JP4295314B2 - 高速冷間加工用鋼及びその製造方法、並びに高速冷間加工部品の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ボルト・ナットなどの機械部品、特に自動車用の部品を製造するために有用な冷間加工用鋼、特に冷間加工用線材または棒鋼に関するものである。本発明は、前記冷間加工用鋼から得られる冷間加工部品も提供する。
冷間加工（例えば２００℃以下の雰囲気における鋼の加工）は、熱間加工や温間加工と比較して、生産性が高く、寸法精度が良く、しかも鋼材の歩留が良好であるといった利点を有するため、各種部品の製造に幅広く用いられている。また、生産性を更に向上すべく、高速加工化の動向にある。
このような背景下、冷間加工に使用される鋼は、冷間加工時の変形抵抗が低く、加工中に変形能が低下しないことが必要とされる。鋼の変形抵抗が高いと冷間加工に使用する工具の寿命低下を招き、一方、変形能が低いと冷間加工時に割れが発生しやすくなるからである。
鋼の変形抵抗を低下させ、変形能を向上させるためには、Ｃ（炭素）、Ｓｉ、Ｍｎなどの添加元素を低下させればよいことが知られている。しかしながら、単純に添加元素を低減し、変形抵抗を低下させると、工具の寿命は改善できるものの、加工後に必要な部品強度が得られないという問題が生じる。そのため、従来、鋼を所定形状に冷間加工した後は、所定の硬度を確保するために焼入れ焼戻し処理などの熱処理が施されていた。
しかしながら、部品加工後に熱処理を施すと、部品寸法が変化してしまうため、更に部品加工を行わなければならない。生産性向上や省エネルギーのためには、所定の硬度を確保すると同時に、熱処理やその後の加工を省略できるような解決策が望まれている。
以上のような背景の下、特許文献１は、加工中の変形抵抗の増大を抑制するために、フェライト粒内に微細な窒化物を析出させ、これを核としてセメンタイトなどの炭化物を析出させることについて開示している。これより、固溶窒素および固溶炭素を窒化物および炭化物として固定化し、加工中の動的歪み時効を抑制することによって、変形抵抗の増大を抑制することを開示している。
特許文献２は、Ｎおよびｓｏｌ．Ａｌ量を制御してＮをＡｌＮとして固定し、さらに時効処理により炭素を炭化物として析出させることによって、炭素および窒素による時効硬化を抑制することを開示している。
上記の特許文献１及び２の方法では、動的歪み時効を抑制し、変形抵抗の増加を抑制するために、フェライト粒内に固溶窒素および固溶炭素を窒化物および炭化物として固定化している。固溶窒素および固溶炭素を固定化するためには、Ａｌを添加する必要がある。実施例のようにＡｌが０．０３９〜０．０４５％あれば、窒素量が０．０１５％であっても、固溶窒素は殆ど存在しないものと考えられる。
特許文献３は、Ｃｒ添加による固溶軟化による鋼材の硬さの低下とＡｌ添加による固溶窒素の固定化で、冷間加工時の変形抵抗を低減する方法が開示されている。しかしながら、当該方法ではＡｌを添加することで固溶窒素が固定化されているために、上記の特許文献１及び２と同様に固溶窒素は殆ど存在しないと考えられる。
冷間加工後の冷間加工部品では、所定の硬度を確保するために硬化熱処理、例えば焼入れ焼戻しが行われることがあるが、上述したように、生産性向上および省エネルギーの観点から、焼入れ焼戻しを省略することが求められている。例えば、特許文献４では、冷間鍛造後の発熱温度から常温まで５０〜７０℃／ｈｒの冷却速度で冷却することにより、冷間鍛造後の時効処理（焼入れ焼戻し）を省略できることを開示している。
特許第３５１５９２３号公報
特開昭６０−８２６１８号公報
特公昭５７−６０４１６号公報
特開２００３−２６６１４４号公報
冷間加工性（変形抵抗および変形能）と冷間加工後の硬さは相反する性質であり、従来、これらの双方ともが良好な冷間加工用鋼は得られていない。そこで本発明の目的は、加工中は冷間加工性に優れ、加工後は良好な硬さを示す冷間加工用鋼、特に冷間加工用線材または棒鋼を提供することである。
上記目的を達成し得た本発明の高速冷間加工用鋼は、
Ｃ：０．０３〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない）
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
鋼中の固溶窒素量が０．００６％以上であることを特徴とするものである。
Ｃ：０．０３〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない）
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
鋼中の固溶窒素量が０．００６％以上であることを特徴とするものである。
固溶窒素量を０．００６％以上確保するために、Ｎ：０．００７％以上とすることが望ましい。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＨｆ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００１５％以下（０％を含まない）および／またはＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：５％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と省略する）：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効でありる。
本発明の高速冷間加工用鋼は、加工温度が２００℃以下である条件で高速冷間加工に用いることが推奨される。また、歪み速度が１００／秒以上である条件で高速冷間加工に用いることが推奨される。
なお、歪み速度は、真歪みを単位時間で割ることにより求められるものである。
本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法として、上記の成分組成を有する鋼材を、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱し、その後Ａｃ３点＋３０℃以上の温度領域で熱間加工し、その後０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却する方法が、好ましい一態様として推奨される。
本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法として、上記の成分組成を有する鋼材を、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱し、その後０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却する方法が、好ましい一態様として推奨される。
