JP2016194100A - 機械構造部品用鋼線 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明の機械構造部品用鋼線は、質量%で、C:0.3〜0.6%、Si:0.05〜0.5%、Mn:0.2〜1.7%、P:0%超、0.03%以下、S:0.001〜0.05%、Al:0.005〜0.1%およびN:0〜0.015%を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して40%以上である。
【選択図】なし
Description
C :0.3〜0.6%、
Si:0.05〜0.5%、
Mn:0.2〜1.7%、
P :0%超、0.03%以下、
S :0.001〜0.05%、
Al:0.005〜0.1%および
N :0〜0.015%を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して40%以上であることを特徴とする。
Cは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、C含有量は0.3%以上とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.32%以上であり、より好ましくは0.34%以上である。しかしながら、Cが過剰に含有されると強度が高くなって冷間加工性が低下するので、0.6%以下とする必要がある。C含有量は、好ましくは0.55%以下であり、より好ましくは0.50%以下である。
Siは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させる。このような効果を有効に発揮させるため、Si含有量を0.05%以上と定めた。Si含有量は、好ましくは0.07%以上であり、より好ましくは0.10%以上である。一方、Siが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでSi含有量を0.5%以下と定めた。Si含有量は、好ましくは0.45%以下であり、より好ましくは0.40%以下である。
Mnは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Mn含有量を0.2%以上と定めた。Mn含有量は、好ましくは0.3%以上であり、より好ましくは0.4%以上である。一方、Mnが過剰に含有されると、硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでMn含有量を1.7%以下と定めた。Mn含有量は、好ましくは1.5%以下であり、より好ましくは1.3%以下である。
Pは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、P含有量は0.03%以下と定めた。P含有量は、好ましくは0.02%以下であり、より好ましくは0.017%以下、特に好ましくは0.01%以下である。P含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより0.001%程度残存する場合もある。
Sは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でMnSとして存在し延性を劣化させるので、冷間加工性には有害な元素である。そこでS含有量を0.05%以下と定めた。S含有量は、好ましくは0.04%以下であり、より好ましくは0.03%以下である。但し、Sは被削性を向上させる作用を有するので、0.001%以上含有させる。S含有量は、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003%以上である。
Alは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるため、Al含有量を0.005%以上と定めた。Al含有量は、好ましくは0.008%以上であり、より好ましくは0.010%以上である。しかしながら、Al含有量が過剰になると、Al2O3が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでAl含有量を0.1%以下と定めた。Al含有量は、好ましくは0.090%以下であり、より好ましくは0.080%以下である。
Nは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Nが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでN含有量を0.015%以下と定めた。N含有量は、好ましくは0.013%以下であり、より好ましくは0.010%以下である。N含有量は少なければ少ない程好ましく、0%であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより0.001%程度残存する場合もある。
Cr、Cu、Ni、MoおよびBは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは2種以上で含有される。このような効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなり、前記した効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Cr量が0.015%以上、より好ましくは0.020%以上である。Cu量、Ni量およびMo量の好ましい含有量は、いずれも0.02%以上、より好ましくは0.05%以上である。B量の好ましい含有量は、0.0003%以上、より好ましくは0.0005%以上である。
800℃以上、1050℃以下で仕上げ圧延し、
平均冷却速度が7℃/秒以上の第1冷却と、
平均冷却速度が1℃/秒以上、5℃/秒以下の第2冷却と、
平均冷却速度が前記第2冷却よりも速くかつ5℃/秒以上である第3冷却とを、この順で行い、
前記第1冷却の終了と前記第2冷却の開始を700〜750℃の範囲内で行い、前記第2冷却の終了と前記第3冷却の開始を600〜650℃の範囲内で行い、前記第3冷却の終了を400℃以下にすることが好ましい。仕上げ圧延温度および第1〜3冷却について、夫々詳しく説明する。
球状化焼鈍前の組織のbcc−Fe結晶粒径を小さく、例えば15μm以下にするためには、仕上げ圧延温度を適切に制御することが好ましい。仕上げ圧延温度が1050℃を超えると、bcc−Fe結晶粒径を小さくすることが困難となる。但し、仕上げ圧延温度が800℃未満となると、bcc−Fe結晶粒径が小さくなり過ぎ、例えば5μm未満となって軟質化が困難となるので、800℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度のより好ましい下限は850℃以上であり、更に好ましくは900℃以上である。仕上げ圧延温度のより好ましい上限は1000℃以下であり、更に好ましくは950℃以下である。
