TWI812127B - 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，在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰之半高寬為0.500°以下，當將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時，全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑為(1.863-2.13[C])μm以下。
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，
在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰之半高寬為0.500°以下，
當將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時，全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑為(1.863-2.13[C])μm以下。
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℃~(A1-17℃)以下的溫度T2之後加熱至比溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度之冷卻-加熱工序，且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次，
(3)以5℃/小時~20℃/小時的平均冷卻速度冷卻至低於(A1-30℃)的溫度。
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，從各種角度進行了苦心研究。
若球化退火後之肥粒鐵中的應變量低，可將球化退火後之鋼的硬度降低，而使冷加工性提高。本案發明人等，著眼於在球化退火中的冷卻過程生成之棒狀雪明碳鐵含有大量的界面應變，如果將在冷卻過程生成的棒狀雪明碳鐵減少，應可謀求肥粒鐵中的應變量減少。再者，本案發明人等認為，藉由使全部雪明碳鐵的尺寸變小，可將在淬火處理工序的高溫保持中未溶解之雪明碳鐵減少，而使淬火性提高。
於是，本案發明人等進一步苦心研究的結果發現到，特別是在金屬組織中，只要將作為肥粒鐵中的應變量指標之在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰的半高寬設定成一定值以下，並將全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑對應於鋼材中的C量設定成一定值以下即可。又本案發明人等進而發現到，為了實現上述金屬組織，將化學成分組成設定在一定範圍內，並在機械構造零件用鋼線之製造方法中以特別規定的條件進行球化退火是有效的。以下，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的金屬組織做說明。
1.金屬組織
[在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰的半高寬為0.500°以下]
本實施形態的機械構造零件用鋼線，在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰的半高寬為0.500°以下。在X射線繞射之肥粒鐵峰的半高寬，表示與差排密度有關之應變的導入程度。峰半高寬小表示鋼中的應變小。因此，峰半高寬越小，鋼中的應變越小。結果，鋼的硬度降低，而使冷加工性提高。雖不論測定肥粒鐵之哪個結晶方位都呈現大致相同的傾向，在本發明，是代表性地規定可明確掌握傾向之肥粒鐵的(211)面之峰半高寬。峰半高寬較佳為0.495°以下，更佳為0.493°以下。峰半高寬的下限沒有特別的限定，如果考慮到本發明的實施形態之成分組成及製造條件，是大致0.100°左右。
[當鋼材中的C量(質量%)用[C]表示時，全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑為(1.863-2.13[C])μm以下]
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，在本實施形態，當鋼材中的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(1.863-2.13[C])μm以下。較佳為(1.858-2.13[C])μm以下。
另一方面，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，結果可將球化退火後的硬度進一步降低。基於這些觀點，全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑較佳為(1.668-2.13[C])μm以上。全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑更佳為(1.669-2.13[C])μm以上。
關於上述全部雪明碳鐵，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：雪明碳鐵粒子的最長長度之長徑和與長徑垂直的方向上的最長長度之短徑的比(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，以藉由後述全部雪明碳鐵的平均圓等效直徑之測定方法可判別之雪明碳鐵的尺寸作為最小尺寸。具體而言，以圓等效直徑0.3μm以上的雪明碳鐵粒子作為測定對象。
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。
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。基於進一步抑制韌性降低的觀點，進而可為小於0.50質量%，進而可為0.45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含量設為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
