TWI727621B - 冷成型加工用機械構造用鋼及其製造方法 - Google Patents

Abstract

一種冷成型加工用機械構造用鋼，其係包含C：0.32~0.44質量%、Si：0.15~0.35質量%、Mn：0.55~0.95質量%、P：0.030質量%以下、S：0.030質量%以下、Cr：0.85~1.25質量%、Mo：0.15~0.35質量%、Al：0.01~0.1質量%、其餘部分：鐵及不可避免雜質，初析肥粒鐵之面積率為30%以上70%以下，肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為5~15μm。

Description

冷成型加工用機械構造用鋼及其製造方法

本揭示有關冷成型加工用機械構造用鋼及其製造方法。

於製造汽車用零件、建設機械用零件等之各種零件時，通常對碳鋼或合金鋼等之熱壓延材基於賦予冷成型加工性目的而實施球狀化退火。接著對球狀化退火後之壓延材進行冷成型加工，隨後實施切削加工等之機械加工而成形為特定形狀，進行淬火回火(quenching and tempering)，進行最終強度調整。

進幾年來，因省能源化之觀點，而重新檢視球狀化退火之條件，尤其要求球狀化退火之短時間化。球狀化退火之處理時間若能削減2~3成，則相應於此，可期待能源消耗量、CO₂排出量之削減。

然而，已知實施處理時間較通常更為縮短之球狀化退火時間(以下有時稱為「短時間退火」)時，滲碳體(cementite)之球狀化程度的指標即球狀化度惡化，而難以使鋼充分軟質化，且使冷成型加工性劣化，故球狀化退火時間之短時間化並不容易。因此，已檢討即使實施短時 間退火時，球狀化度亦不劣化，而用以使鋼充分軟質化之技術。

例如專利文獻1中揭示球狀化退火後之冷鍛造性優異之機械構造用鋼，其特徵係化學組成以質量比計，由C：0.3~0.6%、Mn：0.2~1.5%、S：0.05~2.0%、Cr：0.04~2.0%，其餘部分：由鐵及不可避免雜質所成，金屬組織中舊沃斯田鐵之平均粒徑為100μm以上，且肥粒鐵分率為20%以下。該機械構造用鋼即使於比較短時間之球狀化退火，仍可充分確保冷鍛造性。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利第378666號

然而，專利文獻1記載之機械構造用鋼，雖包含Cr但並未包含Mo作為必要成分。藉由同時含有Cr及Mo而可顯著增加鋼強度，於專利文獻1之鋼無法期待此等之強度增加。再者，同時含有Cr及Mo之鋼於球狀化退火後有容易軟質化之情況，但專利文獻1中，並未揭示對於同時含有Cr及Mo之鋼實施短時間退火之情況可使之充分軟質化。

本發明之實施形態係鑒於此等狀況而完成 者，其目的之一在於提供包含Cr及Mo且即使實施比較短時間之球狀化退火之情況，球狀化度亦優異且可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼，另一目的在於提供包含Cr及Mo且即使縮短球狀化退火之處理時間，亦可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法。

本發明之態樣1係一種冷成型加工用機械構造用鋼，其係包含C：0.32~0.44質量%、Si：0.15~0.35質量%、Mn：0.55~0.95質量%、P：0.030質量%以下、S：0.030質量%以下、Cr：0.85~1.25質量%、Mo：0.15~0.35質量%、Al：0.01~0.1質量%、其餘部分：鐵及不可避免雜質，初析肥粒鐵之面積率為30%以上70%以下，肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為5~15μm。

本發明之態樣2係如態樣1之冷成型加工用機械構造用鋼，其中波來鐵之面積率相對於前述初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比例為80%以下。

本發明之態樣3係如態樣1或2之冷成型加工 用機械構造用鋼，其中硬度為HV300以下。

本發明之態樣4係如態樣1至3中任一態樣之冷成型加工用機械構造用鋼，其中進而含有自Cu：0.25質量%以下(不包含0質量%)及Ni：0.25質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上。

本發明之態樣5係如態樣1至4中任一態樣之冷成型加工用機械構造用鋼，其中進而含有自Ti：0.2質量%以下(不包含0質量%)、Nb：0.2質量%以下(不包含0質量%)及V：1.5質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上。

本發明之態樣6係如態樣1至5中任一態樣之冷成型加工用機械構造用鋼，其中進而含有自N：0.01質量%以下(不包含0質量%)、Mg：0.02質量%以下(不包含0質量%)、Ca：0.05質量%以下(不包含0質量%)、Li：0.02質量%以下(不包含0質量%)、及REM：0.05質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上。

本發明之態樣7係一種冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法，其係準備如態樣1至6中任一態樣之化學成分組成之鋼，且包含下述步驟：(a)以壓縮率20%以上、保持時間10秒以下進行前加工之步驟，(b)於前述步驟(a)後，以超過800℃且1050℃以下、壓縮率20%以上進行精加工之步驟， (c)於前述步驟(b)後，以於10秒以下冷卻至750℃以上840℃以下之步驟，(d)於前述步驟(c)後，以0.1℃/秒以上且未達10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之步驟。

