)進行過濾,以在過濾器上殘留的殘渣作為鋼中的雪明碳鐵。接著,將上述殘渣溶解於酸溶液,利用ICP發光分光分析法進行分析,求出雪明碳鐵中之Cr量和Mn量,以其合計值作為雪明碳鐵中之以質量%計之Cr和Mn的合計含量{Cr+Mn}。
又鋼中之以質量%計之Cr和Mn的合計含量是如以下般測定。從上述樣本採取約4g試料,用酸溶液溶解之後,利用ICP發光分光分析法進行分析,求出鋼中的Cr量和Mn量,獲得其合計值[Cr+Mn]。接著,將上述雪明碳鐵中之以質量%計之Cr和Mn的合計含量{Cr+Mn}除以鋼中之以質量%計之Cr和Mn的合計含量[Cr+Mn],獲得濃度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]的值。
[特性評價]
[球化退火後之硬度測定]
為了評價冷加工性,如下述般測定球化退火後之各樣本的硬度。在試驗片的橫剖面之D/4位置(D:鋼線直徑),依JIS Z2244(2009)實施維氏硬度試驗。使用算出3點以上的平均所得的維氏硬度作為球化退火後的硬度。測定結果如表3所示。在表3,將球化退火後的硬度用「球化硬度」表示。在本實施例,球化退火後的硬度,當鋼中的C量(質量%)、Cr量(質量%)、Mo量(質量%)分別用 [C]、[Cr]、[Mo]表示時(不包含的元素為零質量%),將滿足下述式(2)的情況評價為冷加工性優異「OK」,將不滿足下述式(2)的情況評價為冷加工性差「NG」。
球化退火後的硬度(HV)<91([C]+[Cr]/9+[Mo]/2)+91 …(2)
[淬火處理後之硬度測定]
為了評價淬火性,如下述般測定淬火處理後之各樣本的硬度。首先,作為淬火處理用試料,以在淬火處理可充分進行淬火的方式,將球化退火後的各樣本加工成輥軋方向上的長度即厚度(t)為5mm的試料。作為對該試料的淬火處理,是在A3+(30~50℃)進行5分鐘的高溫保持,並在該高溫保持後進行水冷。前述A3是依下述式(5)導出的值。又在此的高溫保持的時間,是從爐溫到達了設定溫度起算的時間。
其中,[元素]表示各元素的含量(質量%),不包含的元素為0%。
接著,在上述淬火處理後的試料之t/2位置且D/4位置(D:鋼線直徑、t:樣本厚度),實施維氏硬度試驗。使用算出3點以上的平均所得之維氏硬度作為淬火處理後的硬度。其測定結果如表3所示。在表3,將淬火處理後的硬度用「淬火硬度」表示。在本實施例,淬火處理後的硬度,當鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,將滿足下述式(3)的情況評價為淬火性優異「OK」,將不滿足下述式(3)的情況評價為淬火性差「NG」。
淬火處理後的硬度(HV)>380ln([C])+1010 …(3)
在表3中,將上述球化退火後的硬度和淬火處理後的硬度都OK的情況綜合判定為兼具優異的冷加工性及優異的淬火性「OK」,將上述球化退火後的硬度和淬火處理後的硬度之至少任一方NG的情況綜合判定為無法兼具優異的冷加工性及優異的淬火性「NG」。在表2及表3中,劃底線的數值表示超出本發明的規定範圍或無法滿足所期望的特性。
針對表的結果進行考查。以下的No.表示表3中的樣本No.。No.1~11是滿足本發明的實施形態所規定的成分組成、金屬組織及球化退火條件之發明例。
No.12、20、22及23因為冷卻-加熱工序的次數不足,雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量低,或雪明碳鐵的粗大化不完全,球化退火後的硬度比基準值高,而成為冷加工性差的結果。
No.13是在以25%的縮面率實施伸線加工之後進行退火的例子,藉由伸線加工,可將雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量提高,但因為冷卻-加熱工序為0次,無法使全部雪明碳鐵的平均尺寸成為一定程度以上,球化退火後的硬度比基準值高,而成為冷加工性差的結果。
No.14,作為滿足專利文獻3所示的製造條件之製造條件I,是依專利文獻3的退火條件SA2進行退火。在該製造條件,藉由退火使雪明碳鐵過度粗大化,淬火處理後的硬度比基準值低,而成為淬火性差的結果。
No.15因為溫度T2為710℃而高於A1-17℃,在從溫度T1進行冷卻時雪明碳鐵的粗大化不完全,且雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量變低,球化退火後的硬度比基準值高,而成為冷加工性差的結果。
No.16及17因為從溫度T2起之平均升溫速度R低,雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量變低,球化退火後的硬度未達基準值,而成為冷加工性差的結果,或淬火處理後的硬度比基準值低,而成為淬火性差的結果。
No.18是在滿足專利文獻1所示的製造條件之製造條件M下進行退火的例子。在該製造條件,特別是因為在溫度T1之加熱保持時間只有0.5小時,使尺寸小的棒狀雪明碳鐵在結晶粒內大量殘存,全部雪明碳鐵的平均尺寸無法成為一定程度以上,球化退火後的硬度比基準值高,而成為冷加工性差的結果。
No.19,作為滿足專利文獻2所示的製造條件之製造條件N,是依專利文獻2的條件c進行退火。在該製造條件,因為沒有在溫度T1進行保持等,使尺寸小的棒狀雪明碳鐵在結晶粒內大量殘存,全部雪明碳鐵的平均尺寸無法成為一定程度以上,又因為從溫度T2起之平均升溫速度R低,雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量變低,球化退火後的硬度未達基準值,而成為冷加工性差的結果。
