JP2013234354A - Hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材に関する。詳しくは、本発明は、歯車、シャフトおよびプーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の、浸炭、浸炭窒化または窒化前の被削性に優れた、焼鈍後に冷間鍛造で粗成形される冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材に関する。 The present invention relates to a hot rolled steel bar or wire for cold forging. Specifically, the present invention is excellent in machinability before carburizing, carbonitriding or nitriding after cold forging, which is a material for steel parts such as gears, shafts and pulleys, and is roughened by cold forging after annealing. The present invention relates to a hot rolled steel bar or wire rod for cold forging.
従来、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０およびＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼の熱間圧延棒鋼または線材を素材として、次の工程を経て製造されている。 Conventionally, steel parts such as gears, shafts, pulleys, etc. for automobiles and industrial machines are processed using hot rolled steel bars or wires of JIS standard SCr420, SCM420 and SNCM420, etc. It is manufactured after.
工程（i）：熱間鍛造によって粗成形する、あるいは必要に応じて棒鋼または線材に焼鈍を行った後、冷間鍛造によって粗成形する。 Step (i): Roughly forming by hot forging, or after annealing the steel bar or wire as necessary, roughly forming by cold forging.
工程（ii）：工程（i）で得た粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す。 Step (ii): The rough molded product obtained in step (i) is subjected to cutting directly or after normalizing as necessary.
工程（iii）：工程（ii）で得た切削加工品に、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、窒化処理等の表面硬化処理を施し、必要に応じて、２００℃以下の温度で焼戻しを行う。 Step (iii): The cutting product obtained in step (ii) is subjected to surface hardening treatment such as carburizing quenching, carbonitriding quenching, nitriding treatment, and tempering is performed at a temperature of 200 ° C. or lower as necessary.
工程（iv）：工程（iii）で得た表面硬化処理品または表面硬化処理後の焼戻し品に、必要に応じてショットピーニング処理を施す。 Step (iv): A shot peening treatment is performed on the surface-cured product obtained in step (iii) or the tempered product after the surface-curing treatment, if necessary.
上記のように、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品には必ず切削加工が施され、部品の製造費用に占める切削加工コストの割合が大きい。このため、被削性向上の要望が大きい。 As described above, steel parts such as gears, shafts, and pulleys for automobiles and industrial machines are always subjected to cutting, and the ratio of the cutting cost to the manufacturing cost of the parts is large. For this reason, there is a great demand for machinability improvement.
そのため、例えば、特許文献１、２に、切削性または被削性の改善についての技術が提案されている。 Therefore, for example, Patent Documents 1 and 2 propose techniques for improving machinability or machinability.
特許文献１に、パーライトの平均ラメラー間隔、パーライト粒の平均粒径などを規定した、「冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼」が開示されている。 Patent Document 1 discloses “machine structural steel excellent in cold forgeability and machinability” that defines an average lamellar spacing of pearlite, an average particle size of pearlite grains, and the like.
特許文献２に、パーライト面積率、パーライトラメラ間隔などを規定した、「被削性に優れた高炭素鋼板」が開示されている。 Patent Document 2 discloses “a high carbon steel sheet excellent in machinability” that defines a pearlite area ratio, a pearlite lamella spacing, and the like.
前述の特許文献１に開示された技術は、球状化焼鈍を省略した工程を前提としている。このため、球状化焼鈍を行う場合には、切削性の向上が不十分である。 The technique disclosed in Patent Document 1 is based on a process in which spheroidizing annealing is omitted. For this reason, when spheroidizing annealing is performed, improvement in machinability is insufficient.
特許文献２に開示された技術は、高炭素鋼を対象としている。このため、低〜中炭素鋼に特許文献２に記載の知見を活用しても、被削性の向上が不十分である。 The technique disclosed in Patent Document 2 is intended for high carbon steel. For this reason, even if the knowledge described in Patent Document 2 is utilized for low to medium carbon steel, improvement of machinability is insufficient.
特許文献１および特許文献２にも示されるとおり、組織制御などによって、鋼材の被削性を向上させることができることは知られている。しかし、こうした技術を用いても、焼鈍後に冷間鍛造される冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の被削性は不十分である。 As shown in Patent Document 1 and Patent Document 2, it is known that the machinability of a steel material can be improved by structure control or the like. However, even if such a technique is used, the machinability of the hot rolled steel bar or wire rod for cold forging which is cold forged after annealing is insufficient.
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭、浸炭窒化または窒化前の被削性に優れた、焼鈍後に冷間鍛造で粗成形される冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を提供することである。 The present invention has been made in view of the above-described situation, and its purpose is a material for steel parts such as gears, shafts, pulleys, etc., and machinability after cold forging, that is, before carburizing, carbonitriding or nitriding. It is to provide a hot rolled steel bar or wire rod for cold forging which is excellent in machinability and is roughly formed by cold forging after annealing.
上述のとおり、これまでに、パーライトラメラー間隔、パーライト粒径、パーライト面積率などを規定した被削性の優れた鋼材について報告されている。しかし、焼鈍を施す場合の、浸炭、浸炭窒化または窒化用鋼の被削性については、不十分である。 As described above, steel materials with excellent machinability that have defined pearlite lamellar spacing, pearlite particle size, pearlite area ratio, and the like have been reported so far. However, the machinability of carburizing, carbonitriding or nitriding steel when annealing is insufficient.
そこで、本発明者らは、より高い被削性を得ることを目標に調査・研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。 Therefore, the present inventors have conducted research and research with the goal of obtaining higher machinability, and as a result, have obtained the following knowledge.
（ａ）冷間鍛造前の焼鈍は、鋼材の冷間鍛造性を向上させるために有効であるが、鋼材の延性が向上するため、切削した時の切粉が長くなり、切り屑処理性が悪くなる。また、切削後の鋼材の表面粗さも大きくなる。 (A) Annealing before cold forging is effective to improve the cold forgeability of the steel material, but because the ductility of the steel material is improved, the chips when cutting become longer, and the chip disposal is improved. Deteriorate. Moreover, the surface roughness of the steel material after cutting increases.
（ｂ）フェライトは軟質で延性が高い。そこで、比較的硬質な組織をフェライト中に分散させると、切り屑処理性、および切削後の表面粗さが良好になる。 (B) Ferrite is soft and has high ductility. Therefore, when a relatively hard structure is dispersed in ferrite, chip disposal and surface roughness after cutting are improved.