仕上げ圧延温度である800℃以上、1050℃以下から開始し、700〜750℃の温度範囲で終了する第1冷却において、冷却速度が遅くなると球状化焼鈍前の組織のbcc−Fe結晶粒が粗大化してbcc−Fe結晶粒径が大きくなるおそれがある。そこで、第1冷却における平均冷却速度を7℃/秒以上とすることが好ましい。第1冷却の平均冷却速度はより好ましくは10℃/秒以上であり、更に好ましくは20℃/秒以上である。第1冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として200℃/秒以下であることが好ましい。尚、第1冷却における冷却では、平均冷却速度が7℃/秒以上である限り、冷却速度を変化させて冷却しても良い。
初析フェライト結晶粒を等軸化、即ち初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比を小さく、例えば3.0以下とするためには、700〜750℃の温度範囲から開始し、600〜650℃の温度範囲で終了する第2冷却において、5℃/秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。第2冷却の平均冷却速度のより好ましい上限は4℃/秒以下であり、更に好ましくは3.5℃/秒以下である。一方、第2冷却における平均冷却速度が遅すぎると、bcc−Fe結晶粒が粗大化して、bcc−Fe結晶粒径が大きくなり過ぎる可能性がある。そこで、第2冷却における平均冷却速度は1℃/秒以上とするのが好ましい。第2冷却の平均冷却速度のより好ましい下限は2℃/秒以上であり、更に好ましくは2.5℃/秒以上である。尚、第2冷却における冷却では、平均冷却速度が1℃/秒以上、5℃/秒以下である限り、冷却速度を変化させて冷却しても良い。
この第3冷却では、パーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、セメンタイトを溶解させやすくし、粒内に球状セメンタイトの核を残さないようにする。これによって、その後の適切な球状化焼鈍処理を行うことで、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合を増加させる。パーライトの平均ラメラー間隔を狭く、例えば0.20μm以下とするためには、600〜650℃の温度範囲から開始し、400℃以下で終了する第3冷却において、第2冷却よりも速く、且つ5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。5℃/秒より遅い冷却であるとパーライトの平均ラメラー間隔を狭くしにくくなる。第3冷却の平均冷却速度はより好ましくは10℃/秒以上であり、更に好ましくは20℃/秒以上である。
bcc−Fe結晶粒径の測定は、EBSP解析装置およびFE−SEM(Field−Emission Scanning Electron Microscope、電解放出型走査電子顕微鏡)を用いて測定した。解析ツールには、株式会社TSLソリューションズのOIMソフトウェアを用いた。結晶方位差(これを「斜角」とも呼ぶ)が15°を超える境界、即ち大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、bcc−Fe結晶粒の面積を円に換算したときの直径の平均値、即ち平均円相当直径を算出した。このときの測定領域は200μm×400μm、測定ステップは1.0μm間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス(Confidence Index)が0.1以下の測定点は解析対象から削除した。
粒界セメンタイト割合の測定においては、5分以上のピクラールエッチングによってフェライト粒界およびセメンタイトを出現させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率1000倍にて3視野を撮影した。それらの写真上に、等間隔の10本の横線を引き、その線上に存在する粒界セメンタイトおよび粒内セメンタイト数を測定し、3視野の総粒界セメンタイト数を総セメンタイト数で除すことにより、粒界セメンタイト割合を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は0.3μmとした。ここで、フェライト粒界に接しており、且つセメンタイト粒子のアスペクト比が3.0以下のものを、粒界セメンタイトと定義した。よって、フェライト粒界に接していても、セメンタイト粒子のアスペクト比が3.0を超えているものは、粒内セメンタイトとした。
鋼線から、φ10.0mm×15.0mmの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度5/秒〜10/秒で、加工率60%の冷間鍛造試験を5回ずつ行った。変形抵抗の測定は、60%加工率の冷間鍛造試験から得られた加工率−変形抵抗のデータから、40%加工時の変形抵抗を5回測定し、5回の平均値を求めた。尚、C含有量が0.3〜0.4%未満の範囲内にある鋼種A〜E、Pにおける変形抵抗の合格基準は、650MPa以下であり、C含有量が0.4〜0.5%未満の範囲内にある鋼種F〜J、O、Qにおける変形抵抗の合格基準は、680MPa以下であり、C含有量が0.5〜0.6%の範囲内にある鋼種K〜Nにおける変形抵抗の合格基準は、730MPa以下である。
鋼線から、φ10.0mm×15.0mmの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度5/秒〜10/秒で、加工率60%の冷間鍛造試験を5回ずつ行った。割れ発生率の測定は、60%加工率の冷間鍛造試験後、夫々実体顕微鏡にて表面観察を5回行い、倍率20倍にて表面割れの有無を測定し、「表面割れを有するサンプル数」を5で除すことにより、その平均を求めた。全ての鋼種における割れ発生率の合格基準は、20%以下である。
Claims (3)
- 質量%で、
C :0.3〜0.6%、
Si:0.05〜0.5%、
Mn:0.2〜1.7%、
P :0%超、0.03%以下、
S :0.001〜0.05%、
Al:0.005〜0.1%および
N :0〜0.015%を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して40%以上である機械構造部品用鋼線。 - 更に、質量%で、
Cr:0%超、0.5%以下、
Cu:0%超、0.25%以下、
Ni:0%超、0.25%以下、
Mo:0%超、0.25%以下および
B :0%超、0.01%以下よりなる群から選択される1種以上を含有する請求項1に記載の機械構造部品用鋼線。 - 前記金属組織におけるbcc−Fe結晶粒の平均円相当直径が30μm以下である請求項1または2に記載の機械構造部品用鋼線。
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