JP2004083970A - Method for manufacturing wire rod - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用部品を冷間鍛造により製造するための素材となる、棒線材の製造方法に関する．
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の排気ガスの成分や総量に対する法的な規制がますます強化されつつある。このため、排気ガス中の酸素やＮＯｘの濃度を排気系において測定し、得られた結果を燃料の供給条件に反映させることによって、排気ガスの成分を調整する試みが進められている。この排気ガス中の特定の成分を測定する部品として、センサーが重要な役割を担っている。
【０００３】
このセンサーは、強い腐食環境で使用されるため、炭素鋼のような耐食性に乏しい材料で製造するわけにはいかない。そこで、耐食性にすぐれ、かつ比較的廉価なフェライト系ステンレス鋼ＪＩＳＳＵＳ４３０が、センサーの材料として使用されてきた。このセンサーは、棒線材の冷間鍛造によって製造されている。
【０００４】
ＳＵＳ４３０の棒線材を材料とするセンサーの製造に当たって現在採用されている工程は、つぎのとおりであって、
Ｒ（圧延）−Ａ１（第一焼鈍）−ＷＤ１（第一伸線）−Ａ２（第二焼鈍）−★−ＷＤ２（第二伸線）−ＣＦ（冷間鍛造）
「第一焼鈍」は、圧延ままの状態（以下「圧延状態」という）では硬い棒線材を軟質化するために必要とされてきた処理である。圧延状態のＳＵＳ４３０は、フェライトとマルテンサイトとの混合組織であるため、一般に硬く、Ｃ量が代表的な０．０４％である場合に、５００ｇの負荷条件で測定されるビッカース硬さは、２１０〜２４０ＨＶである。具体的な処理条件は、ＳＵＳ４３０では、加熱温度７５０℃で２〜４時間の焼鈍が代表的である。この条件は、後の第二焼鈍においても同様である。
【０００５】
「第一伸線」は、「第二焼鈍」後に微細な再結晶粒を得るため、フェライトにひずみを蓄積する工程である。結晶粒が微細化されないと、冷間鍛造において割れが顕著に生じる。「第二伸線」は、鍛造機に供給する素材の寸法を調整するために必要な、軽度の加工（スキンパス）である。上記の工程において、第二焼鈍と第二伸線との間の★印の段階で、材料は、組織が「細粒であって、かつ軟質」でなければならない。
【０００６】
具体的な焼鈍条件は、ＳＵＳ４３０では、加熱温度７５０℃で２〜４時間が代表的であり、他の材料に関しても、これにほぼ等しい。この条件は、後の第二焼鈍においても同様である。第一伸線は、減面率にして２０〜３０％であり、第二伸線は、減面率にして最大８％程度である。
【０００７】
自動車部品の製造原価低減の要求は、近年いっそう強まっており、センサーもその例外ではない。製造原価を低減する手段としては、まず合金成分量の節約が考えられるが、ＳＵＳ４３０の合金成分のうち節約する意味があるのはＣｒであるところ、Ｃｒ量を減らしたのでは、所要の耐食性が得られなくなる。したがって、センサーのような部品の製造原価を低減する手段として、合金成分を変更するというわけにはいかない。
【０００８】
そこで、残る製造原価低減の手段として、製造工程の簡略化が登場する。これは有効な手段であって、前記した諸工程のひとつでもふたつでも省略することができれば、その寄与は大きい。発明者のひとりは、高温かつ長時間の処理を行なう「第一焼鈍」の省略を企てて研究し、その手法を確立してすでに提案した。発明者らはさらに、圧延材の寸法と冷間鍛造の素材とする棒線材の寸法との差が小さければ、つまり第二伸線における減面率で一挙に冷間鍛造用素材の寸法を実現することができるということを前提にして、上記した第一焼鈍および第一伸線を省略した製造工程を開発し、これも別に提案した。
【０００９】
続いて発明者らは、圧延により得た素材の寸法と冷間鍛造にかける素材の寸法との差が小さければ、具体的には減面率が５％以内であれば、第二伸線をスキンパス工程とし、第一焼鈍から第一伸線をへて第二焼鈍に至る工程をすべて省略することができると考えた。スキンパスは、冷間鍛造と直結したインラインスキンパスとすることができるから、下記の変更であり、これは、ダイレクトヘッディング操業ということができる。
現状工程：圧延−第一焼鈍−第一伸線−第二焼鈍−★−第二伸線−冷間鍛造
改善工程：圧延− ★−インラインスキンパス−冷間鍛造
【００１０】
前述のように、★印の段階で「細粒かつ軟質」の材料を得るには、圧延状態で細粒かつ軟質の組織を実現しなければならない。どの程度までの細粒化と軟質化ができればダイレクトヘッディングが可能になるか、をしらべたところ、フェライト結晶粒径が８０μｍ以下であり、硬さがビッカース硬さにして、
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
である棒線材を、圧延ままで得られればよいことがわかった。
【００１１】
冷間鍛造用の素材とするフェライト系ステンレス鋼の組織と硬さに及ぼす圧延工程と温度履歴の影響を調査した結果、圧延条件と仕上げ後の温度履歴とを最適化とをすることによって、上記の細粒化および軟質化が達成できることが見出された。このためには、圧延用鋼片の加熱開始から仕上げ圧延終了までの履歴と、仕上げ圧延後の温度履歴の両方を精密に制御することが必要である。
【００１２】
非常に過酷な腐食性の環境で使用されるセンサーには、ＳＵＳ４３０よりもさらに耐食性を高めた材料が用いられているが、それらに対しても、同様な結晶粒径の状態を実現すれば、圧延状態で細粒かつ軟質であって、第一焼鈍から第一伸線をへて第二焼鈍にいたる工程を省略できるということもわかった。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、上記した発明者の知見にもとづいて、フェライト系ステンレス鋼の棒線材であって、圧延状態で細粒かつ軟質であるものを得ることができ、したがって、圧延後の第一焼鈍から第一伸線をへて第二焼鈍に至る工程を省略して、直ちにインラインスキンパスの工程にかけることができる棒線材の製造を可能にすること、それにより機械部品の製造工程を合理化し、製造原価の低減に役立つ製造方法を提供することにある。ここで「圧延状態で細粒かつ軟質であるもの」は、前記のように、フェライト結晶粒径にして８０μｍ以下であり、硬さがビッカース硬度にして、
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