（ｃ）亜共析鋼の焼鈍後の組織には、焼鈍前にパーライトおよびベイナイトであった部分にセメンタイトの大半が残存し、その部分が硬質な組織となる。したがって、焼鈍前のパーライトおよびベイナイトの組織制御が重要である。 (C) In the microstructure of the hypoeutectoid steel after annealing, most of the cementite remains in the portion that was pearlite and bainite before annealing, and that portion becomes a hard structure. Therefore, the structure control of pearlite and bainite before annealing is important.
（ｄ）亜共析鋼の焼鈍後の組織には、焼鈍前にパーライトであった部分の方がベイナイトであった部分よりも、安定してセメンタイトが残存する。したがって、焼鈍前の組織は、ベイナイトよりもパーライトを多くするのがよい。さらに、焼鈍前のセメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度（以下、「（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度」ともいう。）が高いと、より安定してセメンタイトが残存する。 (D) In the structure after annealing of hypoeutectoid steel, cementite remains more stably in the portion that was pearlite before annealing than in the portion that was bainite. Therefore, the structure before annealing should have more pearlite than bainite. Furthermore, when the total concentration of Mn, Cr and Mo in the cementite before annealing (hereinafter also referred to as “(Mn + Cr + Mo) concentration”) is high, cementite remains more stably.
（ｅ）パーライト、およびベイナイト部分の炭素濃度が高い方が、焼鈍後もその部分が硬質な組織となりやすい。 (E) The higher the carbon concentration of the pearlite and bainite parts, the more easily the part becomes a hard structure even after annealing.
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材にある。 This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the hot-rolled steel bar or wire for cold forging shown in following (1)-(3).
（１）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．７〜２．０％、
Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％および
Ｎ：０．００４〜０．０２５％、
を含有するとともに、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下および
Ｏ：０．００２％以下、
である化学組成を有し、
組織が、
フェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、
フェライト分率が５５〜８０％、パーライト分率が２０〜３５％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ下記の式（１）で示されるＸ値が０．５０〜０．８０であり、さらに、
セメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度が２．８〜４．５％である、
ことを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
Ｘ＝［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ・・・（１）
ここで、式（１）中のＣは、鋼中のＣ含有量（質量％）を表す。
(1) In mass%,
C: 0.1-0.25%
Si: 0.01 to 0.5%,
Mn: 0.5 to 1.5%
S: 0.003-0.05%,
Cr: 0.7 to 2.0%,
Mo: 0.4% or less (including 0%),
Al: 0.02-0.10% and N: 0.004-0.025%,
And containing
The balance consists of Fe and impurities, and P and O in the impurities are respectively
P: 0.025% or less and O: 0.002% or less,
Having a chemical composition of
Organization
Made of ferrite pearlite or ferrite pearlite bainite,
The ferrite fraction is 55 to 80%, the pearlite fraction is 20 to 35%, the bainite fraction is 10% or less, and the X value represented by the following formula (1) is 0.50 to 0.80. ,
The total concentration of Mn, Cr and Mo in the cementite is 2.8-4.5%,
A hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging.
X = [100 / (100-ferrite fraction)] × C (1)
Here, C in Formula (1) represents C content (mass%) in steel.
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：１．５％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種、または２種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
(2) Instead of a part of Fe, in mass%,
Cu: 0.4% or less, Ni: 1.5% or less, and B: containing 0.005% or less, or two or more of them,
The hot-rolled steel bar or wire for cold forging as described in (1) above.
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０６％以下およびＮｂ：０．０８％以下のうちの１種、または２種を含有する、
ことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
(3) Instead of part of Fe, in mass%,
Containing one or two of Ti: 0.06% or less and Nb: 0.08% or less,
The hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging as described in (1) or (2) above.
本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。 The hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging of the present invention is subjected to a roughing product by cold forging after annealing directly or after normalizing as necessary and then subjected to cutting. Excellent machinability. For this reason, the ratio of the cutting cost to the manufacturing cost of steel parts such as gears, shafts and pulleys for automobiles and industrial machines can be reduced, and the quality of the parts can be improved.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１〜０．２５％
Ｃは浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、あるいは窒化したときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．２５％を超えると、本発明で規定する組織にすることが困難になり、被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．２５％とした。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．２３％である。
(A) Chemical composition C: 0.1 to 0.25%
C is an essential element for securing the core strength of the parts when carburized, carbonitrided, or nitrided. If the content is less than 0.1%, the above effect is insufficient. On the other hand, when the C content exceeds 0.25%, it becomes difficult to obtain a structure defined in the present invention, and the machinability is significantly lowered. Therefore, the content of C is set to 0.1 to 0.25%. The preferable lower limit of the C content is 0.15%, and the preferable upper limit is 0.23%.
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、焼入れ性を高める作用を有するが、焼鈍後の硬さを高めるため、被削性、なかでも工具寿命を低下させてしまう。特に、その含有量が０．５％を超えると、その影響が大きくなる。一方、量産においてＳｉの含有量を０．０１％未満にすることは困難である。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５％とした。また、量産における製造コストを考慮すると、Ｓｉ含有量の下限は０．０６％とすることが好ましい。
Si: 0.01 to 0.5%
Si has the effect of increasing the hardenability, but increases the hardness after annealing, and therefore reduces the machinability, especially the tool life. In particular, when the content exceeds 0.5%, the influence becomes large. On the other hand, it is difficult to make the Si content less than 0.01% in mass production. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 0.5%. Moreover, when the manufacturing cost in mass production is considered, it is preferable that the minimum of Si content shall be 0.06%.
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、あるいは窒化したときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。その含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍後の被削性、なかでも工具寿命の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜１．５％とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％であり、好ましい上限は０．９％である。
Mn: 0.5 to 1.5%
Mn has a large effect of improving hardenability, and is an essential element for securing the core strength of parts when carburized, quenched, carbonitrided, or nitrided. If the content is less than 0.5%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the content of Mn exceeds 1.5%, not only the effect is saturated, but also the machinability after annealing, especially the tool life is significantly reduced. Therefore, the Mn content is set to 0.5 to 1.5%. The minimum with preferable Mn content is 0.6%, and a preferable upper limit is 0.9%.
Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、疲労強度を低下させる傾向があり、特に０．０５％を超えると、疲労強度低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２％である。
S: 0.003-0.05%
S combines with Mn to form MnS and improves machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the S content increases, coarse MnS tends to be generated, and the fatigue strength tends to be reduced. Particularly, when the content exceeds 0.05%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.003 to 0.05%. The minimum with preferable S content is 0.01%, and a preferable upper limit is 0.02%.