本発明の高速冷間加工用鋼は、（ａ）固溶窒素を所定量以上で含有しているので、冷間加工後の焼入れ焼戻しを省略しても、冷間加工後の鋼部品の硬さを向上させることができる。また、本発明の高速冷間加工用鋼は、（ｂ）その用途を、高速冷間加工（好ましくは歪み速度が１００／秒以上である冷間加工）用に限定され、且つ（ｃ）化学成分量が適正化されているので、良好な冷間加工性を示す。
本発明の高速冷間加工用鋼は、固溶窒素を所定量以上で含有することに大きな特徴を有する。この特徴により、冷間加工後に焼入れ焼戻しを省略しても、加工後の鋼部品の硬さを上昇させることができる。しかし比較的多量の固溶窒素を含有することは、鋼材の変形抵抗を増大し得るという弊害を招き得る。そこで本発明は、高速で冷間加工を行なうことにより、冷間加工性を維持することを特徴とする。即ち本発明の鋼は、高速冷間加工という用途で用いられることを特徴の１つとする。このような技術的思想、即ち（ａ）固溶窒素を所定量以上含有させることで冷間加工後の硬さを上昇させ、且つ（ｂ）高速冷間加工により固溶窒素の弊害を抑制して良好な冷間加工性を維持するという思想は、従来には無いものである。また高速で冷間加工を行うことは、部品の生産性向上に寄与する。
本発明の鋼は、良好な冷間加工性を達成するために、（ｃ）化学成分量が適正化されていることも特徴とする。以下では、まず鋼の成分組成および固溶窒素量について説明する。
（Ｃ：０．０３〜０．１５％）
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を確保するために必要な元素である。そこで炭素量の下限を０．０３％と定めた。より好ましい下限は０．０４％である。一方、炭素量が過剰であると被削性および冷間加工性が劣化する。そこで炭素量の上限を０．１５％と定めた。より好ましい上限は０．１２％である。
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を確保するために必要な元素である。そこで炭素量の下限を０．０３％と定めた。より好ましい下限は０．０４％である。一方、炭素量が過剰であると被削性および冷間加工性が劣化する。そこで炭素量の上限を０．１５％と定めた。より好ましい上限は０．１２％である。
（Ｓｉ：０．００５〜０．６％）
Ｓｉは、製鋼過程において脱酸剤として使用される元素である。Ｓｉ量が少なすぎると、凝固過程でガスが発生し、これらが欠陥として作用しやすくなるため、冷間加工中に割れが発生し得る。そこでＳｉ量の下限を０．００５％と定めた。より好ましい下限は０．００８％である。一方、Ｓｉ量が過剰でも、効果が飽和し、且つ冷間加工性が低下する。そこでＳｉ量の上限を０．６％と定めた。より好ましい上限は０．５％である。
Ｓｉは、製鋼過程において脱酸剤として使用される元素である。Ｓｉ量が少なすぎると、凝固過程でガスが発生し、これらが欠陥として作用しやすくなるため、冷間加工中に割れが発生し得る。そこでＳｉ量の下限を０．００５％と定めた。より好ましい下限は０．００８％である。一方、Ｓｉ量が過剰でも、効果が飽和し、且つ冷間加工性が低下する。そこでＳｉ量の上限を０．６％と定めた。より好ましい上限は０．５％である。
（Ｍｎ：０．０５〜２％）
Ｍｎは、製鋼過程においてＳｉと同様に脱酸剤として作用する。また、Ｍｎは脱硫剤としても有効な元素であり、Ｍｎ量が少なすぎると結晶粒界にＦｅＳが膜状に析出し、粒界強度を著しく低下させるため、冷間加工中に割れが発生し得る。そこでＭｎ量の下限を０．０５％と定めた。より好ましい下限は０．１％である。一方、Ｍｎ量が過剰であると冷間加工性が低下する。そこでＭｎ量の上限を２％と定めた。より好ましい上限は１％である。
Ｍｎは、製鋼過程においてＳｉと同様に脱酸剤として作用する。また、Ｍｎは脱硫剤としても有効な元素であり、Ｍｎ量が少なすぎると結晶粒界にＦｅＳが膜状に析出し、粒界強度を著しく低下させるため、冷間加工中に割れが発生し得る。そこでＭｎ量の下限を０．０５％と定めた。より好ましい下限は０．１％である。一方、Ｍｎ量が過剰であると冷間加工性が低下する。そこでＭｎ量の上限を２％と定めた。より好ましい上限は１％である。
（Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない））
Ｐは、フェライトを固溶強化させることにより冷間加工性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。そこでＰ量を、０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下に低減することが推奨される。但しＰ量を０にすることは、工業上困難である。
Ｐは、フェライトを固溶強化させることにより冷間加工性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。そこでＰ量を、０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下に低減することが推奨される。但しＰ量を０にすることは、工業上困難である。
（Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない））
Ｓは、Ｍｎと共に、冷間加工時の割れの起点として作用するＭｎＳ介在物を形成する元素である。そこで変形能の観点からＳ量を、０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下に低減することが推奨される。但しＳ量を０にすることは、工業上困難である。なおＳは、被削性を向上させるという効果を有し、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
Ｓは、Ｍｎと共に、冷間加工時の割れの起点として作用するＭｎＳ介在物を形成する元素である。そこで変形能の観点からＳ量を、０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下に低減することが推奨される。但しＳ量を０にすることは、工業上困難である。なおＳは、被削性を向上させるという効果を有し、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
（Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない））
窒素（Ｎ）は、鋼中に固溶して冷間加工後の鋼部品の硬さを上昇させるという作用を有し、本発明における必須元素である。しかし鋼中の全窒素量が過剰であると、固溶窒素量も過剰となって冷間加工時に割れが生ずることがあり、さらに鋼の内部欠陥や連続鋳造時のスラブ割れも発生しやすくなる。そこで鋼の変形能、並びに材質の安定性および鋳造時の歩留向上の観点から、鋼中の全窒素量の上限を０．０４％と定めた。より好ましい上限は０．０３％である。一方、全窒素量の下限は、後述する固溶窒素量の下限を満たすことができるものであれば特に限定は無い。但し固溶窒素を安定して確保するために、全窒素量の下限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００８％である。