であることを意味する。従来の製造方法における圧延段階では、フェライト結晶粒径がつねに１００μｍ以上であり、硬さは２１０ＨＶ以上であった。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明にしたがう棒線材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．２％およびＣｒ：７．０〜３５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる組成を基本的な合金組成とする鋼の圧延および伸線を行なって、冷間鍛造により最終製品とする棒線材を製造する方法であるが、圧延を開始する温度により、２種の方式がある。第一の方式は、第二の方式との対比においては「高温圧延」ともいうべきものであって、鋼片を９００〜１３００℃の温度で圧延機に供給するものであり、第二の方式は、第一の方式との対比においては「低温圧延」ともいうべきものであって、鋼片を９００℃未満の温度で圧延機に供給し、圧延をすべて９００℃未満で完了するものである。
【００１５】
高温圧延方式の製造方法から説明すると、本発明の棒線材の製造方法は、鋼片を温度９００〜１３００℃で圧延機に供給し、粗圧延中の素材の温度が８５０〜１２００℃であり、仕上げ圧延中の素材の温度が８５０〜１０００℃となるように圧延を行ない、仕上げ圧延後は２００℃以下であるが常温よりは高い温度まで０．９℃／秒以上の冷却速度で冷却し、この圧延材をさらに、残熱を利用して５５０〜９５０℃の範囲の温度に１分間〜８時間加熱することにより、フェライト粒径が８０μｍ以下、５００ｇの負荷条件で測定したビッカース硬さＨＶが下記の式を満たす圧延材を得て、
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
この圧延材を、伸線工程にかけて冷間鍛造用の棒線材を得ることを特徴とする。
【００１６】
低温圧延方式の製造方法は、鋼片を温度６００℃〜９００℃未満で圧延機に供給し、被圧延材の温度が、粗圧延中は７００〜８００℃、仕上げ圧延中は６５０〜８００℃となるように圧延を行ない、仕上げ圧延後は、残熱を利用して５５０〜９５０℃の範囲の温度に１分間〜８時間加熱することにより、フェライト粒径が８０μｍ以下、５００ｇの負荷条件で測定したビッカース硬さＨＶが下記の式を満たす圧延材を得て、
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
この圧延材を、伸線工程にかけて冷間鍛造用の棒線材を得ることを特徴とする。
【００１７】
【発明の実施形態】
高温圧延方式の操業条件がもつ意味は、それぞれ下に説明するとおりである。
【００１８】
圧延機への鋼片の供給温度：９００〜１３００℃
熱間圧延において、装置に対する負荷を減少させるには、素材の変形抵抗が小さくなる高温を採用すればよいことはもちろんである。ＳＵＳ４３０のようなフェライト系ステンレス鋼は、常温においてはα（フェライト）＋θ（炭化物）の相からなり、９００℃を超えると、α（フェライト）＋γ（オーステナイト）の相に変化する。この状態は圧延に有利であるから、鋼片を圧延機に供給する温度を、９００℃以上とした。一方、フェライト系ステンレス鋼は高温における降伏点が低いため、１３００℃を超える温度に加熱すると、加熱炉内で変形して抽出に差し支えることがある。これらから、圧延用鋼片の温度を９００〜１３００℃とした。
【００１９】
圧延の完了までの温度が高すぎると、前述したα（フェライト）＋γ（オーステナイト）の相のうち、オーステナイトがマルテンサイトに変態し、α（フェライト）＋Ｍ（マルテンサイト）となる。従来は、圧延後にこのような組織になっており、いうまでもなくＭは硬いから、このような組織の圧延材を伸線するには、焼鈍を必要としたわけである。
【００２０】
粗圧延の温度：８５０〜１２００℃
いうまでもなく、圧延温度が低いと材料の変形抵抗が大きく、圧延作業が困難である。一方、温度が高すぎると、圧延の間に結晶粒の成長が著しくなるので、細粒を得ようとする目的に反する。これらの観点から、上記した８５０〜１２００℃の温度範囲を選択した。
【００２１】
仕上げ圧延の温度：８５０〜１１００℃
組織の再結晶ははかるが、その粒子の成長は進まないという温度範囲が、この８５０〜１１００℃である。
冷却速度：０．９℃／秒以上
速やかな冷却を行なって、マルテンサイトへの変態を防ぐことが狙いである。
【００２２】
高温圧延方式には、上記した基本的な態様に対する変更態様があり得る。その変更態様とは、鋼片を温度９００〜１３００℃で圧延機に供給し、圧延中の素材の温度が８５０〜１２００℃であるように圧延を行なうところまでは上記と同じであるが、仕上げ圧延において、その温度を基本的態様よりも低い、６５０〜８５０℃未満の範囲に選び、かつ、常温まで冷却しないが、冷却過程で残熱を利用して５５０〜９５０℃の温度範囲における１分間〜８時間の加熱を行なう点で異なる。それによってフェライト粒径が８０μｍ以下、５００ｇの負荷条件で測定したビッカース硬さが
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
である圧延材を得て、この圧延材を、伸線工程にかけて冷間鍛造用の棒線材を得ることは、基本的な態様と同じである。
【００２３】
「残熱を利用」するとは、圧延後にコンベアによって運ばれる線材自身がもっている残熱を役立てるものであって、フードをかぶせて保温を行なうか、さらに必要であれば、ヒーターを使用して線材を加熱することを意味する。
【００２４】
低温圧延方式においては、温度が９００℃に達していないため、オーステナイトへの変態が生じない。したがって、マルテンサイトが生成することもなく、一貫してα（フェライト）＋θ（炭化物）のまま圧延を終わる。温度が低いことは、圧延の間に再結晶が遅延することを意味し、フェライト粒子の平均粒径が８０μｍ以下の圧延材が得られる。
【００２５】
以上説明した、本発明の高温圧延方式とその変更態様とにおける、圧延およびその後の冷却ないし熱処理を概念的に示せば、図１のとおりであり、一方、本発明の低温圧延方式とその変更態様とにおける、圧延およびその後の冷却を概念的に示せば、図２のようになる。どちらの態様によるにしても、圧延状態において、組織は細粒かつ軟質の状態にある。つまり、前記した★印の段階では、期待どおり「細粒かつ軟質」の状態にあって、続く伸線（具体的にはインラインスキンパス）および冷間鍛造に好適なものである。
【００２６】
鋼片を温度９００℃以上で圧延機に供給する高温圧延方式は、鋼片を温度９００〜１３００℃で加熱炉から抽出して、そのまま圧延機の初段に供給するのが普通の操業であるが、適切な抽出温度は鋼種によって異なるため、複数の鋼種を圧延する場合には加熱炉がひとつであると、温度を調節するための待ち時間が生じ、生産性が阻害されて棒線材のコスト低減が困難になる。この問題の解決には、高周波加熱の利用が効果的である。つまり、鋼片を６５０〜９００℃未満で加熱炉から抽出し、高周波加熱により９００〜１３００℃に加熱したのちに圧延機の初段に供給するという操業である。