為了獲得本發明的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~ 60mm，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之後，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℃~(A1-17℃)以下的溫度T2之後加熱至比溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度之冷卻-加熱工序，且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次，
(3)以5℃/小時~20℃/小時的平均冷卻速度冷卻至低於(A1-30℃)的溫度。
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之後，在該溫度T1加熱並保持超過1小時且6小時以下(圖1的[1]及[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且界面應變多之棒狀雪明碳鐵的溶解。若溫度T1過低，在加熱保持時無法使界面應變多的棒狀雪明碳鐵溶解，會殘存在肥粒鐵中而使硬度增加，造成冷加工性降低。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，結晶粒會變得過度粗大，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，造成冷加工性降低。因此，將溫度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，界面應變多的棒狀雪明碳鐵會殘存在肥粒鐵結晶粒內，使硬度增加，造成冷加工性降低。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時間以下。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。
又上述A1點的溫度，是依Leslie鐵鋼材料學(丸善)第273頁所記載的下述式(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。
[(2)冷卻至超過650℃~(A1-17℃)的溫度T2之後加熱至比溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度之冷卻-加熱工序，且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次(圖1的[7])]
接著，進行冷卻至超過650℃~(A1-17℃)的溫度T2之後加熱至比溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度之冷卻-加熱工序，且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次。針對冷卻-加熱工序的各工序，以下做詳細說明。
＜(2-i)冷卻至超過650℃~(A1-17℃)的溫度T2(圖1的[3]及[4])＞
為了促進界面應變少的球狀雪明碳鐵之析出而進行冷卻。若將從溫度T1起的平均冷卻速度減慢，可抑制界面應變多的棒狀雪明碳鐵之過度再析出，使肥粒鐵中的應變量減少，而能將冷加工性進一步提高。因此，平均冷卻速度較佳為100℃/小時以下。平均冷卻速度更佳為90℃/小時以下，特佳為80℃/小時以下。另一方面，若將平均冷卻速度加快，可抑制在冷卻時生成之雪明碳鐵過度粗大化，結果，在淬火處理工序的高溫保持中使雪明碳鐵充分溶解，能使淬火處理後的硬度更加提高、亦即淬火性更加提高。進而可縮短退火時間而使生產性提高。因此，平均冷卻速度較佳為1℃/小時以上，更佳為3℃/小時以上，特佳為5℃/小時以上。
又若冷卻的到達溫度(T2)過低，會導致退火時間的長時間化。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將雪明碳鐵控制成所期望的形態。冷卻的到達溫度(T2)較佳為670℃以上。另一方面，若冷卻的到達溫度(T2)過高，會使界面應變多的棒狀雪明碳鐵過度再析出，使肥粒鐵中的應變量增加，造成冷加工性降低。因此，冷卻的到達溫度(T2)必須為比A1點低一定程度以上的值。因此，冷卻的到達溫度(T2)之上限設為A1-17℃。冷卻的到達溫度(T2)較佳為A1-18℃以下。又在到達成冷卻的到達溫度(T2)之後，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下之保持時間較佳為1小時以內。
＜(2-ii)加熱至比溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度(圖1的[5]及[6])＞
為了讓在上述(2-i)的工序析出之界面應變多的棒狀雪明碳鐵再溶解，從上述冷卻的到達溫度(T2)開始進行加熱。如圖1的[6]所示般之加熱的到達溫度、亦即加熱溫度(T3)，只要是比溫度T2高(A1+60℃)以下的溫度範圍內之任意溫度即可。前述加熱溫度，基於讓在上述(2-i)的工序生成之界面應變多的棒狀雪明碳鐵充分再溶解的觀點，較佳為A1℃以上。又基於抑制肥粒鐵結晶粒界上的球狀雪明碳鐵之再溶解而抑制球化退火後的硬度增加之觀點，加熱溫度(T3)較佳為A1+57℃以下。
如圖1的[5]所示般之從冷卻的到達溫度(T2)至加熱溫度(T3)為止之平均升溫速度沒有特別的限定。例如基於讓在上述(2-i)的工序所生成之界面應變多的棒狀雪明碳鐵更充分地再溶解而進一步抑制球化退火後的硬度之觀點，平均升溫速度可設為200℃/小時以下。又例如基於充分抑制在該加熱所生成之雪明碳鐵的粗大化而使淬火性進一步提高的觀點等，平均升溫速度可設為5℃/小時以上。
在到達了上述加熱溫度(T3)之後，不論是否在該加熱溫度下進行保持皆可。當在該加熱溫度下進行保持的情況，例如將保持時間設為1小時以內，俾抑制在冷卻至上述溫度T2的工序所生成之球狀雪明碳鐵的再溶解。
又上述加熱溫度(T3)和上述溫度T1的大小關係沒有特別的限定，例如可將上述加熱溫度(T3)設為與上述溫度T1相同的溫度，亦可將上述加熱溫度(T3)設為比上述溫度T1高。
本實施形態的製造方法，係將包含上述(2-i)冷卻和上述(2-ii)加熱之冷卻-加熱工序重複複數次，在各次中，溫度T2及溫度T3必須滿足上述範圍。
＜(2-iii)將冷卻-加熱工序合計實施2~6次(圖1的[7])＞
為了抑制在上述(2-i)的工序析出之界面應變多的棒狀雪明碳鐵之析出，在上述(1)的工序於溫度T1進行加熱保持之後，必須將上述(2-i)及上述(2-ii)的冷卻-加熱工序進行合計2~6次。當不將該冷卻-加熱工序重複進行的情況，因為肥粒鐵中的應變量增大，而使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，將冷卻-加熱工序的實施次數設為6次以下。又在圖1的情況，上述(2-i)的冷卻和上述(2-ii)的加熱之實施次數為4次。又各次的冷卻之到達溫度(T2)，分別在所規定的範圍內彼此不同亦可。又在冷卻-加熱工序之平均冷卻速度，在第1次的冷卻-加熱工序是指從溫度T1至冷卻的到達溫度(T2)為止的平均冷卻速度，在第2次以後是指從加熱溫度(T3)至冷卻的到達溫度(T2)為止之平均冷卻速度。