本發明之態樣8係一種鋼線之製造方法，其係對以如態樣7之方法製造之冷成型加工用機械構造用鋼進行退火、球狀化退火、伸線加工、壓造及淬火回火中之1個以上之步驟。

本發明之一實施形態，可提供包含Cr及Mo且即使比通常更縮短球狀化退火時間，球狀化度亦優異且可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼，另一實施形態在於提供包含Cr及Mo且即使縮短球狀化退火之處理時間，亦可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法。

本發明人等為了實現包含Cr及Mo且即使比通常更縮短球狀化退火時間，球狀化度亦優異且可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼，而自各種角度進行檢討。

其結果發現，藉由適當調整包含Cr及Mo之化學成分組成並且包含初析肥粒鐵、且初析肥粒鐵之面積 率及肥粒鐵結晶粒之平均粒徑控制為特定值，而即使縮短球狀化退火之處理時間，亦可實現即使縮短球狀化退火之處理時間，球狀化度亦優異且可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼。

再者同時發現藉由控制初析肥粒鐵之面積率及肥粒鐵結晶粒之平均粒徑，亦可實現即使於球狀化退火時之溫度產生不均，亦可充分軟質化之冷成型加工用機械構造用鋼。此對於將球狀化退火於大型爐中進行處理之際為非常有益。亦即發現於大型爐內，藉由存在溫度低於特定溫度之區域或升溫速度較慢之區域，雖溫度相當不均，但本發明之實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼即使於此等爐中實施球狀化退火，亦可充分軟質化。

以下，顯示本發明實施形態規定之各要件之細節。

又，本說明書中，所謂「線材」係以壓延線材之意義使用，意指熱壓延後、冷卻至室溫之線狀鋼材。又，所謂「鋼線」係指對上述壓延線材實施退火等而調整特性之線狀的鋼材。

<1.化學成分組成>

本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼係包含C：0.32~0.44質量%、Si：0.15~0.35質量%、Mn：0.55~0.95質量%、P：0.030質量%以下、S：0.030質量%以下、Cr：0.85~1.25質量%、Mo：0.15~0.35質量%、Al：0.01~ 0.1質量%、及其餘部分：鐵及不可避免雜質。

以下針對各元素詳述。

(C：0.32~0.44質量%)

C係強度賦予元素，未達0.32質量%時無法獲得必要之最終製品強度。另一方面，超過0.44質量%時，鋼之冷成型加工性及韌性降低。因此，C含量設為0.32~0.44質量%。又，藉由使C含量未達0.40質量%，由於可析出更多初析肥粒鐵故而較佳。

(Si：0.15~0.35質量%)

Si係作為脫氧元素，且可使用作為基於藉由固熔體硬化而增加最終製品強度之目的而含有之提高元素。為了有效發揮此等效果，將Si含量設為0.15質量%以上。另一方面，Si過量含有時，硬度過度上升，而使鋼之冷成型加工性劣化。因此，Si含量設為0.35質量%以下。

(Mn：0.55~0.95質量%)

Mn係透過提高淬火性而增加最終製品強度之有效元素。為了有效發揮此等效果，Mn含量設為0.55質量%以上。另一方面，Mn過量含有時，硬度上升，而使鋼之冷成型加工性劣化。因此，Mn含量設為0.95質量%以下。

(P：0.030質量%以下)

P係鋼中不可避免含有之元素，係於鋼中引起粒界偏析，成為鋼延展性劣化之原因。因此，P含量設為0.030質量%以下。

(S：0.030質量%以下)

S係鋼中不可避免含有之元素，由於於鋼中作為MnS存在而使鋼的延展性劣化，故係使鋼的冷成型加工性劣化之有害元素。因此S含量設為0.030質量%以下。

(Cr：0.85以上1.25質量%以下)

Cr係藉由提高鋼材之淬火性而增加最終製品之強度為有效元素。為了有效發揮此等效果，Cr含量設為0.85質量%以上。此等效果隨著增加Cr含量而變大。因此，Cr含量若過量，則由於強度過於變高使鋼的冷成型加工性劣化，故設為1.25質量%以下。

(Mo：0.15質量%以上0.35質量%以下)

Mo係藉由提高鋼材之淬火性而增加最終製品之強度為有效元素。尤其，藉由於鋼中與Cr一起含有Mo，可顯著增加最終製品之強度。為了有效發揮此等效果，Mo含量設為0.15質量%以上。此等效果隨著Mo含量增加而變大。因此，Mo含量若過量，則強度過於變高使鋼的冷成型加工性劣化。尤其藉由於鋼中與Cr一起含有Mo，於鋼進行球狀化退火後，顯著可容易軟質化。因此，Mo設為 0.35質量%以下。