【００２７】
具体的には、たとえば、低温で抽出される鋼種Ａとフェライト系ステンレスの鋼種Ｂを加熱炉にあわせて装入し、鋼種Ａが圧延温度に達して抽出されたとき、鋼種Ｂのための温度の制御をすることなく同じ温度で抽出し、最初の圧延機にかみ込まれる前に、高周波誘導によって鋼片を所望の温度に加熱するわけである。抽出温度が低すぎると、９００℃以上の圧延温度に加熱するために投入すべき電力が過大となり、かえって棒線材の製造コストを増すことになる。６５０℃という下限は、一般に有利不利を分ける境界として設けたものである。
【００２８】
９００〜１３００℃に加熱されたフェライト系ステンレス鋼の鋼片を圧延する場合、前述したように、圧延中の組織は、オーステナイトとフェライトの二相状態である。このフェライトの再結晶を促進することによって、変形抵抗の低い、したがって圧延機への負荷が小さい状態が維持でき、また、圧延状態で加工硬化フェライトが混入することによる硬さの上昇を回避できるから、圧延工程においては、マルテンサイトへの変態をあまり生じさせない限度で、高温を維持することが重要である。
【００２９】
フェライト系ステンレス鋼は、圧延時、比較的に変形抵抗が低いので、加工発熱量も小さい。したがって、圧延途中で、被圧延材の温度が低下しやすい。このような材料の圧延において高温を維持するには、外部から加熱する手段を採用するとよい。圧延中の素材を加熱する温度は、再結晶挙動や変形抵抗から考えて、圧延に入るときの鋼片の加熱温度と同等でよい。そこで、被圧延材を高周波誘導により加熱して、温度を８００〜１０００℃に回復させて、圧延を継続することが推奨される。
【００３０】
上述の、加熱炉からの抽出温度が圧延開始温度よりも低い場合に、高周波により加熱して圧延機にかけること、および圧延中に被圧延材の温度低下を高周波による加熱で補うことは、本発明においては、「高温圧延」の場合に限らず、「低温圧延」の場合においても適用可能なことはいうまでもない。
【００３１】
素材とする鋼の基本的な合金組成である、重量％で、Ｃ：０．００２〜０．２％およびＣｒ：７．０〜３５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避の不純物からなる合金組成は、棒線材の工業的な安定供給を目的として、冷間鍛造用素材として用いられている、一般的なフェライト系ステンレス鋼の組成範囲を選定したものである。限定理由を以下に示す。
【００３２】
Ｃ：０．００２〜０．２％
圧延状態での軟質化を図るには、マルテンサイト量を減少させることが必要で、それにはＣ量が低い方が有利である。しかしＣ量が低すぎると、第１伸線後の第２焼鈍によって結晶粒が異常に成長し、冷間加工性が損われる。また、工業的な生産において鋼のＣ量をあまり低くすることは困難である。こうした理由から、Ｃ量の下限を０．００２％とした。一方、Ｃ量が０．２％を超えるとマルテンサイト量が過大になり、圧延条件と冷却履歴を制御してもＲ状態で軟質にすることが困難となる。それゆえ、Ｃ量の上限を０．２％とした。適切なＣ量は、硬さに関して前記した式により決定される。
【００３３】
Ｃｒ：７．０〜３５．０％
Ｃｒは、いうまでもなく鋼の耐食性を向上させる成分であって、ステンレス鋼において最も重要な元素である。耐食性の向上は、Ｃｒ量が７％以上で顕著である。一方、Ｃｒ量の増加は変形能の低下を招くため、添加できる限度は３５．０％程度である。こうした理由から、Ｃｒ量は７．０〜３５．０％の範囲からえらぶ。
【００３４】
本発明の棒線材の製造方法に使用できるフェライト系ステンレス鋼は、上記した基本的な成分に加えて、下記のグループ１）および２）に属する任意添加元素を、含有することができる。
【００３５】
１）Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｅ：０．０１〜０．１５％、Ｂｉ：０．０５〜０．３０％、Ｓｅ：０．０５〜０．３０％、Ｓ：０．０５〜０．５０％およびＣａ：０．０００５〜０．０２％の１種または２種以上
これらは、いずれも被削性の向上を目的として添加する。下限は被削性を向上させるという目的が達成される最低量であり、上限は加工性を著しく低下させない値を選んだ。
【００３６】
２）Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｔａ：０．３％以下およびＷ：０．３％以下の１種または２種以上
これらは、粒成長の抑制を目的として添加する。下限はその効果が得られる最低量であり、上限は加工性に著しい影響のない範囲の値である。
【００３７】
【実施例】
［実施例１］ 高温圧延の基本的態様
合金組成が、Ｃ：０．１％，Ｃｒ：１７％，残部Ｆｅからなるフェライト系ステンレス鋼ＳＵＳ４３０を溶製した。その鋼片（１５５ｍｍ角）を加熱炉から１０５０℃で抽出し、直ちに圧延機にかみ込ませて、直径１５ｍｍの線材に圧延した。粗圧延は９１０〜９５０℃、仕上げ圧延は８７０℃で行ない、２００℃までを３℃／秒の速度で冷却した。圧延後、残熱を利用して７００℃に３０分間加熱する処理を施した。得られた熱処理材は、フェライト粒径が平均６５μｍ、硬さは１９０ＨＶであった。この材料は、細粒かつ軟質であって、伸線工程としてインラインスキンパス（減面率３％）を行なったのち、冷間鍛造により部品形状に成形することが容易であった。
【００３８】
［実施例２］ 高温圧延の変更態様
合金組成が、Ｃ：０．１％，Ｃｒ：１７％，Ｓ：０．２５％，残部Ｆｅのフェライト系ステンレス鋼ＳＵＳ４３０Ｆを溶製した。実施例１と同様に、その鋼片（１５５ｍｍ角）を加熱炉から１０５０℃で抽出し、直ちに圧延機にかみ込ませて、直径１５ｍｍの線材に圧延した。粗圧延は９１０〜９５０℃、仕上げ圧延は７２０〜７５０℃で行なった。
【００３９】
圧延後は、保温フードをかぶせたコンベア上に置き、ヒーターで加熱することにより、７００℃まで温度を回復させ、その温度に３０分間維持して、残熱による加熱を行なった。その後は放置して、常温まで冷えるにまかせた。
【００４０】
得られた圧延材のフェライト粒径は平均６５μｍであり、硬さは１９０ＨＶであった。この材料は、実施例１で得た材料と同じく細粒かつ軟質であって、インラインスキンパス（減面率３％）を行なったのち、冷間鍛造により部品形状に成形することが容易であった。
【００４１】
［実施例３］ 低温圧延
合金組成が、Ｃ：０．００８％，Ｃｒ：２６．５％，Ｍｏ：１．１％，残部Ｆｅをもつフェライト系ステンレス鋼ＳＵＳＸＭ２７を溶製した。その鋼片（１５５ｍｍ角）を、加熱炉から８５０℃で抽出し、直ちに圧延機にかみ込ませ、直径１５ｍｍの線材に圧延した。圧延中の材料の温度を、粗圧延では７５０〜７８０℃に、仕上げ圧延では７１０〜７５０℃の範囲に維持した。仕上げ圧延後、