窒素（Ｎ）は、鋼中に固溶して冷間加工後の鋼部品の硬さを上昇させるという作用を有し、本発明における必須元素である。しかし鋼中の全窒素量が過剰であると、固溶窒素量も過剰となって冷間加工時に割れが生ずることがあり、さらに鋼の内部欠陥や連続鋳造時のスラブ割れも発生しやすくなる。そこで鋼の変形能、並びに材質の安定性および鋳造時の歩留向上の観点から、鋼中の全窒素量の上限を０．０４％と定めた。より好ましい上限は０．０３％である。一方、全窒素量の下限は、後述する固溶窒素量の下限を満たすことができるものであれば特に限定は無い。但し固溶窒素を安定して確保するために、全窒素量の下限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００８％である。
（固溶窒素：０．００６％以上）
冷間加工後の硬化上昇を充分に確保するために、本発明では鋼中の固溶窒素量の下限を０．００６％と定めた。好ましい下限は０．００７％である。一方、固溶窒素量が過剰になると、冷間加工時に割れが生ずる。よって固溶窒素量は、好ましくは０．０３％以下である。なお固溶窒素量の上限は、当然、鋼中の全窒素量の上限である０．０４％を超えることは無い。ここで本発明における「固溶窒素量」の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全窒素量から全窒化化合物量を差し引くことで鋼中の固溶窒素量を算出する。
冷間加工後の硬化上昇を充分に確保するために、本発明では鋼中の固溶窒素量の下限を０．００６％と定めた。好ましい下限は０．００７％である。一方、固溶窒素量が過剰になると、冷間加工時に割れが生ずる。よって固溶窒素量は、好ましくは０．０３％以下である。なお固溶窒素量の上限は、当然、鋼中の全窒素量の上限である０．０４％を超えることは無い。ここで本発明における「固溶窒素量」の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全窒素量から全窒化化合物量を差し引くことで鋼中の固溶窒素量を算出する。
（ｉ）鋼中の全窒素量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解して窒素を抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
（ｉｉ）鋼中の全窒化化合物量の測定には、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不動態被膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には、１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行う。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（窒化化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に混合する。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ)酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全窒素量から全窒化化合物量を差し引くことで鋼中の固溶窒素量を算出する。
本発明の鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明の鋼は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していても良い。
（Ａｌ：０．１％以下）
Ａｌは、製鋼過程における脱酸元素として有効な元素であり、また鋼の耐割れ性にも有効である。そこでＡｌを、必要に応じて、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上で含有させることが推奨される。しかしＡｌは窒素（Ｎ）との親和力が強く、Ａｌ窒化物を形成して固溶窒素量を低減させるため、含有させる場合の上限を０．１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Ａｌは、製鋼過程における脱酸元素として有効な元素であり、また鋼の耐割れ性にも有効である。そこでＡｌを、必要に応じて、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上で含有させることが推奨される。しかしＡｌは窒素（Ｎ）との親和力が強く、Ａｌ窒化物を形成して固溶窒素量を低減させるため、含有させる場合の上限を０．１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
（Ｚｒ：０．２％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種）
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＴａおよびＨｆは、窒素と共に窒化物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。そこで必要に応じて、Ｚｒを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上、Ｔｉを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｎｂを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｖを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｔａを好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００６％以上、およびＨｆを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上の量で含有させることが推奨される。
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＴａおよびＨｆは、窒素と共に窒化物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。そこで必要に応じて、Ｚｒを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上、Ｔｉを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｎｂを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｖを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｔａを好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００６％以上、およびＨｆを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上の量で含有させることが推奨される。