(Al：0.01質量%以上0.1質量%以下)

Al作為脫氧劑為有用，並且與N鍵結而析出AlN，係加工時防止結晶粒異常成長使強降低之元素。為了有效發揮此等效果，Al含量設為0.01質量%以上，較佳為0.015質量%以上，更佳為0.020質量%以上。然而，Al含量若過量，則過量產生Al₂O₃而使冷鍛造性劣化。因此，Al含量設為0.1質量%以下，較佳為0.090質量%以下，更佳為0.080質量%以下。

其餘部分為鐵及不可避免雜質。作為不可避免雜質，容許因原料、材料、製造設備等之狀況而帶入之元素(例如B、As、Sn、Sb、Ca、O、H等)之混入。

又，例如如P及S，通常含量越少越佳，因此雖為不可避免雜質，但有關於其組成範圍如上述另外規定之元素。因此，本說明書中，稱為構成其餘部分之「不可避免雜質」之情況，係排除另外規定其組成範圍的元素之概念。

再者，本發明之實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼根據需要亦可選擇性含有以下任意元素，根據含有之成分進而改善鋼的特性。

(自Cu：0.25質量%以下(不包含0質量%)及Ni：0.25質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上)

Cu及Ni係提高淬火性並且提高製品強度為有效作用的 元素。此等作用隨著該等元素之含量增加而增大，但為使有效發揮，Cu及Ni分別較佳為0.05質量%以上，更佳為0.08質量%以上，又更佳為0.10質量%以上。而且過量含有時，過量產生過冷組織，而使強度過高使冷鍛造性降低。因此，Cu及Ni分別較佳為0.25質量%以下。更佳為0.22質量%以下，又更佳為0.20質量%以下。又，Cu及Ni可分別單獨含有，亦可含有2種以上，且含有2種以上時之含量分別於上述範圍內之任意含量即可。

(自Ti：0.2質量%以下(不包含0質量%)、Nb：0.2質量%以下(不包含0質量%)及V：1.5質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上)

Ti、Nb、V係與N鍵結形成化合物(氮化物)，使鋼中之固熔N量減低，獲得變形阻力減低效果之元素。為了發揮此效果，Ti、Nb、V分別較佳為0.05質量%以上，更佳為0.06質量%以上，又更佳為0.08質量%以上。而且，該等元素過量含有時，氮化物量增加，變形阻力上升，冷鍛造性劣化，故Ti、Nb分別較佳為0.2質量%以下，更佳為0.18質量%以下，又更佳為0.15質量%以下，V較佳為1.5質量%以下，更佳為1.3質量%以下，又更佳為1.0質量%以下。又，Ti、Nb及V可分別單獨含有，亦可含有2種以上，且含有2種以上時之含量分別於上述範圍內之任意含量即可。

(自N：0.01質量%以下(不包含0質量%)、Mg：0.02質量% 以下(不包含0質量%)、Ca：0.05質量%以下(不包含0質量%)、Li：0.02質量%以下(不包含0質量%)、及稀土類元素(Rare Earth Metal：REM)：0.05質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上)

N雖係鋼中不可避免含有之雜質，但若於鋼中包含固熔N，則因應變時效而導致硬度上升、延展性降低，冷鍛造性劣化。因此，N較佳為0.01質量%以下，更佳為0.009質量%以下，又更佳為0.008質量%以下。又，Mg、Ca、Li及REM係使MnS等之硫化化合物系介存物球狀化，提高鋼的變形能之有效元素。此等作用隨著其含量增加而增大，但為了有效發揮，Mg、Ca、Li及REM分別較佳為0.0001質量%以上，更佳為0.0005質量%以上。而且即使過量含有，其效果亦已飽和，無法期待與含量相稱之效果，故Mg及Li分別較佳為0.02質量%以下，更佳為0.018質量%以下，又更佳為0.015質量%以下，Ca及REM分別較佳為0.05質量%以下，更佳為0.045質量%以下，又更佳為0.040質量%以下。又，N、Ca、Mg、Li及REM可分別單獨含有，亦可含有2種以上，且含有2種以上時之含量分別於上述範圍內之任意含量即可。

<2.金屬組織>

本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼包含初析肥粒鐵。初析肥粒鐵有助於球狀化退火後之鋼軟質化。然而，尤其含有Cr及Mo之情況，僅含有初析肥粒鐵，於 短時間退火後，無法實現球狀化度優異且可充分軟質化之鋼。

因此，如以下所詳述，本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼係控制為初析肥粒鐵之面積率為30%以上70%以下及肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為5~15μm。

[2-1.初析肥粒鐵之面積率：30%以上70%以下]