この圧延材をさらに７００℃に２時間置く加熱処理を行なった。得られた圧延材のフェライト粒径は平均６５μｍであって、硬さは１９０ＨＶであった。この圧延材は、実施例１で得た材料と同じく細粒かつ軟質であって、インラインスキンパス（減面率３％）を行なったのち、冷間鍛造により部品形状に成形することが容易であった。
【００４２】
［実施例４］ 低温圧延
実施例１と同じフェライト系ステンレス鋼ＳＵＳ４３０を使用した。その鋼片（１５５ｍｍ角）を、加熱炉から８５０℃で抽出し、直ちに圧延機にかみ込ませ、直径１５ｍｍの線材に圧延した。圧延中は、材料の温度を実施例３と同様に維持した。圧延後は、保温フードをかぶせたコンベア上に置くことにより、７００℃まで温度を回復させ、その温度に５０分間維持する加熱を行なった。その後は放置して、常温まで冷えるにまかせた。
【００４３】
得られた圧延材のフェライト粒径は平均６５μｍであって、硬さは１９０ＨＶであった。この圧延材は、実施例１で得た材料と同じく細粒かつ軟質であって、インラインスキンパス（減面率３％）を行なったのち、冷間鍛造により部品形状に成形することが容易であった。
【００４４】
【発明の効果】
本発明に従う棒線材の製造方法の、高温圧延方式または低温圧延方式によりフェライト系ステンレスの棒線材を加工すれば、圧延状態で、細粒でしかも軟質の組織が得られる。インラインスキンパスの減面率で最終的な冷間鍛造による機械部品製造のための素材が直ちに得られるものであることを前提に、従来の棒線材の製造工程において不可欠とされていた、圧延後の第一焼鈍、第一伸線および第二焼鈍の工程を省略することができ、得られた圧延材をインラインスキンパス−冷間鍛造の加工により、所望の機械部品とすることができる。
【００４５】
このようにして本発明は、棒線材の製造工程において、長い時間がかかり多量のエネルギーを消費する焼鈍工程を省略した上に、第一伸線の工程をも省略することにより、機械部品製造のコストを顕著に低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の棒線材の製造方法における圧延工程の温度条件を、高温圧延方式の基本的態様と変更態様について、概念的に表した説明図（実線は基本的態様を、破線は変更態様をあらわす）。
【図２】本発明の棒線材の製造方法における圧延工程の温度条件を、低温圧延方式について、概念的に表した説明図。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a rod or wire, which is a material for producing a machine structural component by cold forging.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art In recent years, legal regulations on components and the total amount of exhaust gas from automobiles have been increasingly tightened. For this reason, attempts have been made to adjust the components of the exhaust gas by measuring the concentrations of oxygen and NOx in the exhaust gas in an exhaust system and reflecting the obtained results in fuel supply conditions. A sensor plays an important role as a component for measuring a specific component in the exhaust gas.
[0003]
Because this sensor is used in a highly corrosive environment, it cannot be made of poorly corrosion resistant materials such as carbon steel. Therefore, ferritic stainless steel JISSUS430, which has excellent corrosion resistance and is relatively inexpensive, has been used as a sensor material. This sensor is manufactured by cold forging of a rod or wire.
[0004]
The steps currently employed in the manufacture of a sensor made of SUS430 rod wire are as follows:
R (rolling)-A1 (first annealing)-WD1 (first drawing)-A2 (second annealing)-★-WD2 (second drawing)-CF (cold forging)
"First annealing" is a process that has been required to soften a hard rod or wire in an as-rolled state (hereinafter, referred to as "rolled state"). SUS430 in the rolled state has a mixed structure of ferrite and martensite, and is generally hard. When the C content is a typical 0.04%, the Vickers hardness measured under a load condition of 500 g is 210. ~ 240 HV. As a specific processing condition, in SUS430, annealing at a heating temperature of 750 ° C. for 2 to 4 hours is typical. This condition is the same in the subsequent second annealing.