Ｃｒ：０．７〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、あるいは窒化したときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。その含有量が０．７％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍後の被削性、なかでも工具寿命の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．７〜２．０％とした。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．９％である。
Cr: 0.7-2.0%
Cr has a large effect of improving hardenability, and is an essential element for securing the core strength of the parts when carburized and quenched, carbonitrided and quenched, or nitrided. If the content is less than 0.7%, the above effect is insufficient. On the other hand, when the content of Cr exceeds 2.0%, not only the effect is saturated, but also the machinability after annealing, especially the tool life is significantly reduced. Therefore, the Cr content is set to 0.7 to 2.0%. A preferable lower limit of the Cr content is 1.3%, and a preferable upper limit is 1.9%.
Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）
Ｍｏは、０％、すなわち含有しなくてもよいが、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、曲げ疲労強度、面疲労強度の向上に有効な元素である。一方、Ｍｏの含有量が０．４％を超えると、被削性、なかでも工具寿命の低下が顕著になる。したがって、Ｍｏの含有量を０．４％以下（０％を含む）とした。上述の効果を安定して得るための好ましいＭｏ含有量は、０．０２％以上である。
Mo: 0.4% or less (including 0%)
Mo is 0%, that is, it does not need to be contained, but has a great effect of improving hardenability and temper softening resistance, and is an element effective in improving bending fatigue strength and surface fatigue strength. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.4%, the machinability, especially the tool life, is significantly reduced. Therefore, the Mo content is set to 0.4% or less (including 0%). A preferable Mo content for stably obtaining the above effects is 0.02% or more.
Ａｌ：０．０２〜０．１０％
Ａｌは脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量が０．０２％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌの含有量が０．１０％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０２〜０．１０％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０６％である。
Al: 0.02-0.10%
Al has a deoxidizing action, and is easily combined with N to form AlN, and is an element effective for preventing austenite grain coarsening during carburizing heating. However, if the Al content is less than 0.02%, the austenite grains cannot be stably coarsened, and if they are coarsened, the bending fatigue strength decreases. On the other hand, if the Al content exceeds 0.10%, it becomes easy to form a coarse oxide, and the bending fatigue strength decreases. Therefore, the content of Al is set to 0.02 to 0.10%. A preferable lower limit of the Al content is 0.03%, and a preferable upper limit is 0.06%.
Ｎ：０．００４〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉと結合して、窒化物を形成しやすい。また、Ｎは、Ｃとともに、Ｎｂ、Ｔｉと結合して、炭窒化物を形成しやすい。本発明では、これらの窒化物および炭窒化物は浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効である。しかし、Ｎの含有量が０．００４％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。したがって、Ｎの含有量を０．００４〜０．０２５％とした。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２０％である。
N: 0.004 to 0.025%
N is easily bonded to Al, Nb, and Ti to form a nitride. N, together with C, combines with Nb and Ti to easily form carbonitride. In the present invention, these nitrides and carbonitrides are effective for preventing coarsening of austenite grains during carburizing heating. However, if the N content is less than 0.004%, the austenite grains cannot be prevented from coarsening. On the other hand, when the content of N exceeds 0.025%, it is difficult to stably manufacture by mass production in the steel making process. Therefore, the N content is set to 0.004 to 0.025%. The minimum with preferable N content is 0.010%, and a preferable upper limit is 0.020%.
ただし、鋼が後述のＢを含む場合は、ＢとＮとが結合しＢＮが生成されることにより、Ｂによる焼入れ性向上効果が低下するおそれがある。したがって、鋼がＢを含む場合には、Ｎ含有量の上限は０．０１０％とすることが好ましい。 However, when steel contains B which will be described later, the effect of improving hardenability by B may be reduced by combining B and N to produce BN. Therefore, when steel contains B, the upper limit of the N content is preferably 0.010%.
本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の一つは、上述のＣからＮまでの元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。ここでいう「不純物」は、鋼の原料として使用される鉱石および／またはスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。 One of the chemical compositions of the hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging according to the present invention is the above-described elements from C to N, the balance being Fe and impurities, and P and O (oxygen) in the impurities being P: 0.025% or less and O: 0.002% or less, respectively. The “impurities” referred to here are ores and / or scraps used as a raw material for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.
以下、不純物中のＰおよびＯについて説明する。 Hereinafter, P and O in the impurities will be described.
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素のため、０．０２５％を超えて含まれると、疲労強度を低下させる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。
P: 0.025% or less P is an element that easily segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, when P is contained in an amount exceeding 0.025%, the fatigue strength is reduced. Therefore, the content of P is set to 0.025% or less. The upper limit with preferable P content is 0.020%.
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は０．００１％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
O (oxygen): 0.002% or less O tends to bond with Al to form hard oxide inclusions and lower the bending fatigue strength. In particular, when the O content exceeds 0.002%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of O is set to 0.002% or less. In addition, it is preferable to make content of O as an impurity element 0.001% or less, and it is further more desirable to reduce as much as possible in the range which does not raise the cost in a steelmaking process.
本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、ＴｉおよびＮｂのうちの１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。 Another one of the chemical compositions of the hot rolled steel bar or wire for cold forging of the present invention is one or more elements of Cu, Ni, B, Ti and Nb instead of a part of the above-mentioned Fe It contains. Hereinafter, the effect of these arbitrary elements and the reason for limiting the content will be described.
Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を得て疲労強度を高めるために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕ、ＮｉおよびＢについて説明する。 Cu, Ni, and B all have an effect of improving hardenability. For this reason, in order to obtain greater hardenability and increase fatigue strength, these elements may be contained. Hereinafter, the above Cu, Ni and B will be described.
Ｃｕ：０．４％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．４％を超えると、熱間延性を低下させて、熱間加工性の低下が顕著となる。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量を０．４％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は０．３％以下であることが好ましい。
Cu: 0.4% or less Cu has an effect of improving the hardenability and is an element effective for increasing the fatigue strength. Therefore, Cu may be contained as necessary. However, when the Cu content exceeds 0.4%, the hot ductility is lowered, and the hot workability is significantly lowered. Therefore, the Cu content when contained is set to 0.4% or less. In addition, it is preferable that content of Cu in the case of making it contain is 0.3% or less.
一方、前記したＣｕの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability of Cu described above, the content of Cu in the case of inclusion is preferably 0.1% or more.
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、冷間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの含有量は０．８％以下であることが好ましい。
Ni: 1.5% or less Ni has an effect of improving the hardenability and is an element effective for increasing the fatigue strength. Therefore, Ni may be contained as necessary. However, when the Ni content exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability is saturated, but also the machinability after cold forging becomes remarkable. Therefore, the Ni content when contained is set to 1.5% or less. In addition, when Ni is contained, the content of Ni is preferably 0.8% or less.