藉由存在較多初析肥粒鐵，於球狀化退火中可促進滲碳體等之碳化物之凝集‧球狀化，其結果，可提高鋼的球狀化度及減低鋼硬度。基於此等觀點，初析肥粒鐵之面積率必須為30%以上。初析肥粒鐵之面積率較佳為超過30%，更佳為超過35%，又更佳為超過40%。另一方面，欲使初析肥粒鐵存在較多時，製造時間增加。若考慮現實的製造時間，初析肥粒鐵之面積率必須抑制為70%以下。

[2-2.肥粒鐵結晶粒之平均粒徑：5~15μm]

藉由使肥粒鐵結晶粒之平均粒徑微細化，可促進球狀化退火後之滲碳體等之碳化物凝集‧球狀化，其結果，可實現鋼的球狀化度提高及硬度減低。基於此等觀點，肥粒鐵結晶粒之平均粒徑必須控制於15μm以下。較佳為13μm以下。另一方面，過於微細化時由於導致硬度上升，故必須控制於5μm以上。較佳為7μm以上。

此處，所謂肥粒鐵結晶粒係指以後方散射電子繞射圖像(Electron back scattering pattern：EBSP)解析之結果，結 晶方位差(斜角)超過15°之邊界(亦稱為大角粒界)作為結晶粒界，由該結晶粒界所包圍之肥粒鐵區域。此處所謂平均粒徑係指由結晶粒界包圍之區域面積換算為圓時之直徑的平均值，亦即平均圓當量直徑。

肥粒鐵結晶粒之平均粒徑係使用例如場射出型高分解能掃描電子顯微鏡(Field emission scanning electron microscope；FE-SEM)及EBSP解析裝置而測定。

再者，本實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼可根據需要而為以下任意的金屬組織，藉此進而改善球狀化退火後之鋼的特性。

[2-3.波來鐵之面積率相對於初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比例：80%以下]

基於更提高球狀化退火後之鋼的球狀化度之觀點，初析肥粒鐵以外之組織(以下有時稱為「其餘部分組織」)中，減少波來鐵比例係為有效。其餘部分組織中之波來鐵比例過多時，即使球狀化退火後棒狀碳化物亦容易存在，易使鋼的球狀化度變差。較佳波來鐵之面積率相對於初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比例為80%以下，更佳為70%以下。

作為其餘部分組織中之波來鐵以外的組織，舉例為變韌鐵(bainite)、麻田散鐵、沃斯田鐵等，但全部為變韌鐵時就提高鋼的球狀化度而言更佳。具體而言，其餘部分組織中之波來鐵的面積率比例為80%以下之情況，其餘部分 組織中之變韌鐵的面積率比例更佳為20%以上，其餘部分組織中之波來鐵的面積率比例為70%以下之情況，其餘部分組織中之變韌鐵的面積率比例更佳為30%以上。

<3.硬度>

進而，本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼可根據需要具有以下之任意硬度，藉此更改善球狀化退火後之鋼的特性。

[3.硬度為300HV以下]

就謀求球狀化退火後之鋼的軟質化而言，預先降低鋼的硬度係有效。因此，鋼的硬度設為HV350以下，較佳為HV300以下。更佳為HV290以下。

<4.製造方法>

本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法中，使用滿足上述化學成分組成之鋼材，進行加工及加工後之冷卻。加工及加工後之冷卻各以2階段進行。

具體而言，本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法包含對具有上述化學成分組成之鋼材進行如下步驟：(a)以壓縮率20%以上、保持時間10秒以下進行前加工之步驟，(b)於前述步驟(a)後，以超過800℃且1050℃以下、壓 縮率20%以上進行精加工之步驟，(c)於前述步驟(b)後，以於10秒以下冷卻至750℃以上840℃以下之步驟，(d)於前述步驟(c)後，以0.1℃/秒以上且未達10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之步驟。

以下，針對各步驟加以詳述。又，此處所謂加工只要滿足上述要件，則可為任意加工，例如加壓加工、壓延加工可包含於其中。又，步驟(c)及(d)有時分別稱為第1冷卻及第2冷卻。

[(a)以壓縮率20%以上、保持時間10秒以下進行前加工之步驟]

為了使初析肥粒鐵之比例增加及肥粒鐵結晶粒之微細化，進行壓縮率20%以上之前加工。較佳係壓縮率為30%以上。又，壓縮率係如下計算。

<實施加壓加工時之壓縮率(該情況壓縮率亦稱為壓下率)>

壓縮率(%)=(h1-h2)/h1×100

h1：加工前的鋼高度，h2：加工後的鋼高度

<藉由壓延加工獲得線材之情況的壓縮率(該情況之壓縮率亦稱為減面率)>

壓縮率(%)=(S1-S2)/S1×100

S1：加工前的鋼剖面積，S2：加工後的鋼剖面積

前加工時之溫度，為了增加初析肥粒鐵之比例及使肥粒鐵結晶粒微細化，較佳為比較低溫。

又，自前加工至精加工之保持時間，為了抑制肥粒鐵結晶粒之成長，必須為較短。因此，保持時間設為10秒以下，較佳設為5秒以下。

[(b)於步驟(a)後，以超過800℃且1050℃以下、壓縮率20%以上進行精加工之步驟]