[0005]
The “first drawing” is a step of accumulating strain in ferrite in order to obtain fine recrystallized grains after the “second annealing”. If the crystal grains are not refined, cracks will occur significantly in cold forging. "Second wire drawing" is a slight processing (skin pass) required to adjust the dimensions of the material supplied to the forging machine. In the above process, at the stage marked with * between the second annealing and the second drawing, the material must be "fine and soft" in structure.
[0006]
As a specific annealing condition, SUS430 typically has a heating temperature of 750 ° C. for 2 to 4 hours, and the same applies to other materials. This condition is the same in the subsequent second annealing. The first wire drawing has a reduction in area of 20 to 30%, and the second wire drawing has a reduction in area of about 8% at the maximum.
[0007]
The demand for reducing the production cost of automotive parts has been increasing in recent years, and sensors are no exception. As a means of reducing the manufacturing cost, it is conceivable to firstly save the amount of alloy components. However, among the alloy components of SUS430, it is Cr that has the meaning of saving, but reducing the amount of Cr reduces the required corrosion resistance. No longer available. Therefore, it is not always possible to change the alloy composition as a means for reducing the manufacturing cost of a component such as a sensor.
[0008]
Therefore, simplification of the manufacturing process appears as a means for reducing the remaining manufacturing cost. This is an effective means, and if one or both of the above-described steps can be omitted, the contribution is large. One of the inventors has studied and attempted to omit the "first annealing" for performing a high-temperature and long-time treatment, and has already established and proposed a method thereof. The inventors further realized that if the difference between the size of the rolled material and the size of the rod and wire used as the material for cold forging is small, that is, the size of the material for cold forging can be realized at once with the reduction in area in the second wire drawing Based on the premise that the first annealing and the first drawing can be omitted, a manufacturing process was developed, which was separately proposed.
[0009]
Subsequently, the inventors, if the difference between the dimensions of the raw material obtained by rolling and the dimensions of the raw material to be subjected to cold forging is small, specifically, if the reduction in area is within 5%, the second drawing is performed. It was considered that all steps from the first annealing to the first drawing to the second annealing can be omitted as the skin pass step. Since the skin pass can be an in-line skin pass directly connected to cold forging, the following changes are made, and this can be called a direct heading operation.
Current process: Rolling-first annealing-first wire drawing-second annealing-★-second wire drawing-cold forging improvement process: rolling-★-in-line skin pass-cold forging
As described above, in order to obtain a “fine-grained and soft” material at the stage marked with ★, it is necessary to realize a fine-grained and soft structure in a rolled state. By examining how much finer graining and softening can be achieved if direct heading is possible, the ferrite crystal grain size is 80 μm or less, and the hardness is Vickers hardness,
HV <160 + 406 [C content]
It has been found that it is only necessary to obtain the rod wire as is as rolled.
[0011]
As a result of investigating the effects of the rolling process and the temperature history on the structure and hardness of the ferritic stainless steel used as a material for cold forging, by optimizing the rolling conditions and the temperature history after finishing, It has been found that grain refinement and softening can be achieved. For this purpose, it is necessary to precisely control both the history from the start of heating of the rolling slab to the end of finish rolling and the temperature history after finish rolling.
[0012]
For sensors used in very harsh corrosive environments, materials with even higher corrosion resistance than SUS430 are used, but if a similar grain size condition is realized for them, It was also found that it was fine and soft in the rolled state, and that the steps from the first annealing to the first drawing to the second annealing could be omitted.
[0013]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to obtain a ferritic stainless steel rod and wire that is fine and soft in a rolled state based on the above findings of the inventor. Omitting the process from annealing to the first wire drawing to the second annealing, enabling the production of rods and wires that can be immediately applied to the in-line skin pass process, thereby streamlining the manufacturing process of machine parts Another object of the present invention is to provide a manufacturing method that can help reduce manufacturing costs. Here, "fine and soft in the rolled state" is, as described above, the ferrite crystal grain size is 80μm or less, the hardness is Vickers hardness,
HV <160 + 406 [C content]
It means that In the rolling step in the conventional production method, the ferrite crystal grain diameter was always 100 μm or more, and the hardness was 210 HV or more.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
The method for producing a rod or wire according to the present invention is a composition comprising, by weight%, C: 0.002 to 0.2% and Cr: 7.0 to 35.0%, with the balance being Fe and unavoidable impurities. This is a method of rolling and drawing a steel having a basic alloy composition to produce a rod or wire as a final product by cold forging. There are two methods depending on the temperature at which rolling is started. The first method is to be referred to as “high-temperature rolling” in comparison with the second method, in which a billet is supplied to a rolling mill at a temperature of 900 to 1300 ° C. Is what should be called "low-temperature rolling" in comparison with the first method, in which a billet is supplied to a rolling mill at a temperature of less than 900 ° C, and all rolling is completed at a temperature of less than 900 ° C. .
[0015]
Explaining from the manufacturing method of the high-temperature rolling method, the manufacturing method of the rod and wire of the present invention supplies a billet to a rolling mill at a temperature of 900 to 1300 ° C, and the temperature of the raw material during rough rolling is 850 to 1200 ° C, Rolling is performed so that the temperature of the raw material during the finish rolling is 850 to 1000 ° C., and after the finish rolling, the material is cooled to a temperature of 200 ° C. or less but higher than room temperature at a cooling rate of 0.9 ° C./sec or more, By further heating this rolled material to a temperature in the range of 550 to 950 ° C. for 1 minute to 8 hours using residual heat, the Vickers hardness HV measured under a load condition of 500 g or less with a ferrite particle size of 80 μm or less is obtained. Obtain a rolled material that satisfies the following formula,
HV <160 + 406 [C content]
The rolled material is subjected to a wire drawing process to obtain a rod wire for cold forging.