一方、前記したＮｉの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability of Ni as described above, the Ni content when contained is preferably 0.1% or more.
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、粗大なＢＮの形成により疲労強度の低下を招くおそれがある。したがって、含有させる場合のＢの含有量を０．００５％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
B: 0.005% or less B has an effect of improving hardenability and is an element effective for increasing fatigue strength. Therefore, B may be contained as necessary. However, when the B content exceeds 0.005%, not only the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability is saturated, but also the formation of coarse BN may cause a decrease in the fatigue strength. Therefore, when B is included, the content of B is set to 0.005% or less. When B is included, the B content is preferably 0.003% or less.
一方、前記したＢの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability of B as described above, the B content when contained is preferably 0.001% or more.
上記のＣｕ、ＮｉおよびＢは、上述の範囲で、いずれか１種のみ、または、２種以上の複合、で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は１．９０５％以下であってもよいが、１．２％以下とすることが好ましい。 Said Cu, Ni, and B can be contained by only 1 type in the above-mentioned range, or 2 or more types of composites. The total content of these elements may be 1.905% or less, but is preferably 1.2% or less.
ＴｉおよびＮｂは、いずれも、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止する作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉおよびＮｂについて説明する。 Both Ti and Nb have the effect of preventing austenite grains from coarsening during carburizing heating. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements. Hereinafter, Ti and Nb will be described.
Ｔｉ：０．０６％以下
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合してＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。また、鋼がＢを含む場合は、Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）を生成することによりＢＮの生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果の確保に有効である。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０６％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量を０．０６％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
Ti: 0.06% or less Ti easily forms TiC, TiN, Ti (C, N) by combining with C and N, and supplements the above-described prevention of coarsening of austenite grains during carburizing heating with AlN. Since it is an effective element, it may be contained if necessary. Moreover, when steel contains B, Ti couple | bonds with N and produces | generates TiN or Ti (C, N), suppresses the production | generation of BN, and is effective in ensuring the hardenability improvement effect of B. . However, if the Ti content exceeds 0.06%, the effect of preventing austenite grain coarsening is rather lowered. Therefore, when Ti is contained, the content of Ti is set to 0.06% or less. In addition, the upper limit with preferable Ti content in the case of making it contain is 0.05%.
一方、前記したＴｉのオーステナイト粒粗大化防止効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of preventing the austenite grain coarsening of Ti described above, the Ti content when contained is preferably 0.01% or more.
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量を０．０８％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
Nb: 0.08% or less Nb easily forms NbC, NbN, Nb (C, N) by combining with C and N, and supplements the above-described prevention of austenite grain coarsening during carburizing heating with AlN. Since it is an effective element, it may be contained if necessary. However, if the Nb content exceeds 0.08%, the effect of preventing austenite grain coarsening is rather lowered. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.08% or less. In addition, the upper limit with preferable Nb content in the case of making it contain is 0.05%.
一方、前記したＮｂのオーステナイト粒粗大化防止効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the above-described effect of preventing the austenite grain coarsening of Nb, the content of Nb when contained is preferably 0.01% or more.
上記のＴｉおよびＮｂは、上述の範囲で、いずれか１種のみ、または、２種の複合、で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．１４％以下であってもよいが、０．１０％以下とすることが好ましい。 The above Ti and Nb can be contained in any one of the above ranges or in a composite of two kinds. The total content of these elements may be 0.14% or less, but is preferably 0.10% or less.
（Ｂ）組織
Ｃ含有量が０．１〜０．２５％の熱間圧延材（熱間圧延まま材）の焼鈍は一般に、加熱温度を７００〜７５０℃とし、その後、徐冷する方法で行われる。この条件で焼鈍を行った後の組織には、焼鈍前にパーライトおよびベイナイトであった部分にセメンタイトの大半が残存する。そのため、焼鈍前の組織制御が重要である。
(B) Structure In general, annealing of a hot-rolled material having a C content of 0.1 to 0.25% (as hot-rolled material) is performed at a heating temperature of 700 to 750 ° C. and then gradually cooling. Is called. In the structure after annealing under these conditions, most of the cementite remains in the portions that were pearlite and bainite before annealing. Therefore, the structure control before annealing is important.
フェライトは軟質で延性が高い。そこで比較的硬質な組織をフェライト中に分散させると、切り屑処理性、および切削後の表面粗さが良好になる。上述のとおり、焼鈍前にパーライトおよびベイナイトであった部分にセメンタイトの大半が残存し、その部分が硬質な組織となる。また、焼鈍後の組織には、焼鈍前にパーライトであった部分の方がベイナイトであった部分よりも、安定してセメンタイトが残存する。このため、焼鈍前の組織は、ベイナイトよりもパーライトを多くするのがよい。さらに、焼鈍前のセメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度が高いと、より安定してセメンタイトが残存する。加えて、パーライトおよびベイナイト部分の炭素濃度が高い方が、焼鈍後もその部分が硬質な組織となりやすい。 Ferrite is soft and highly ductile. Therefore, when a relatively hard structure is dispersed in ferrite, chip disposal and surface roughness after cutting are improved. As described above, most of the cementite remains in the portion that was pearlite and bainite before annealing, and the portion becomes a hard structure. Also, in the microstructure after annealing, cementite remains more stably in the portion that was pearlite before annealing than in the portion that was bainite. For this reason, the structure before annealing should have more pearlite than bainite. Furthermore, when the (Mn + Cr + Mo) concentration in the cementite before annealing is high, the cementite remains more stably. In addition, the higher the carbon concentration of the pearlite and bainite parts, the more easily the part becomes a hard structure after annealing.
このため、熱間圧延材の組織を適正なものにする必要がある。 For this reason, it is necessary to make the structure of the hot rolled material appropriate.
そして、熱間圧延棒鋼または線材の組織を、フェライト・パーライト、またはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、フェライト分率が５５〜８０％、パーライト分率が２０〜３５％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ下記の式（１）で示されるＸ値が０．５０〜０．８０であり、さらに、セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度が２．８〜４．５％とすることで、焼鈍後の被削性が優れた冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を得ることができる。
Ｘ＝［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ・・・（１）
ここで、式（１）中のＣは、鋼中のＣ含有量（質量％）を表す。
And the structure of the hot rolled steel bar or wire is made of ferrite pearlite or ferrite pearlite bainite, the ferrite fraction is 55 to 80%, the pearlite fraction is 20 to 35%, and the bainite fraction is 10% or less. And the X value shown by the following formula (1) is 0.50 to 0.80, and the (Mn + Cr + Mo) concentration in cementite is 2.8 to 4.5%. A hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging with excellent machinability can be obtained.