為了增加初析肥粒鐵之比例及使肥粒鐵結晶粒微細化，以20%以上之壓縮率進行精加工。較佳之壓縮率為50%以上。且，為了使肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為5~15μm，而將加工溫度設為超過800℃且1050℃以下。為使肥粒鐵結晶粒微細化，較佳為1000以下℃，更佳為950℃以下。另一方面，為了防止肥粒鐵結晶粒之過度微細化，較佳為825℃以上，更佳為850℃以上。

[第1冷卻步驟：(c)於步驟(b)後，以於10秒以下冷卻至750℃以上840℃以下之步驟]

為了增加初析肥粒鐵之比例及使肥粒鐵結晶粒微細化，精加工後迅速冷卻至特定溫度(以下有時稱為第1冷卻停止溫度)。自精加工溫度冷卻至第1冷卻停止溫度之時間設為10秒以下。較佳為5秒以下，更佳為3秒以下。

為了增加初析肥粒鐵之比例及使肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為5~15μm，而將第1冷卻停止溫度設為750℃以上840℃以下。為了增加初析肥粒鐵之比例，較佳為775℃以上。另一方面，溫度過高時，由於肥粒鐵結晶粒之平均粒 徑容易變大，較佳為820℃以下。

[第2冷卻：(d)於步驟(c)後，以0.1℃/秒以上且未達10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之步驟]

為了增加初析肥粒鐵之比例、肥粒鐵結晶粒微細化、減低其餘部分組織中之珍珠鹽比例及減低硬度，而以0.1℃/秒以上且未達10℃/秒之平均冷卻速度自第1冷卻停止溫度冷卻至500℃以下。作為較佳之平均冷卻速度，為1~3℃/秒。

步驟(d)後，於500℃以下之溫度範圍之冷卻方法並未特別限定，例如可放冷，或第2冷卻之平均冷卻速度為例如未達1℃/秒之比較慢的情況，為了縮短時間亦可進行氣體急冷等。

如以上可獲得本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼。本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼雖預想隨後實施球狀化退火，但根據情況，亦可於球狀化退火前或球狀化退火後實施其他加工(伸線加工等)。

本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼即使於隨後實施比較縮短時間之球狀化退火(例如相對於以往：約15小時，縮短為約11小時之球狀化退火)之情況，球狀化度亦優異，且可充分軟質化。又，本發明之實施形態中，藉由對以上述製造條件獲得之鋼材進行退火、球狀化退火、伸線加工、壓造及淬火回火中之1個以上之步驟， 可製造鋼線。此觸所謂鋼線係對以上述製造條件獲得之鋼材實施退火、球狀化退火、伸線加工、壓造及淬火回火等而經調整特性之線狀之鋼材，但亦包含除上述退火等之步驟以外，亦經過2次加工製造商一般進行之步驟之線狀鋼材。

如以上說明本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法，但由理解本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼之期望特性之熟知本技藝者進行嘗試錯誤，而有發現出製造具有本發明實施形態之期望特性的冷成型加工用機械構造用鋼之方法，即上述製造方法以外之方法的可能性。

[實施例]

以下列舉實施例更具體說明本發明之實施形態。本發明之實施形態並未因以下實施例而受到限制，於可與前述及後述之主旨相符之範圍內，亦可加入適當變更而實施，該等均包含於本發明實施形態之技術範圍內。

[實施例1]

使用表1之鋼種A及D所示之化學成分組成的鋼，製作

10mm×15mm之加工Formaster用之試驗片。使用所製作之加工Formaster用之試驗片，以表2記載之條件藉由加工Formaster試驗機進行加壓加工及冷卻。表2中雖未記載，但500℃以下之溫度區域的冷卻，於第2冷卻時之 平均冷卻速度為1℃/秒以上時，以該第2冷卻時之平均冷卻速度冷卻至室溫附近(25℃~40℃)，於第2冷卻時之平均冷卻速度未達1℃/秒時，進行氣體急冷。

表1及表2、及後述之表3~5中，畫底線之數值表示偏離本發明實施形態之範圍者。又，表1之碳當量欄中記載以下述式(1)計算之值。

碳當量(Ceq)=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14…(1)

此處，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及[V]分別表示以質量%表示之C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo及V之含量。

將實施加工熱處理試驗之試驗片沿中心軸4等份切斷，獲得包含縱剖面之4個樣品。其中1個作為不實施球狀化退火之樣品(以下有時稱為球狀化退火前之樣品)，另一個作為實施球狀化退火之樣品(以下有時稱為球狀化退火後之樣品)。球狀化退火係將試驗片分別放入真空密封管中而進行。