一方、これらの元素は、窒素との親和力が強く、窒化物を形成して固溶窒素量を低減させるために、上限量を次のように定めた。Ｚｒ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、Ｔｉ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、Ｎｂ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下、Ｖ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下、Ｔａ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、およびＨｆ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
（Ｂ：０．００１５％以下および／またはＣｒ：２％以下）
Ｂは結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。Ｃｒも同様に、鋼の変形能を向上させることができる。そこで必要に応じて、Ｂを好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上、Ｃｒを好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＢは、窒素との親和力が強く、Ｂ窒化物を形成して固溶窒素量を低減させる。またＢ窒化物が過剰になると、冷間加工性が低下する。Ｃｒも過剰になると変形抵抗を増大させる。したがってこれらの元素を含有させる場合、Ｂ量は、好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、Ｃｒ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
Ｂは結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。Ｃｒも同様に、鋼の変形能を向上させることができる。そこで必要に応じて、Ｂを好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上、Ｃｒを好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＢは、窒素との親和力が強く、Ｂ窒化物を形成して固溶窒素量を低減させる。またＢ窒化物が過剰になると、冷間加工性が低下する。Ｃｒも過剰になると変形抵抗を増大させる。したがってこれらの元素を含有させる場合、Ｂ量は、好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、Ｃｒ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
（Ｃｕ：５％以下）
Ｃｕは、鋼部品の強度を向上させる作用を有する。そのため、Ｃｕを好ましくは０．１％以上、好ましくは０．５％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＣｕを過剰に含有させても、その効果は飽和し、また冷間加工性および部品の表面性状を劣化させる。そこで含有させる場合のＣｕ量の上限を５％と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｃｕは、鋼部品の強度を向上させる作用を有する。そのため、Ｃｕを好ましくは０．１％以上、好ましくは０．５％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＣｕを過剰に含有させても、その効果は飽和し、また冷間加工性および部品の表面性状を劣化させる。そこで含有させる場合のＣｕ量の上限を５％と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは２％以下である。
（Ｎｉ：５％以下および／またはＣｏ：５％以下）
ＮｉおよびＣｏは、鋼を強靭化させるために有効な元素である。またＮｉは、Ｃｕが含有される場合に、鋼の表面欠陥を防止する作用も有する。そこでＮｉを好ましくは０．１％以上、好ましくは０．５％以上、Ｃｏを好ましくは０．１％以上、好ましくは０．５％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰になっても、その効果は飽和し、また冷間加工性が劣化する。またＣｏ量が過剰になると、鋳造や圧延等の鋼の製造工程で結晶粒界を劣化し、割れが生じ易くなる。そこで含有させる場合の上限を、それぞれ５％と定めた。Ｎｉ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは２％以下、Ｃｏ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは２％以下である。
ＮｉおよびＣｏは、鋼を強靭化させるために有効な元素である。またＮｉは、Ｃｕが含有される場合に、鋼の表面欠陥を防止する作用も有する。そこでＮｉを好ましくは０．１％以上、好ましくは０．５％以上、Ｃｏを好ましくは０．１％以上、好ましくは０．５％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰になっても、その効果は飽和し、また冷間加工性が劣化する。またＣｏ量が過剰になると、鋳造や圧延等の鋼の製造工程で結晶粒界を劣化し、割れが生じ易くなる。そこで含有させる場合の上限を、それぞれ５％と定めた。Ｎｉ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは２％以下、Ｃｏ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは２％以下である。
（Ｍｏ：２％以下および／またはＷ：２％以下）
ＭｏおよびＷは、冷間加工後の部品の硬さおよび靱性を向上させる作用を有する。そこでＭｏを好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上、Ｗを好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上の量で含有させることが推奨される。しかしこれらの量が過剰になると冷間加工性が劣化する。そこで含有させる場合の上限を、それぞれ２％と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下、Ｗ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下である。