X = [100 / (100-ferrite fraction)] × C (1)
Here, C in Formula (1) represents C content (mass%) in steel.
ここでいう「フェライト・パーライト」は、フェライトとパーライトとからなる２相組織を意味する。「フェライト・パーライト・ベイナイト」は、フェライトと、パーライトと、ベイナイトとからなる３相組織を意味する。 The term “ferrite / pearlite” here means a two-phase structure composed of ferrite and pearlite. “Ferrite / pearlite / bainite” means a three-phase structure composed of ferrite, pearlite, and bainite.
「フェライト分率」、「パーライト分率」および「ベイナイト分率」は、組織に占める各相の面積割合を指す。 “Ferrite fraction”, “pearlite fraction” and “bainite fraction” refer to the area ratio of each phase in the structure.
組織中にマルテンサイトを含む場合には、マルテンサイトが硬質で延性が低いことに起因して、熱間圧延棒鋼または線材の矯正および運搬時に割れが発生しやすくなる。 When martensite is included in the structure, the martensite is hard and has low ductility, so that cracking is likely to occur during correction and transportation of hot-rolled steel bars or wires.
上記の組織における「相」は、例えば、冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面（横断面）を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、倍率４００倍で、視野の大きさを２５０μｍ×２５０μｍとしてランダムに各１５視野観察することによって同定することができる。 The “phase” in the above structure is, for example, cut into a cross section (cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the hot rolled steel bar or wire rod for cold forging and including the center, and then mirror polished to corrode with nital. The test specimens can be identified by observing 15 visual fields at random with a magnification of 400 times and a visual field size of 250 μm × 250 μm.
セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度は、例えば、適宜の試験片を採取し、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用い、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ2で抽出（電気分解）し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。ここでは、ろ過物の化学分析で測定されるＦｅとＣｒとＭｏはセメンタイトに起因するものであり、Ｍｎはセメンタイトと硫化物（ＭｎＳ）に起因するものと考えた。また、ＭｎＳ量は、鋼中のＳ量すべてがＭｎＳとして生成していると仮定し、残るＭｎはすべてセメンタイト中に含まれるとした。なお、前述した１０％ＡＡ系電解液とは、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液である。 Concentration of (Mn + Cr + Mo) in cementite is, for example, by taking an appropriate test piece and extracting (electrolyzing) it at a current density of 250 to 350 A / m 2 using a 10% AA electrolyte solution which is a general condition. The extracted solution can be obtained by filtering with a filter having a mesh size of 0.2 μm and conducting a general chemical analysis on the filtrate. Here, Fe, Cr, and Mo measured by chemical analysis of the filtrate are attributed to cementite, and Mn is considered to be attributed to cementite and sulfide (MnS). Further, the amount of MnS was assumed that all the amount of S in the steel was generated as MnS, and all the remaining Mn was included in the cementite. The 10% AA electrolyte solution described above is a 10% by volume acetylacetone-1% by mass tetramethylammonium chloride-methanol solution.
なお、フェライト分率の好ましい下限は６５％である。パーライト分率の好ましい上限は３０％である。ベイナイト分率の好ましい上限は５％である。式（１）で示されるＸ値の好ましい下限は０．６５である。セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度の好ましい下限は３．５％である。 The preferred lower limit of the ferrite fraction is 65%. A preferable upper limit of the pearlite fraction is 30%. A preferable upper limit of the bainite fraction is 5%. A preferable lower limit of the X value represented by the formula (1) is 0.65. A preferable lower limit of the (Mn + Cr + Mo) concentration in cementite is 3.5%.
本発明で規定する冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を得るための製造方法の一例として、以下、上記（Ａ）で示す化学組成を有する０．１８〜０．２２％のＣ、０．２〜０．５％のＳｉ、０．７〜０．９％のＭｎ、１．０〜１．２％のＣｒおよび０．４％以下のＭｏを含有する鋼を用いた場合について示す。なお、本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の製造方法は、これに限るものではないことはもちろんである。 As an example of the manufacturing method for obtaining the hot rolled steel bar or wire rod for cold forging specified in the present invention, 0.18 to 0.22% C having the chemical composition shown in the above (A), 0. A case where steel containing 2 to 0.5% Si, 0.7 to 0.9% Mn, 1.0 to 1.2% Cr and 0.4% or less of Mo is used will be described. Of course, the method for producing a hot rolled steel bar or wire rod for cold forging according to the present invention is not limited to this.
・上記（Ａ）項に規定の化学組成の鋼を溶製し、鋳片を製造する。このとき、凝固途中の鋳片に圧下を加える。
・製造された鋳片を分塊圧延し、鋼片を製造する。このとき、鋳片に加熱温度１２５０〜１３００℃、かつ、加熱時間８時間以上の加熱を施してから分塊圧延し、一旦、１００℃以下まで冷却して鋼片を得る。
・得られた鋼片を熱間圧延して、冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を製造する。このとき、鋼片の加熱温度：９５０〜１０５０℃、かつ、加熱時間：２時間以上の加熱を施してから熱間圧延する。また、熱間圧延の仕上げ加工温度を８５０〜９５０℃、仕上げ加工での減面率を４０％以上とし、かつ仕上げ加工圧延後の冷却速度について、８５０〜６８０℃の間の平均冷却速度を１．０〜０．６℃／秒、６８０〜５５０℃の間の平均冷却速度を０．４〜０．２℃／秒として、５５０℃以下まで冷却する。
-A steel having the chemical composition specified in the above item (A) is melted to produce a slab. At this time, a reduction is applied to the slab during solidification.
・ The produced slab is rolled into blocks to produce steel slabs. At this time, the slab is heated at 1250 to 1300 ° C. and heated for 8 hours or more, and then subjected to block rolling and once cooled to 100 ° C. or less to obtain a steel slab.
-The obtained steel slab is hot-rolled to produce hot-rolled steel bars or wires for cold forging. At this time, it heat-rolls after performing the heating temperature: 950-1050 degreeC of a steel slab, and heating time: 2 hours or more. Moreover, the finishing temperature of hot rolling is set to 850 to 950 ° C., the area reduction rate in finishing processing is set to 40% or more, and the cooling rate after finishing and rolling is set to an average cooling rate between 850 to 680 ° C. The average cooling rate between 0.0 to 0.6 ° C./second and 680 to 550 ° C. is set to 0.4 to 0.2 ° C./second, and cooling is performed to 550 ° C. or less.