球狀化退火係藉以下2條件(SA1及SA2)實施。

SA1：於760℃均熱保持5小時後，以平均冷卻速度13℃/小時冷卻至685℃，隨後放冷。

SA2：於750℃均熱保持2小時後，以平均冷卻速度13℃/小時冷卻至660℃，隨後放冷。

SA1係相對於先前技術中之球狀化退火時間：約15小時，設為將球狀化退火時間縮短至約11小時之條件。又，此處所稱之球狀化退火時間係設為均熱保持時間與直至放冷之冷卻時間加總的時間。又，SA2與SA1比較，係預設溫度之追隨較慢而於低溫進行之條件。

針對球狀化退火前之樣品，以可觀察縱剖面之方式嵌埋樹脂，測定(1)初析肥粒鐵之面積率，(2)肥粒鐵結晶粒之平均粒徑，(3)波來鐵的面積率相對於初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比率，及(4)球狀化退火前之硬度。

又，針對球狀化退火後之樣品，亦與上述同樣，以可觀察縱剖面之方式嵌埋樹脂，測定(5)球狀化退火後之硬度及(6)球狀化度。

針對(1)~(6)之任一測定，均將試驗片之直徑設為D，測定自試驗片側面朝向中心軸之D/4的位置。

(1)初析肥粒鐵之面積率之測定

針對球狀化退火前之樣品的縱剖面，藉由硝酸醇(Nital)蝕刻顯現出組織，藉光學顯微鏡以倍率400倍(視野區域：寬220μm×長165μm)及1000倍(視野區域：寬88μm×長66μm)對D/4位置拍攝相片。針對所得相片，以等間隔15條縱線、等間隔10條橫線畫出格子狀，測定存在於150個交點上之初析肥粒鐵之個數，該個數除以150所得之值設為初析肥粒鐵之面積率(%)。

此時，針對後述之肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為10μm以上之樣品，使用倍率400倍之照片進行測定，針對未達5μm之樣品使用1000倍之照片進行測定，針對5μm以上未達10μm之樣品適當選擇倍率400倍或1000倍之任一照片進行測定。

(2)肥粒鐵結晶粒之平均粒徑之測定

肥粒鐵結晶粒之平均粒徑係使用FE-SEM及EBSP解析裝置測定。

針對球狀化退火前之樣品的縱剖面的D/4位置，藉由FE-SEM獲得後方散射電子繞射圖像。針對所得圖像，使用EBSP解析裝置，將結晶方位差(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」，決定肥粒鐵 中結晶粒之平均粒徑。此時，將測定區域設為200μm×200μm，測定步進設為0.4μm間隔予以測定，將表示測定方位信賴性之信任指數(Confidence Index)為0.1以下之測定點自解析對象中削除。

(3)波來鐵的面積率相對於初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比率之測定

針對球狀化退火前之樣品的縱剖面，藉由硝酸醇蝕刻顯現出組織，藉光學顯微鏡以倍率400倍(視野區域：寬220μm×長165μm)及1000倍(視野區域：寬88μm×長66μm)對D/4位置拍攝相片。針對所得相片，以等間隔15條縱線、等間隔10條橫線畫出格子狀，測定存在於150個交點上之初析肥粒鐵之個數A。其次，測定存在於150個交點上之波來鐵之個數B，將該個數B除以個數(150-A)所得之值設為波來鐵的面積率相對於初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比率(%)。

此時，針對後述之肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為10μm以上之樣品，使用倍率400倍之照片進行測定，針對未達5μm之樣品使用1000倍之照片進行測定，針對5μm以上且未達10μm之樣品適當選擇倍率400倍或1000倍之任一照片進行測定。

(4)球狀化退火前之硬度測定

針對球狀化退火前之樣品的縱剖面，使用維卡硬度 計，於D/4位置以荷重1kgf測定3~5點，求出其平均值(HV)。

(5)球狀化退火後之硬度測定

針對球狀化退火後之樣品的縱剖面，使用維卡硬度計，於D/4位置以荷重1kgf測定3~5點，求出其平均值(HV)。

由於已知硬度於鋼種之碳當量越大時越增大，因此本實施例之球狀化退火後之硬度判定基準係對應於鋼種的碳當量(Ceq)設定。具體而言，針對SA1後之硬度，藉由是否滿足下述式(2)而判定。

(硬度(HV))<97.3×Ceq+84‧‧‧(2)

SA1後之硬度滿足上述式(2)時設為最良好(◎)，未滿足上述式(2)時設為不良(×)。

又，碳當量為0.70以上時，SA1後之硬度若為HV150以下，則更佳。

又，SA2由於係在比SA1更低溫而不易軟質化之退火條件，故針對SA2後之硬度，設定與上述式(2)不同之基準(緩和基準)。具體而言，針對SA2後之硬度，藉由是否滿足下述式(3)而判定。

(硬度(HV))<97.3×Ceq+98‧‧‧(3)