[0016]
The production method of the low-temperature rolling method is to supply a slab to a rolling mill at a temperature of 600 ° C to less than 900 ° C, and the temperature of the material to be rolled is 700 to 800 ° C during rough rolling and 650 to 800 ° C during finish rolling. After the finish rolling, the ferrite is heated to a temperature in the range of 550 to 950 ° C. for 1 minute to 8 hours using residual heat, thereby measuring the ferrite particle size under 80 μm and a load condition of 500 g. Rolled material having a Vickers hardness HV satisfying the following equation:
HV <160 + 406 [C content]
The rolled material is subjected to a wire drawing process to obtain a rod wire for cold forging.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The meaning of the operating conditions of the high-temperature rolling method is as described below.
[0018]
Supply temperature of billet to rolling mill: 900-1300 ° C
In the hot rolling, in order to reduce the load on the apparatus, it goes without saying that a high temperature at which the deformation resistance of the material is reduced may be adopted. A ferritic stainless steel such as SUS430 has a phase of α (ferrite) + θ (carbide) at room temperature, and when it exceeds 900 ° C., changes to a phase of α (ferrite) + γ (austenite). Since this state is advantageous for rolling, the temperature at which the slab is supplied to the rolling mill was set to 900 ° C. or higher. On the other hand, since the ferritic stainless steel has a low yield point at a high temperature, if it is heated to a temperature exceeding 1300 ° C., it may be deformed in a heating furnace and hinder extraction. From these, the temperature of the rolling billet was set to 900 to 1300 ° C.
[0019]
If the temperature until the completion of rolling is too high, austenite is transformed into martensite in the above-mentioned α (ferrite) + γ (austenite) phase, and becomes α (ferrite) + M (martensite). Conventionally, such a structure is obtained after rolling. Needless to say, since M is hard, annealing is required to draw a rolled material having such a structure.
[0020]
Rough rolling temperature: 850 to 1200 ° C
Needless to say, when the rolling temperature is low, the deformation resistance of the material is large, and the rolling operation is difficult. On the other hand, if the temperature is too high, the growth of crystal grains during rolling becomes remarkable, which is contrary to the purpose of obtaining fine grains. From these viewpoints, the above-mentioned temperature range of 850 to 1200 ° C. was selected.
[0021]
Finish rolling temperature: 850 to 1100 ° C
The temperature range in which the recrystallization of the structure is measured but the growth of the particles does not proceed is 850 to 1100 ° C.
Cooling rate: The purpose is to perform rapid cooling of 0.9 ° C./sec or more to prevent transformation to martensite.
[0022]
The high-temperature rolling system may have a modification to the above-described basic embodiment. The modified embodiment is the same as the above, except that the slab is supplied to the rolling mill at a temperature of 900 to 1300 ° C. and the material is rolled so that the temperature of the material being rolled is 850 to 1200 ° C. In the rolling, the temperature is selected in a range of 650 to 850 ° C. lower than the basic mode, and is not cooled to room temperature, but the residual heat is used in the cooling process for 1 minute in a temperature range of 550 to 950 ° C. The difference is that heating is performed for up to 8 hours. As a result, the Vickers hardness measured under a load condition of 500 g with a ferrite particle size of 80 μm or less is HV <160 + 406 [C content].
It is the same as the basic aspect to obtain a rolled material of the following formula and subject the rolled material to a wire drawing process to obtain a rod wire for cold forging.
[0023]
"Utilizing residual heat" refers to utilizing the residual heat of the wire itself, which is carried by the conveyor after rolling, and covers the hood to keep it warm or, if necessary, use a heater to heat the wire. Means heating.
[0024]
In the low-temperature rolling method, since the temperature does not reach 900 ° C., transformation to austenite does not occur. Therefore, the rolling is finished with α (ferrite) + θ (carbide) consistently without forming martensite. A low temperature means that recrystallization is delayed during rolling, and a rolled material having an average ferrite particle size of 80 μm or less can be obtained.
[0025]
Rolling and subsequent cooling or heat treatment in the high-temperature rolling method of the present invention and the modified embodiments thereof described above are conceptually shown in FIG. 1, while the low-temperature rolling method of the present invention and the modified embodiments thereof are shown. FIG. 2 conceptually shows the rolling and the subsequent cooling in the above. In either case, in the rolled state, the structure is in a fine-grained and soft state. That is, at the stage of the above-mentioned ★ mark, it is in a state of “fine and soft” as expected, and is suitable for subsequent drawing (specifically, in-line skin pass) and cold forging.
[0026]
In the high-temperature rolling method of supplying a slab to a rolling mill at a temperature of 900 ° C. or higher, it is a normal operation to extract a slab from a heating furnace at a temperature of 900 to 1300 ° C. and supply the slab to the first stage of the rolling mill as it is. However, since the appropriate extraction temperature differs depending on the steel type, when multiple steel types are rolled, if there is only one heating furnace, there will be a waiting time for adjusting the temperature, which will hinder productivity and reduce the cost of rods and wires. Becomes difficult. To solve this problem, the use of high-frequency heating is effective. In other words, this is an operation in which a steel slab is extracted from a heating furnace at 650 to 900 ° C., heated to 900 to 1300 ° C. by high-frequency heating, and then supplied to the first stage of a rolling mill.
[0027]
Specifically, for example, a steel type A extracted at a low temperature and a steel type B of ferritic stainless steel are charged according to a heating furnace, and when the steel type A reaches the rolling temperature and is extracted, the temperature for the steel type B is increased. The slab is extracted at the same temperature without controlling the temperature and heated to a desired temperature by high frequency induction before being bitten into the first rolling mill. If the extraction temperature is too low, the electric power to be supplied for heating to a rolling temperature of 900 ° C. or more becomes excessive, and the production cost of the rod and wire increases. The lower limit of 650 ° C. is generally provided as a boundary separating advantages and disadvantages.