なお、熱間圧延における仕上げ加工圧延後は放冷以下の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、５５０℃以下の温度に至った時点で、空冷、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。 In addition, after finishing rolling in hot rolling, it is not necessary to cool to room temperature at a cooling rate less than that of cooling, and when it reaches a temperature of 550 ° C. or lower, it is cooled by appropriate means such as air cooling, mist cooling, water cooling, etc. May be.
本明細書における加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。また、熱間圧延の仕上げ加工温度とは、仕上げ加工圧延直後の棒鋼、線材の表面温度を指し、さらに、仕上げ加工圧延後の冷却速度も、棒鋼、線材の表面冷却速度を指す。仕上げ加工での減面率とは、最終の圧延機群での断面減少率をいう。 The heating temperature in this specification means the average value of the furnace temperature of the heating furnace, and the heating time means the in-furnace time. Moreover, the finishing temperature of hot rolling refers to the surface temperature of the steel bar and wire immediately after finishing rolling, and the cooling rate after finishing rolling also refers to the surface cooling rate of the steel bar and wire. The area reduction rate in the finishing process means a cross-section reduction rate in the final rolling mill group.
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
［実施例１］
表１に示す化学組成を有する鋼Ａおよび鋼Ｂを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を得て、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。上記の鋼Ａおよび鋼Ｂはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。
[Example 1]
Steel A and steel B having the chemical compositions shown in Table 1 were subjected to component adjustment in a 70-ton converter and then continuously cast to obtain a 400 mm × 300 mm square slab (bloom), which was cooled to 600 ° C. Note that reduction was applied during the solidification of continuous casting. Both the steel A and the steel B are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
このようにして得た鋳片を、１２８０℃に加熱した後、分塊圧延にて１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って直径５０ｍｍの棒鋼を得た。 The slab thus obtained was heated to 1280 ° C., and then a 180 mm × 180 mm square steel slab was produced by split rolling and cooled to room temperature. Furthermore, after heating the 180 mm × 180 mm square steel piece, hot rolling was performed to obtain a steel bar having a diameter of 50 mm.
表２に、製造条件〈１〉〜〈７〉として、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径５０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての、鋳片の加熱条件および鋼片の加熱条件、ならびに、棒鋼圧延における仕上げ加工温度、仕上げ加工での減面率および仕上げ加工圧延後の冷却条件の詳細を示す。なお、仕上げ加工圧延後の冷却は、５５０℃に至った時点で放冷とした。 In Table 2, as the production conditions <1> to <7>, when finishing a steel bar having a diameter of 50 mm from a 400 mm × 300 mm slab, the heating condition of the slab and the heating condition of the steel slab, and the finishing process in the steel bar rolling Details of the temperature, the area reduction ratio in the finishing process, and the cooling conditions after the finish rolling are shown. In addition, the cooling after finish work rolling was allowed to cool when it reached 550 ° C.
直径５０ｍｍの各棒鋼について、長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面（横断面）を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片を、光学顕微鏡を用い倍率４００倍で、表層の脱炭層を除いた領域から、ランダムに各１５視野観察して組織調査を行った。なお、各視野の大きさは２５０μｍ×２５０μｍである。各視野について通常の方法による画像解析によって、組織に占める各相の分率、具体的には、フェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの分率を求めた。 For each steel bar having a diameter of 50 mm, a cross section (cross section) perpendicular to the longitudinal direction and including the center portion was cut out, and then a specimen that was mirror-polished and corroded with nital was surface-layered at a magnification of 400 times using an optical microscope. From the region excluding the decarburized layer, each 15 visual fields were randomly observed to conduct a structure investigation. The size of each visual field is 250 μm × 250 μm. For each visual field, the fraction of each phase in the structure, specifically, the fraction of ferrite, pearlite, bainite, and martensite was determined by image analysis according to the usual method.
また、直径５０ｍｍの各棒鋼について、図１に示す位置から、２０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取し、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用い、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ2で抽出（電気分解）し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって、セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度を求めた。この際、ろ過物の化学分析で測定されるＦｅとＣｒとＭｏはセメンタイトに起因するものであり、Ｍｎはセメンタイトと硫化物（ＭｎＳ）に起因するものと考え、また、ＭｎＳ量は、Ｓ量すべてがＭｎＳとして生成していると仮定し、残るＭｎはすべてセメンタイト中に含まれるとした。なお、既に述べたように、１０％ＡＡ系電解液とは、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液である。 Further, for each steel bar having a diameter of 50 mm, a test piece of 20 mm × 10 mm × 5 mm was taken from the position shown in FIG. Extraction (electrolysis) with m 2 , the extracted solution was filtered with a filter having a mesh size of 0.2 μm, and the filtrate was subjected to general chemical analysis to determine the (Mn + Cr + Mo) concentration in cementite. At this time, Fe, Cr and Mo measured by chemical analysis of the filtrate are attributed to cementite, Mn is considered to be attributed to cementite and sulfide (MnS), and the amount of MnS is the amount of S It was assumed that all were produced as MnS, and all remaining Mn was included in the cementite. As already described, the 10% AA electrolyte is a 10% by volume acetylacetone-1% by mass tetramethylammonium chloride-methanol solution.
さらに、各棒鋼について、冷間鍛造の代わりに冷間での引き抜きにより歪を与え、その引き抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価することとし、旋削加工用の試験材を次のとおり作製した。 Furthermore, for each steel bar, distortion was given by cold drawing instead of cold forging, and the machinability after cold forging was evaluated by the machinability after drawing, and a test material for turning Was prepared as follows.
上記の熱間圧延で作製した直径５０ｍｍの棒鋼を７２０℃で４時間加熱後、７４０〜６６０℃の間の平均冷却速度を１０℃／時間とし、６６０℃に至った時点で放冷して常温まで冷却した。 The steel bar 50 mm in diameter produced by the above hot rolling is heated at 720 ° C. for 4 hours, and then the average cooling rate between 740 to 660 ° C. is set to 10 ° C./hour. Until cooled.
上記冷却後の直径５０ｍｍの各棒鋼を機械加工によって直径４５ｍｍにした後、冷間引き抜きによって直径４０ｍｍの丸棒にした。この引き抜いた丸棒を長さ５００ｍｍに切断して試験材を得た。 Each steel bar having a diameter of 50 mm after cooling was made into a diameter of 45 mm by machining, and then made into a round bar having a diameter of 40 mm by cold drawing. The drawn round bar was cut into a length of 500 mm to obtain a test material.