SA2後之硬度滿足上述式(3)時設為最良好(◎)，未滿足上述式(3)時設為不良(×)。

又，碳當量為0.70以上時，SA2後之硬度若為HV165 以下，則更佳。

(6)球狀化度之測定

針對球狀化退火後之樣品的縱剖面，藉由硝酸醇蝕刻顯現出組織，使用光學顯微鏡以倍率400倍(視野區域：寬220μm×長165μm)觀察D/4位置。針對所觀察之圖像，依據JISG3509-2中記載之球狀化組織之程度，決定球狀化度1~3號。判定係於球狀化度為1號時設為最良好(◎)，為2號時設為良好(○)，3號時設為不良(×)。

以上述(1)~(6)之要領評價之球狀化退火前之組織及硬度，以及球狀化退火後之硬度及球狀化度示於表3。又，針對SA1後之綜合判定，SA1後之硬度及球狀化度，全部為◎時設為最良好(◎)。混合存在◎與○時，設為良好(○)。即使混合存在1個×即設為不良(×)。

表3之結果中，其餘部分組織之內，波來鐵以外全部為滲碳體。

由表3之結果，可探討如下。表3之試驗No.1-1~1-4、1-9及1-10均為滿足本發明實施形態所規定之所有要件之例，於比以往更縮短球狀化退火時間之SA1後，硬度及球狀化度均為良好或最良好。尤其試驗No.1-1~1-2與試驗No.1-3~1-4、1-9及1-10不同，碳含量為較佳範圍(未達0.40質量%)，且第2冷卻時之平均冷卻速度於較佳範圍內(1~3/℃秒)，由於其結果滿足較佳要件(初析肥粒鐵面積率超過40%及其餘部分組織之波來鐵面積率80%以下)，因此SA1後之球狀化度最良好，綜合判定中為最良好。

另一方面，表3之試驗No.1-5~1-8係未滿足本發明實施形態所規定之要件之例，SA1後之硬度或球狀化度不良。

試驗No.1-5由於精加工溫度為1200℃而較高，故肥粒鐵結晶粒之平均粒徑超過15μm，SA1後之球狀化度不良。

試驗No.1-6由於精加工溫度為800℃而較低，故肥粒鐵結晶粒之平均粒徑未達5μm，SA1後之硬度不良。

試驗No.1-7由於第2冷卻之平均冷卻速度為10℃/秒而較快，故初析肥粒鐵之面積率未達30%，SA1後之硬度不良。

試驗No.1-8由於精加工溫度為1200℃而較 高，初析肥粒鐵之面積率未達30%，且肥粒鐵結晶粒之平均粒徑超過15μm，SA1後之硬度不良。

且，可知藉由如表3之試驗No.1-1~1-4、1-9及1-10般滿足本發明實施形態所規定之所有要件，於與SA1比較預設溫度之追隨較慢之低溫下進行球狀化退火之SA2後，亦充分軟質化。

[實施例2]

使用以表1之鋼種B、C表示之化學成分組成之鋼，於實際設備之壓延產線以表4之條件進行壓延加工及冷卻。又，實際設備之壓延產線依序連接有加熱爐、粗列壓延機、中間列壓延機、中間水冷帶、石輪輥(block mill)壓延機、定徑機(sizing mill)壓延機、製品水冷帶、冷卻輸送帶及立體倉庫，前加工以石輪輥壓延機進行，精加工以定徑機壓延機進行，第1冷卻及第2冷卻以冷卻輸送帶進行。表4中雖未記載，但500℃以下之溫度區域的冷卻，於冷卻至約400℃係以第2冷卻時之平均冷卻速度冷卻，隨後放冷。自所得壓延材切出樣品，將其中1個設為未實施球狀化退火之樣品，另1個設為實施球狀化退火之樣品。

球狀化退火係藉以下2條件(SA3及SA4)實施。SA3係相對於先前技術中之球狀化退火時間：約15小時，設為球狀化退火時間縮短為約9小時之條件。且SA4係與SA3比較預設溫度之追隨較慢而設為於低溫進行之條件。

SA3：於770℃均熱保持2小時後，以平均冷卻速度13℃/小時冷卻至685℃，隨後放冷。

SA4：於750℃均熱保持2小時後，以平均冷卻速度13℃/小時冷卻至660℃，隨後放冷。

與實施例1同樣，測定(1)初析肥粒鐵之面積率，(2)肥粒鐵結晶粒之平均粒徑，(3)波來鐵的面積率相對於初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比率，(4)球狀化退火前之硬度，(5)球狀化退火後之硬度及(6)球狀化度並評價。又，作為球狀化退火後之硬度判定，針對SA3後之硬度，滿足上述式(2)時設為最良好(◎)，未滿足上述式(2)時設為不良(×)。又，碳當量為0.70以上時，SA3後之硬度若為HV150以下，則更佳。針對SA4後之硬度，滿足上述式(3)時設為最良好(◎)，未滿足上述式(3)時設為不良(×)。又，碳當量為0.70以上時，SA4後之硬度若為HV165以下，則更佳。