No.21因為溫度T3為730℃而低於(A1+8℃),雪明碳鐵中之Cr和Mn的合計含量變低,球化退火後的硬度未達基準值,而成為冷加工性差的結果。
No.24~27因為未進行冷卻-加熱工序或未重複實施,雪明碳鐵的粗大化不完全,無法使全部雪明碳鐵的平均尺寸成為一定程度以上,球化退火後的硬度未達基準值,而成為冷加工性差的結果。
本申請案係主張日本專利申請案特願2021-061575號及特願2021-211501號的優先權。特願2021-061575號及特願2021-211501號係藉由參照而援用於本說明書中。
[產業利用性]
本實施形態的機械構造零件用鋼線,在製造各種機械構造零件時之室溫下的變形阻力低,可抑制模具等的塑性加工用治具工具的磨耗、破壞,又還能抑制例如作頭(heading)加工時的龜裂發生,而發揮優異的冷加工性。再者因為淬火性優異,還能在冷加工後的淬火處理確保高硬度。因此,本實施形態的機械構造零件用鋼線作為冷加工用機械構造零件用鋼線是有用的。例如,本實施形態的機械構造零件用鋼線,藉由提供給冷鍛、冷作頭、冷滾製等的冷加工,而用於汽車用零件、建設機械用零件等的各種機械構造零件之製造。作為這樣的機械構造零件,具體而言可舉出:螺栓、螺絲、螺帽、套筒、球接頭、內管、扭力桿、離合器箱、籠子、殼體、輪轂、外罩、外盒、墊圈、挺桿、鞍座、閥、內盒、離合器、軸套、外座圈、鏈輪、芯體、定子、鐵砧、星形輪、搖臂、主體、凸緣、鼓筒、接頭、連接器、滑輪、小五金、軛鐵、金屬蓋、汽門頂桿、火星塞、小齒輪、方向機軸、共軌等的機械零件、電氣零件等。
[圖1]係本實施形態的機械構造零件用鋼線之製造方法中之球化退火條件的說明圖。
[圖2]係比較例的熱處理工序之說明圖。
[圖3]係先前技術的熱處理工序之說明圖。
[圖4]係其他先前技術的熱處理工序之說明圖。
[圖5]係其他先前技術的熱處理工序之說明圖。
Claims (5)
- 一種機械構造零件用鋼線,係含有: C:0.05質量%~0.60質量%、 Si:0.005質量%~0.50質量%、 Mn:0.30質量%~1.20質量%、 P:超過0質量%且0.050質量%以下、 S:超過0質量%且0.050質量%以下、 Al:0.001質量%~0.10質量%、 Cr:超過0質量%且1.5質量%以下、及 N:超過0質量%且0.02質量%以下, 剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成, 將在金屬組織之雪明碳鐵中的Cr和Mn之合計含量(質量%)用{Cr+Mn}表示,將鋼中的Cr和Mn之合計含量(質量%)用[Cr+Mn]表示,且將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,濃度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]為(0.5[C]+0.040)以上, 又當鋼中的C量(質量%)用[C]表示時,全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑為(1.668-2.13[C])μm~(1.863-2.13[C]) μm。
- 如請求項1所述之機械構造零件用鋼線,其係滿足下述(a)~(c)中之1條件以上: (a)進一步含有:選自 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0.50質量%以下、及 B:超過0質量%且0.01質量%以下 所構成群中之1種以上, (b)進一步含有:選自 Ti:超過0質量%且0.2質量%以下、 Nb:超過0質量%且0.2質量%以下、及 V:超過0質量%且0.5質量%以下 所構成群中之1種以上, (c)進一步含有:選自 Mg:超過0質量%且0.02質量%以下、 Ca:超過0質量%且0.05質量%以下、 Li:超過0質量%且0.02質量%以下、及 REM:超過0質量%且0.05質量%以下 所構成群中之1種以上。
- 如請求項1或2所述之機械構造零件用鋼線,其中, 肥粒鐵結晶粒徑的平均值為30μm以下。
- 一種如請求項1或2所述之機械構造零件用鋼線之製造方法,係包含:對滿足如請求項1或2所述之化學成分組成的條鋼,實施包含下述(1)~(3)的工序之球化退火工序, (1)加熱至(A1+8℃)~(A1+31℃)的溫度T1後,在該溫度T1加熱並保持超過1小時且6小時以下, (2)冷卻至超過650℃且(A1-17℃)以下的溫度T2之後以75℃/小時~160℃/小時的平均升溫速度加熱至(A1+8℃)~ (A1+31℃)的溫度T3之冷卻-加熱工序,且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次, (3)從冷卻-加熱工序之最後一次的溫度T3開始進行冷卻, 在此,A1是依下述式(1)算出: 其中,[元素]表示各元素的含量(質量%),不包含的元素之含量為零。
- 如請求項4所述之機械構造零件用鋼線之製造方法,其中, 前述條鋼,係對線材以超過5%的縮面率實施拉線加工而得的鋼線。
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