このようにして得た直径４０ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、切削時間が１〜２分の間での切粉長さおよび被切削材の表面粗さから、被削性を調査した。 The outer peripheral portion of the test material having a diameter of 40 mm and a length of 500 mm thus obtained was turned using an NC lathe under the following conditions, and the chip length and the cutting time between 1 and 2 minutes and The machinability was investigated from the surface roughness of the work material.
＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード、
コーティング：なし。
＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／分、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：０．８ｍｍ、
潤滑：水溶性切削油を使用。
<Chip used>
Base material: Carbide P20 grade,
Coating: None.
<Turning conditions>
Peripheral speed: 150m / min,
Feed: 0.20mm / rev,
Cutting depth: 0.8mm,
Lubrication: Water-soluble cutting oil is used.
なお、上記旋削加工において、被削性としての「切粉長さ」は、浸炭用肌焼鋼として一般的であるＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼Ｂを、一般的な分塊条件、および棒鋼圧延条件で作製した試験番号１４の切粉長さを「１００」として規格化し、これを５０％以上下回ることを目標とした。 In the above-mentioned turning process, the “chip length” as the machinability is obtained by using steel B satisfying the standard of JIS standard SCM420H, which is general as carburizing case-hardened steel, The chip length of test number 14 produced under the rolling conditions was standardized as “100”, and the target was to fall below this by 50% or more.
同様に、被削性としての「表面粗さ」は、試験番号１４での算術平均粗さＲａを「１００」として規格化し、これを２５％以上下回ることを目標とした。 Similarly, the “surface roughness” as machinability was standardized by setting the arithmetic average roughness Ra in the test number 14 to “100” and aimed to be 25% or less below this.
表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表３における製造条件記号は、前記表２に記載した製造条件記号に対応するものである。 Table 3 summarizes the above test results. The manufacturing condition symbols in Table 3 correspond to the manufacturing condition symbols described in Table 2.
表３から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号の場合には、目標とする被削性が得られていることが明らかである。 From Table 3, it is clear that the target machinability is obtained in the case of the test number “example of the present invention” that satisfies the conditions specified in the present invention.
これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａおよび鋼Ｂを用いても、本発明で規定する他の条件から外れる「比較例」の試験番号の場合には、目標とする被削性のうち、切粉長さ、表面粗さの両方、またはいずれかが得られていないことが明らかである。 On the other hand, even when using steel A and steel B whose chemical composition is within the range defined by the present invention, in the case of the test number of “Comparative Example” that deviates from other conditions defined by the present invention, It is clear that both of the chip length and the surface roughness or any one of the machinability are not obtained.
［実施例２］
表４に示す化学組成を有する鋼Ｃ〜Ｎを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を得て、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
[Example 2]
Components of steels C to N having chemical compositions shown in Table 4 were adjusted in a 70-ton converter, and then continuous casting was performed to obtain a 400 mm × 300 mm square slab (bloom), which was cooled to 600 ° C. Note that reduction was applied during the solidification of continuous casting.
表４中の鋼Ｃ、鋼Ｅ、鋼Ｇ、鋼Ｉおよび鋼Ｋ〜Ｐはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｄ、鋼Ｆ、鋼Ｈおよび鋼Ｊは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。 Steel C, steel E, steel G, steel I and steels K to P in Table 4 are all steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steel D, steel F, steel H, and steel J are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
表２に示した製造条件〈１〉〜〈７〉のいずれかによって、上記の鋳片から直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。 A steel bar having a diameter of 50 mm was manufactured from the above slab according to any one of the manufacturing conditions <1> to <7> shown in Table 2.
直径５０ｍｍの各棒鋼について、前記の［実施例１］と同じ方法で、組織調査を行うとともにセメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度を求めた。 With respect to each steel bar having a diameter of 50 mm, the structure was examined by the same method as in [Example 1], and the (Mn + Cr + Mo) concentration in cementite was determined.
さらに、前記の［実施例１］と同じ方法で、直径４０ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材を用いて被削性を調査した。 Further, the machinability was investigated by using the test material having a diameter of 40 mm and a length of 500 mm by the same method as in [Example 1].
なお、被削性の目標は［実施例１］の場合と同様である。すなわち［実施例１］の試験番号１４の切粉長さを「１００」として規格化し、これを５０％以上下回ることを「切粉長さ」の目標とし、また、上記試験番号１４の算術平均粗さＲａを「１００」として規格化し、これを２５％以上下回ることを「表面粗さ」の目標とした。 The machinability target is the same as in [Example 1]. That is, the chip length of test number 14 in [Example 1] was normalized as “100”, and the target of “chip length” to be less than 50% below this was the arithmetic average of test number 14 above. The roughness Ra was standardized as “100”, and the target of “surface roughness” was to be 25% or less below this.
表５に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表５には、被削性の基準となる［実施例１］の試験番号１４を併記した。表５における製造条件記号は、前記表２に記載した製造条件記号に対応するものである。 Table 5 summarizes the above test results. In Table 5, the test number 14 of [Example 1], which is a reference for machinability, is also shown. The manufacturing condition symbols in Table 5 correspond to the manufacturing condition symbols described in Table 2 above.
表５から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号の場合には、目標とする被削性が得られていることが明らかである。 From Table 5, it is clear that the target machinability is obtained in the case of the test number “example of the present invention” that satisfies the conditions specified in the present invention.
これに対して、本発明で規定する条件から外れる「比較例」の試験番号の場合には、目標とする被削性のうち、切粉長さ、表面粗さの両方、またはいずれかが得られていないことが明らかである。 On the other hand, in the case of a “Comparative Example” test number that deviates from the conditions specified in the present invention, both the chip length and / or the surface roughness of the target machinability are obtained. It is clear that this has not been done.
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。 While the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。 The hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging of the present invention is subjected to a roughing product by cold forging after annealing directly or after normalizing as necessary and then subjected to cutting. Excellent machinability. For this reason, the ratio of the cutting cost to the manufacturing cost of steel parts such as gears, shafts and pulleys for automobiles and industrial machines can be reduced, and the quality of the parts can be improved.