結果示於表5。

表5之結果中，其餘部分組織之內，波來鐵以外全部為滲碳體。

由表5之結果，可探討如下。表5之試驗No.2-2為均滿足本發明實施形態所規定之所有要件之例，SA3後之硬度及球狀化度均為最良好或良好。

另一方面，表5之試驗No.2-1係第1冷卻之冷卻停止溫度超過840℃，初析肥粒鐵之面積率未達30%，且肥粒鐵結晶粒之平均粒徑超過15μm，SA3後之硬度及球狀化度不良。

[產業上之可利用性]

本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼可較佳適用於藉由冷鍛造、冷壓造或冷轉造等之冷成型加工而製造之各種零件之材料。鋼的形態雖未特別限定，但可為例如線材或棒鋼等之壓延材。

前述零件包含例如汽車用零件、建設機械用零件，具體而言包含螺栓、螺絲、螺母、插座、球形接頭、內管、扭力彈簧、離合器箱、護柵、外殼、輪轂、外蓋、外盒、墊圈片、挺桿、坐墊、氣門、套內殼、離合器、套筒、外座圈、鏈輪、定子、鐵砧、腳座、搖臂、車體、凸緣、滾筒、接頭、連接器、滑輪、金屬配件、軛狀物、鉗口墊片、閥升桿、火星塞、小齒輪、操舵軸及共軌等。本發明實施形態之冷成型加工用機械構造用鋼作為可較佳地適用作為上述零件之材料之機械構造用鋼而於產業上有用，於 球狀化退火後，於室溫及加工發熱區域中製造為上述各種零件之際，變形阻力較低，可發揮優異之冷成型加工性。

本申請案係以申請日為2019年1月31日之日本專利申請，特願第2019-016219號及2019年11月22日之日本專利申請，特願第2019-211181號為基礎主張優先權。特願第2019-016219號及特願第2019-211181號藉由參考而併入本說明書中。

Claims (7)

1. 一種冷成型加工用機械構造用鋼，其係包含C：0.32~0.44質量%、Si：0.15~0.35質量%、Mn：0.55~0.95質量%、P：0.030質量%以下、S：0.030質量%以下、Cr：0.85~1.25質量%、Mo：0.15~0.35質量%、Al：0.01~0.1質量%、其餘部分：鐵及不可避免雜質，初析肥粒鐵之面積率為超過35%且為70%以下，肥粒鐵結晶粒之平均粒徑為5~15μm。
2. 如請求項1之冷成型加工用機械構造用鋼，其中波來鐵之面積率相對於前述初析肥粒鐵以外之組織合計面積率之比例為80%以下。
3. 如請求項1之冷成型加工用機械構造用鋼，其中硬度為HV300以下。
4. 如請求項1至3中任一項之冷成型加工用機械構造用鋼，其中進而含有以下之(a)~(c)中之至少一者：(a)自Cu：0.25質量%以下(不包含0質量%)及Ni：0.25質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上， (b)自Ti：0.2質量%以下(不包含0質量%)、Nb：0.2質量%以下(不包含0質量%)及V：1.5質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上，(c)自N：0.01質量%以下(不包含0質量%)、Mg：0.02質量%以下(不包含0質量%)、Ca：0.05質量%以下(不包含0質量%)、Li：0.02質量%以下(不包含0質量%)、及REM：0.05質量%以下(不包含0質量%)所成之群選擇之一種以上。
5. 一種冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法，其係準備如請求項1之化學成分組成之鋼，且包含下述步驟：(a)以壓縮率20%以上、保持時間10秒以下進行前加工之步驟，(b)於前述步驟(a)後，以超過800℃且1050℃以下、壓縮率20%以上進行精加工之步驟，(c)於前述步驟(b)後，以於10秒以下冷卻至750℃以上840℃以下之步驟，(d)於前述步驟(c)後，以0.1℃/秒以上且未達10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之步驟。
6. 一種冷成型加工用機械構造用鋼之製造方法，其係準備如請求項4之化學成分組成之鋼，且包含下述步驟：(a)以壓縮率20%以上、保持時間10秒以下進行前加工之步驟， (b)於前述步驟(a)後，以超過800℃且1050℃以下、壓縮率20%以上進行精加工之步驟，(c)於前述步驟(b)後，以10秒以下冷卻至750℃以上840℃以下之步驟，(d)於前述步驟(c)後，以0.1℃/秒以上且未達10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之步驟。
7. 一種鋼線之製造方法，其係對以如請求項5或6之方法製造之冷成型加工用機械構造用鋼進行退火、球狀化退火、伸線加工、壓造及淬火回火(quenching and tempering)中之1個以上之步驟。