[0028]
When rolling a slab of ferritic stainless steel heated to 900 to 1300 ° C., the structure during rolling is a two-phase state of austenite and ferrite, as described above. By promoting the recrystallization of the ferrite, it is possible to maintain a state in which the deformation resistance is low and thus the load on the rolling mill is small, and it is possible to avoid an increase in hardness due to the incorporation of work-hardened ferrite in the rolled state. In the rolling step, it is important to maintain a high temperature as long as the transformation to martensite does not occur so much.
[0029]
Ferritic stainless steel has a relatively low deformation resistance during rolling, and therefore has a small processing heat value. Therefore, the temperature of the material to be rolled tends to decrease during rolling. In order to maintain a high temperature in the rolling of such a material, a means for externally heating may be employed. The temperature at which the material during rolling is heated may be equivalent to the heating temperature of the steel slab at the time of rolling, considering the recrystallization behavior and deformation resistance. Therefore, it is recommended that the material to be rolled be heated by high-frequency induction to restore the temperature to 800 to 1000 ° C. and continue rolling.
[0030]
As described above, when the extraction temperature from the heating furnace is lower than the rolling start temperature, heating with a high frequency and applying to a rolling mill, and supplementing the temperature decrease of the material to be rolled during the rolling with the high frequency heating, the present invention. In the present invention, it goes without saying that the present invention is applicable not only to the case of “high-temperature rolling” but also to the case of “low-temperature rolling”.
[0031]
It contains the basic alloy composition of steel as a base material, containing, by weight%, C: 0.002-0.2% and Cr: 7.0-35.0%, with the balance being Fe and unavoidable impurities. The alloy composition is selected from the composition range of general ferritic stainless steel used as a material for cold forging for the purpose of industrially stable supply of rods and wires. The reasons for limitation are shown below.
[0032]
C: 0.002-0.2%
In order to achieve softening in a rolled state, it is necessary to reduce the amount of martensite, and a lower C amount is more advantageous. However, if the C content is too low, crystal grains grow abnormally by the second annealing after the first drawing, and the cold workability is impaired. Also, it is difficult to make the C content of steel too low in industrial production. For these reasons, the lower limit of the C content is set to 0.002%. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.2%, the amount of martensite becomes excessively large, and it becomes difficult to make the material soft in the R state even if the rolling conditions and the cooling history are controlled. Therefore, the upper limit of the amount of C is set to 0.2%. The appropriate amount of C is determined by the formula described above for hardness.
[0033]
Cr: 7.0 to 35.0%
Cr is, of course, a component that improves the corrosion resistance of steel, and is the most important element in stainless steel. The improvement in corrosion resistance is remarkable when the Cr content is 7% or more. On the other hand, an increase in the amount of Cr causes a decrease in deformability, so that the limit of addition is about 35.0%. For these reasons, the Cr content is selected from the range of 7.0 to 35.0%.
[0034]
The ferritic stainless steel that can be used in the method for producing a rod and wire according to the present invention can contain optional elements belonging to the following groups 1) and 2) in addition to the above basic components.
[0035]
1) Pb: 0.05 to 0.30%, Te: 0.01 to 0.15%, Bi: 0.05 to 0.30%, Se: 0.05 to 0.30%, S: 0. One or more of 0.05 to 0.50% and 0.0005 to 0.02% of Ca are added for the purpose of improving machinability. The lower limit is the minimum amount that achieves the purpose of improving machinability, and the upper limit is a value that does not significantly reduce workability.
[0036]
2) V: 0.3% or less, Nb: 0.3% or less, Ti: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, Ta: 0.3% or less, and W: One or more of 0.3% or less are added for the purpose of suppressing grain growth. The lower limit is the minimum amount at which the effect is obtained, and the upper limit is a value that does not significantly affect the processability.
[0037]
【Example】
Example 1 Basic Mode of High-Temperature Rolling A ferritic stainless steel SUS430 having an alloy composition of 0.1% C, 17% Cr, and the balance Fe was melted. The steel slab (155 mm square) was extracted from a heating furnace at 1050 ° C., immediately put into a rolling mill, and rolled into a wire having a diameter of 15 mm. Rough rolling was performed at 910 to 950 ° C, and finish rolling was performed at 870 ° C, and the temperature was reduced to 200 ° C at a rate of 3 ° C / sec. After the rolling, a treatment of heating to 700 ° C. for 30 minutes using the residual heat was performed. The obtained heat-treated material had an average ferrite particle size of 65 μm and a hardness of 190 HV. This material was fine-grained and soft, and was easily formed into a part shape by cold forging after performing an in-line skin pass (3% area reduction) as a wire drawing step.
[0038]
[Example 2] Modification of high-temperature rolling A ferritic stainless steel SUS430F having an alloy composition of C: 0.1%, Cr: 17%, S: 0.25%, and the balance Fe was produced by melting. In the same manner as in Example 1, the steel slab (155 mm square) was extracted from the heating furnace at 1050 ° C., immediately bitten into a rolling mill, and rolled into a wire having a diameter of 15 mm. Rough rolling was performed at 910 to 950 ° C, and finish rolling was performed at 720 to 750 ° C.
[0039]
After rolling, it was placed on a conveyor covered with a heat retaining hood and heated by a heater to recover the temperature to 700 ° C., maintained at that temperature for 30 minutes, and heated by residual heat. After that, it was left to cool to room temperature.
[0040]
The ferrite particle size of the obtained rolled material was 65 μm on average, and the hardness was 190 HV. This material was fine and soft like the material obtained in Example 1, and was easily formed into a part shape by cold forging after in-line skin pass (area reduction rate: 3%). .
[0041]
Example 3 A ferritic stainless steel SUSXM27 having a low-temperature-rolled alloy composition of 0.008% C, 26.5% Cr, 1.1% Mo, and the balance of Fe was produced. The steel slab (155 mm square) was extracted from a heating furnace at 850 ° C., immediately put into a rolling mill, and rolled into a wire rod having a diameter of 15 mm. The temperature of the material during rolling was maintained in the range of 750-780 ° C for rough rolling and 710-750 ° C for finish rolling. After finish rolling,
The rolled material was further subjected to a heat treatment at 700 ° C. for 2 hours. The ferrite grain size of the obtained rolled material was 65 μm on average, and the hardness was 190 HV. This rolled material is fine and soft like the material obtained in Example 1, and can be easily formed into a component shape by cold forging after inline skin pass (3% area reduction). Was.