[(3)以5℃/小時~20℃/小時的平均冷卻速度冷卻至低於(A1-30℃)的溫度(圖1的[8]及[9])]
從冷卻-加熱工序之最後一次的加熱溫度(T3)開始進行冷卻。若冷卻到達溫度(T4)為(A1-30℃)以上，會使界面應變多的棒狀雪明碳鐵再析出，使肥粒鐵中的應變增加，造成冷加工性降低。因此，將冷卻到達溫度(T4)設為低於(A1-30℃)。較佳為(A1-35℃)以下、更佳為(A1-40℃)以下。冷卻到達溫度(T4)，基於將退火時間短縮化的觀點，較佳為(A1-250℃)以上、更佳為(A1-200℃)以上，特佳為(A1-150℃)以上。
為了抑制界面應變多的棒狀雪明碳鐵之再析出而減少肥粒鐵中的應變量，平均冷卻速度(R3)必須為20℃/小時以下。平均冷卻速度(R3)較佳為18℃/小時以下，更佳為15℃/小時以下。若平均冷卻速度(R3)過慢，雪明碳鐵會過度粗大化，在淬火處理工序的高溫保持中無法使雪明碳鐵充分溶解，造成淬火處理後的硬度降低、亦即淬火性差。進而導致退火時間的長時間化，而使生產性降低。因此，平均冷卻速度(R3)的下限為5℃/小時。平均冷卻速度(R3)較佳為10℃/小時以上。
在低於(A1-30℃)的溫度區域，界面應變多的棒狀雪明碳鐵之析出並不會發生。因此，冷卻到達溫度(T4)只要低於(A1-30℃)即可，可為任意溫度。在該任意溫度以下的冷卻沒有特別的限定，例如可進行空氣冷卻。
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。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，亦即在表3的樣本No.2及12，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，用實驗爐實施退火。在退火，將線材或鋼線升溫至表2所示的T1並保持t1小時。接著，以5℃/小時~100℃/小時的平均冷卻速度冷卻至表2的溫度T2之後，以5℃/小時~100℃/小時的平均升溫速度加熱至比表2的溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度。將該冷卻和加熱的工序實施表2所示的冷卻-加熱重複次數。接著，從在冷卻-加熱工序的最後一次之加熱溫度，以表2的平均冷卻速度R3冷卻至溫度T4。接著，進行空氣冷卻而獲得樣本。又如表2所示般，在製造條件G1、G2、T及U，未重複進行冷卻-加熱工序。具體而言，例如製造條件G1，是升溫至740℃後保持5小時，然後以10℃/小時的平均冷卻速度冷卻至640℃，之後進行空氣冷卻。
又作為比較例，在表3所示的樣本No.13，作為製造條件H是滿足專利文獻3的製造條件之熱處理條件，詳言之是實施專利文獻3的實施例中用SA2表示的條件，亦即將圖2所示的熱處理工序重複5次。在表3所示的樣本No.17，作為製造條件L是滿足專利文獻1的製造條件之熱處理條件，詳言之是實施專利文獻1的表2之No.1中第5號的球化退火條件，亦即將圖3所示的熱處理工序重複3次。又在表3所示的樣本No.18，作為製造條件M是滿足專利文獻2的製造條件之熱處理條件，詳言之是進行專利文獻2的表2之條件c、亦即圖4所示的模式之熱處理。表2所記載的退火參數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得的樣本，作為金屬組織的評價，是將肥粒鐵結晶粒徑的平均值、全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑及在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰的半高寬如以下般求出。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.1~10都是，肥粒鐵的面積率為90%以上。
[在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰的半高寬]
肥粒鐵粒之X射線繞射峰的半高寬，是在球化退火後的鋼線之D/4位置(D：直徑)，測定在肥粒鐵的(211)面之X射線繞射峰的半高寬。具體而言，以可觀察球化退火後的鋼線之橫剖面的方式將試驗片用樹脂包埋，實施金剛砂研磨、鑽石拋光、及用於除去在試料調製時所導入之評價表面的應變之電解研磨。接著，使用(株)理學(Rigaku)製PSPC(Position-Sensitive Propotional Counter)微小部X線應力測定裝置，求出肥粒鐵鉄148°~165°附近的峰半高寬。測定值是2次測定值的平均值。又X射線繞射之其他條件是如下述般。
･靶：Cr
･加速電壓：40kV
･加速電流：40mA
･準直器：ϕ0.5mm
[全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑]
球化退火後的鋼線之全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑的測定，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，獲得用於解析全部雪明碳鐵之投影影像。將投影影像二值化成黑白照片，使用影像解析軟體「粒子解析ver3.5」(日鐵科技株式會社)，算出全部雪明碳鐵的圓等效直徑。又表3所記載的全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑，是從3視野算出的值之平均值。所測定的雪明碳鐵之最小尺寸(圓等效直徑)為0.3μm。
[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。在試驗片之橫剖面的D/4位置(D：鋼線直徑)，依JISZ2244(2009)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球化退火後的硬度。其測定結果如表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」。
[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」。