Claims (3)
Ｃ：０．１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．７〜２．０％、
Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％および
Ｎ：０．００４〜０．０２５％、
を含有するとともに、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下および
Ｏ：０．００２％以下、
である化学組成を有し、
組織が、
フェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、
フェライト分率が５５〜８０％、パーライト分率が２０〜３５％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ下記の式（１）で示されるＸ値が０．５０〜０．８０であり、さらに、
セメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度が２．８〜４．５％である、
ことを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
Ｘ＝［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ・・・（１）
ここで、式（１）中のＣは、鋼中のＣ含有量（質量％）を表す。 % By mass
C: 0.1-0.25%
Si: 0.01 to 0.5%,
Mn: 0.5 to 1.5%
S: 0.003-0.05%,
Cr: 0.7 to 2.0%,
Mo: 0.4% or less (including 0%),
Al: 0.02-0.10% and N: 0.004-0.025%,
And containing
The balance consists of Fe and impurities, and P and O in the impurities are respectively
P: 0.025% or less and O: 0.002% or less,
Having a chemical composition of
Organization
Made of ferrite pearlite or ferrite pearlite bainite,
The ferrite fraction is 55 to 80%, the pearlite fraction is 20 to 35%, the bainite fraction is 10% or less, and the X value represented by the following formula (1) is 0.50 to 0.80. ,
The total concentration of Mn, Cr and Mo in the cementite is 2.8-4.5%,
A hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging.
X = [100 / (100-ferrite fraction)] × C (1)
Here, C in Formula (1) represents C content (mass%) in steel.
Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：１．５％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種、または２種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。 Instead of part of Fe, in mass%,
Cu: 0.4% or less, Ni: 1.5% or less, and B: containing 0.005% or less, or two or more of them,
The hot rolled steel bar or wire for cold forging according to claim 1.
Ｔｉ：０．０６％以下およびＮｂ：０．０８％以下のうちの１種、または２種を含有する、
ことを特徴とする請求項１または２に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。 Instead of part of Fe, in mass%,
Containing one or two of Ti: 0.06% or less and Nb: 0.08% or less,
The hot rolled steel bar or wire rod for cold forging according to claim 1 or 2.
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017068410A1 (en) * | 2015-10-20 | 2017-04-27 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method of producing carburizing forging steel material |
| JP2017141502A (en) * | 2016-02-08 | 2017-08-17 | 新日鐵住金株式会社 | Rolling bar wire for cold forging refined article |
| CN110358965A (en) * | 2019-07-02 | 2019-10-22 | 江阴兴澄合金材料有限公司 | 100 grades a kind of or more high-test chain wire rod and its manufacturing method |
| JP2019183266A (en) * | 2018-03-30 | 2019-10-24 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel for case hardening |
| CN111363975A (en) * | 2020-04-08 | 2020-07-03 | 中天钢铁集团有限公司 | Controlled rolling and controlled cooling method for medium-carbon CrMo steel wire rod capable of being directly drawn and processed in hot rolling state |
| CN113789480A (en) * | 2021-08-20 | 2021-12-14 | 首钢集团有限公司 | Cold-forged gear steel and preparation method thereof |
| CN113943883A (en) * | 2021-09-18 | 2022-01-18 | 广西柳州钢铁集团有限公司 | Method for improving Agt of Nb microalloying HRB400E hot-rolled wire rod reinforcing steel bar and hot-rolled wire rod reinforcing steel bar |
| WO2022158569A1 (en) * | 2021-01-22 | 2022-07-28 | 愛知製鋼株式会社 | Round steel bar material to be carburized |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107815597A (en) * | 2017-11-17 | 2018-03-20 | 武汉钢铁有限公司 | A kind of high-intensity rim steel and production method with good flanging forming |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008007853A (en) * | 2006-05-31 | 2008-01-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Rolled wire rod and production method therefor |
| JP2009052062A (en) * | 2007-08-24 | 2009-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Hot rolled steel bar or wire rod |
| JP2009527638A (en) * | 2005-12-27 | 2009-07-30 | ポスコ | Steel wire rod excellent in cold workability and hardenability, and manufacturing method thereof |
| JP2011089189A (en) * | 2009-10-26 | 2011-05-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Alloy steel for machine structural use |
| WO2011055651A1 (en) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | 住友金属工業株式会社 | Hot-rolled steel bar or wire rod |
-
2012
- 2012-05-09 JP JP2012107235A patent/JP5821771B2/en active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009527638A (en) * | 2005-12-27 | 2009-07-30 | ポスコ | Steel wire rod excellent in cold workability and hardenability, and manufacturing method thereof |
| JP2008007853A (en) * | 2006-05-31 | 2008-01-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Rolled wire rod and production method therefor |
| JP2009052062A (en) * | 2007-08-24 | 2009-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Hot rolled steel bar or wire rod |
| JP2011089189A (en) * | 2009-10-26 | 2011-05-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Alloy steel for machine structural use |
| WO2011055651A1 (en) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | 住友金属工業株式会社 | Hot-rolled steel bar or wire rod |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017068410A1 (en) * | 2015-10-20 | 2017-04-27 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method of producing carburizing forging steel material |
| CN108138292A (en) * | 2015-10-20 | 2018-06-08 | 丰田自动车株式会社 | The method for manufacturing carburizing forging steel |
| JP2017141502A (en) * | 2016-02-08 | 2017-08-17 | 新日鐵住金株式会社 | Rolling bar wire for cold forging refined article |
| JP2019183266A (en) * | 2018-03-30 | 2019-10-24 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel for case hardening |
| CN110358965A (en) * | 2019-07-02 | 2019-10-22 | 江阴兴澄合金材料有限公司 | 100 grades a kind of or more high-test chain wire rod and its manufacturing method |
| CN111363975A (en) * | 2020-04-08 | 2020-07-03 | 中天钢铁集团有限公司 | Controlled rolling and controlled cooling method for medium-carbon CrMo steel wire rod capable of being directly drawn and processed in hot rolling state |
| WO2022158569A1 (en) * | 2021-01-22 | 2022-07-28 | 愛知製鋼株式会社 | Round steel bar material to be carburized |
| CN113789480A (en) * | 2021-08-20 | 2021-12-14 | 首钢集团有限公司 | Cold-forged gear steel and preparation method thereof |
| CN113943883A (en) * | 2021-09-18 | 2022-01-18 | 广西柳州钢铁集团有限公司 | Method for improving Agt of Nb microalloying HRB400E hot-rolled wire rod reinforcing steel bar and hot-rolled wire rod reinforcing steel bar |
| CN115161536A (en) * | 2021-09-18 | 2022-10-11 | 广西柳州钢铁集团有限公司 | Hot rolled steel wire rod |
| CN115161536B (en) * | 2021-09-18 | 2023-07-14 | 广西柳州钢铁集团有限公司 | Hot rolled wire rod reinforcing steel bar |
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| Publication number | Publication date |
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