[0042]
Example 4 Low Temperature Rolling The same ferritic stainless steel SUS430 as in Example 1 was used. The steel slab (155 mm square) was extracted from a heating furnace at 850 ° C., immediately put into a rolling mill, and rolled into a wire rod having a diameter of 15 mm. During rolling, the temperature of the material was maintained as in Example 3. After the rolling, the temperature was recovered to 700 ° C. by placing it on a conveyor covered with a heat retaining hood, and heating was performed to maintain the temperature for 50 minutes. After that, it was left to cool to room temperature.
[0043]
The ferrite grain size of the obtained rolled material was 65 μm on average, and the hardness was 190 HV. This rolled material is fine and soft like the material obtained in Example 1, and can be easily formed into a component shape by cold forging after inline skin pass (3% area reduction). Was.
[0044]
【The invention's effect】
When the ferrite stainless steel rod or wire is processed by the high-temperature rolling method or the low-temperature rolling method in the method for producing a rod or wire according to the present invention, a fine grained and soft structure can be obtained in a rolled state. Assuming that the material for manufacturing machine parts by final cold forging can be obtained immediately at the reduction rate of the in-line skin pass, the post-rolling The steps of the first annealing, the first drawing and the second annealing can be omitted, and the obtained rolled material can be made into a desired machine component by inline skin pass-cold forging.
[0045]
In this way, the present invention eliminates the annealing step that consumes a long time and consumes a large amount of energy in the manufacturing process of the rod and wire, and also omits the step of the first wire drawing. The cost can be significantly reduced.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is an explanatory view conceptually showing a temperature condition of a rolling step in a method of manufacturing a rod and wire according to the present invention, with respect to a basic mode and a modified mode of a high-temperature rolling method (a solid line represents a basic mode, and a broken line represents a modified mode). Represents an embodiment).
FIG. 2 is an explanatory view conceptually showing a temperature condition of a rolling step in a method of manufacturing a rod and wire according to the present invention, for a low-temperature rolling method.
Claims (10)
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
この圧延材を、伸線工程にかけて冷間鍛造用の棒線材を得ることを特徴とする棒線材の製造方法。Rolling of steel containing, by weight, 0.002 to 0.2% of C and 7.0 to 35.0% of Cr, the balance being a basic alloy composition composed of Fe and unavoidable impurities. In a method for producing a rod or wire as a final product by cold forging by drawing and drawing, a billet is supplied to a rolling mill at a temperature of 900 to 1300 ° C, and the temperature of the raw material during rough rolling is 850 to 1200 ° C. Rolling is performed so that the temperature of the raw material during the finish rolling is 850 to 1000 ° C., and after the finish rolling, the cooling rate is 0.9 ° C./sec or more to a temperature of 200 ° C. or lower but higher than the normal temperature. After cooling, the rolled material is further heated to a temperature in the range of 550 to 950 ° C. for 1 minute to 8 hours by utilizing residual heat, so that the ferrite grain size is 80 μm or less, and the Vickers hardness measured under a load condition of 500 g is measured. HV is below To obtain a rolled material satisfying,
HV <160 + 406 [C content]
A method for producing a rod or wire, comprising subjecting the rolled material to a wire drawing process to obtain a rod or wire for cold forging.
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
この圧延材を、伸線工程にかけて冷間鍛造用の棒線材を得ることを特徴とする棒線材の製造方法。Rolling of steel containing, by weight, 0.002 to 0.2% of C and 7.0 to 35.0% of Cr, the balance being a basic alloy composition composed of Fe and unavoidable impurities. In a method for producing a rod or wire as a final product by cold forging by drawing and drawing, a billet is supplied to a rolling mill at a temperature of 900 to 1300 ° C, and the temperature of the raw material during rough rolling is 850 to 1200 ° C. Rolling is performed so that the temperature of the material during the finish rolling is 650 to 800 ° C., and after the finish rolling, the material is heated to a temperature in the range of 550 to 950 ° C. for 1 minute to 8 hours using residual heat. Thereby, a Vickers hardness HV measured under a load condition of 500 g with a ferrite particle size of 80 μm or less is obtained as a rolled material satisfying the following formula:
HV <160 + 406 [C content]
A method for producing a rod or wire, comprising subjecting the rolled material to a wire drawing process to obtain a rod or wire for cold forging.
ＨＶ＜１６０＋４０６［Ｃ含有量］
この圧延材を、伸線工程にかけて冷間鍛造用の棒線材を得ることを特徴とする棒線材の製造方法。Rolling of steel containing, by weight, 0.002 to 0.2% of C and 7.0 to 35.0% of Cr, the balance being a basic alloy composition composed of Fe and unavoidable impurities. In a method of producing a rod or wire as a final product by cold forging by drawing and drawing, a billet is supplied to a rolling mill at a temperature of 600 ° C to less than 900 ° C, and the temperature of the material to be rolled is reduced during rough rolling. Is rolled to 700-800 ° C, during finish rolling to 650-800 ° C, and after finish rolling, it is heated to a temperature in the range of 550-950 ° C for 1 minute to 8 hours using residual heat. Thereby, a Vickers hardness HV measured under a load condition of 500 g with a ferrite particle size of 80 μm or less is obtained as a rolled material satisfying the following formula,
HV <160 + 406 [C content]
A method for producing a rod or wire, comprising subjecting the rolled material to a wire drawing process to obtain a rod or wire for cold forging.
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Cited By (2)
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|---|---|---|---|---|
| JP2008214675A (en) * | 2007-03-01 | 2008-09-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for adjusting temperature in continuous-type heating furnace, and method for producing metallic material |
| JP2011122237A (en) * | 2009-11-11 | 2011-06-23 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | Ferritic free-cutting stainless steel wire rod having excellent corrosion resistance |
-
2002
- 2002-08-26 JP JP2002244605A patent/JP2004083970A/en active Pending
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