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.1~10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.11、12、19、21~26因為未進行冷卻-加熱工序、或僅進行1次，起因於在圖1的[3]的工序所生成之界面應變多的棒狀雪明碳鐵，使肥粒鐵中的應變量增大，X射線繞射峰的半高寬超過0.500°。因此，球化退火後的硬度比基準值高，成為冷加工性差的結果。
No.13，作為滿足專利文獻3所示的製造條件之製造條件H，是依專利文獻3的退火條件SA2進行退火的例子。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.14、20，T1為730℃，因為低於A1+8℃，起因於在退火前殘存之界面應變多的棒狀雪明碳鐵，使肥粒鐵中的應變量增大，X射線繞射峰的半高寬超過0.500°。因此，球化退火後的硬度比基準值高，成為冷加工性差的結果。
No.15之平均冷卻速度R3為21℃/小時而過高，起因於在圖1的[8]的工序所生成之界面應變多的棒狀雪明碳鐵，使肥粒鐵中的應變量增大，X射線繞射峰之半高寬超過0.500°。因此，球化退火後的硬度比基準值高，成為冷加工性差的結果。
No.16，T2為710℃而過高，起因於在圖1的[3]的工序所生成之界面應變多的棒狀雪明碳鐵，使肥粒鐵中的應變量增大，X射線繞射峰之半高寬超過0.500°。因此，球化退火後的硬度比基準值高，成為冷加工性差的結果。
No.17，是依滿足專利文獻1所示的製造條件之製造條件L進行退火的例子。在該製造條件，因為未進行t1的保持等，起因於在退火前殘存之界面應變多的棒狀雪明碳鐵，使肥粒鐵中的應變量增大，X射線繞射峰之半高寬超過0.500°。因此，球化退火後的硬度比基準值高，成為冷加工性差的結果。
No.18，作為滿足專利文獻2所示的製造條件之製造條件M，是依專利文獻2的條件c進行退火的例子。起因於在退火前殘存之界面應變多的棒狀雪明碳鐵，使肥粒鐵中的應變量增大，X射線繞射峰之半高寬超過0.500°。因此，球化退火後的硬度比基準值高，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2021-061473號及特願2021-211500號的優先權。特願2021-061473號及特願2021-211500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]係先前技術的熱處理工序之說明圖。
[圖3]係其他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。
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， 在肥粒鐵粒的(211)面之X射線繞射峰之半高寬為0.500°以下， 當將鋼中的C量(質量%)用[C]表示時，全部雪明碳鐵之平均圓等效直徑為(1.863-2.13[C])μm以下。
- 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之後，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℃~(A1-17℃)以下的溫度T2之後加熱至比溫度T2高(A1+60℃)以下的加熱溫度之冷卻-加熱工序，且將該冷卻-加熱工序實施合計2~6次， (3)以5℃/小時~20℃/小時的平均冷卻速度冷卻至低於(A1-30℃)的溫度， 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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Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101098979A (zh) * | 2005-02-16 | 2008-01-02 | 新日本制铁株式会社 | 球化处理后的冷锻性优良的热轧线材、具有优良的冷锻性的球化退火处理的钢丝、以及它们的制造方法 |
| TWI486455B (zh) * | 2011-12-19 | 2015-06-01 | Kobe Steel Ltd | Steel for mechanical construction for cold working and its manufacturing method |
| WO2016148037A1 (ja) * | 2015-03-13 | 2016-09-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板 |
| TWI586814B (zh) * | 2015-03-31 | 2017-06-11 | 神戶製鋼所股份有限公司 | 機械構造零件用鋼線 |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2015168882A (ja) * | 2014-03-11 | 2015-09-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 合金鋼の球状化熱処理方法 |
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Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101098979A (zh) * | 2005-02-16 | 2008-01-02 | 新日本制铁株式会社 | 球化处理后的冷锻性优良的热轧线材、具有优良的冷锻性的球化退火处理的钢丝、以及它们的制造方法 |
| TWI486455B (zh) * | 2011-12-19 | 2015-06-01 | Kobe Steel Ltd | Steel for mechanical construction for cold working and its manufacturing method |
| WO2016148037A1 (ja) * | 2015-03-13 | 2016-09-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板 |
| TWI586814B (zh) * | 2015-03-31 | 2017-06-11 | 神戶製鋼所股份有限公司 | 機械構造零件用鋼線 |
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