ＭｏおよびＷは、冷間加工後の部品の硬さおよび靱性を向上させる作用を有する。そこでＭｏを好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上、Ｗを好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上の量で含有させることが推奨される。しかしこれらの量が過剰になると冷間加工性が劣化する。そこで含有させる場合の上限を、それぞれ２％と定めた。Ｍｏ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下、Ｗ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下である。
（Ｃａ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｌｉ：０．０２％以下、Ｐｂ：０．１％以下、およびＢｉ：０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種）
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、鋼の被削性向上に寄与する元素である。またＣａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の靱性を高める作用も有する。Ｃａを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、ＲＥＭを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、Ｍｇを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上、Ｌｉを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、Ｐｂを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、およびＢｉを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上の量で含有させることが推奨される。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、鋼の被削性向上に寄与する元素である。またＣａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の靱性を高める作用も有する。Ｃａを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、ＲＥＭを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、Ｍｇを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上、Ｌｉを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上、Ｐｂを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、およびＢｉを好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上の量で含有させることが推奨される。
しかしこれらの元素量が過剰でも、その効果が飽和する。そこで含有させる場合の上限量を、それぞれ次のように定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０２％以下、ＲＥＭ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｍｇ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｌｉ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｐｂ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下、およびＢｉ量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
次に本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法について説明する。本発明の鋼は、固溶窒素を０．０６％以上の量で含有することを特徴とする。この固溶窒素量を確保するためには、（ｉ）鋼中の全窒素量を増大すること、および（ｉｉ）鋼を所定温度以上に加熱にすることにより、固溶窒素量を高めることなどが有効である。
まず鋼中の全窒素量を増大させることから説明する。鋼がＡｌ等の窒素との親和力が強い元素を含有している場合、窒素はＡｌ等と窒化物を形成する結果、固溶窒素量が低減する。しかし鋼中の全窒素量が多ければ、Ａｌ等が全て窒素と窒化物を形成したとしても、充分な固溶窒素量を確保できる。
充分な固溶窒素量を確保できなくなる場合は、熱間圧延等で形成した窒化物が固溶体に溶解する温度に、鋼を加熱保持した後、急冷して、その析出を抑制する固溶化熱処理により、固溶窒素量を増大させることができる。具体的には鋼をＡｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱した後、０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却することにより、鋼中の固溶窒素量を増大させることができる。
固溶窒素量を増大させるために、加熱温度は、好ましくはＡｃ３点＋３０℃以上、より好ましくはＡｃ３点＋５０℃以上である。加熱保持時間は、好ましくは１０分以上、より好ましくは３０分以上である。但し製造コストの観点から、加熱温度は、好ましくはＡｃ３点＋４００℃以下、より好ましくはＡｃ３点＋３００℃以下である。また、加熱保持時間は、好ましくは２時間３０分以下、より好ましくは１時間３０分以下である。
この加熱保持中に、適宜、伸線、圧延またはプレスなどの熱間加工を行っても良い。加熱保持後に、好ましくは０．５℃／ｓ以上、より好ましくは１℃／ｓ以上、さらに好ましくは５℃／ｓ以上の冷却速度で、固溶窒素が安定して存在できる５００℃以下まで、好ましくは４５０℃以下まで冷却することにより、窒化物の析出を抑制して、充分な固溶窒素量を確保できる。
本発明は、上記化学成分組成および固溶窒素を含有する鋼を、高速冷間加工に供することを特徴の１つとする。本発明の鋼は固溶窒素を比較的多量に含有するが、それにもかかわらず、良好な冷間加工性を維持するためには、本発明の鋼を、好ましくは１００／秒以上、より好ましくは１２０／秒以上、さらに好ましくは１４０／秒以上の歪み速度で冷間加工することが推奨される。一方、歪み速度が速すぎると断熱的な温度上昇が生じ、割れが発生しやすくなるため、歪み速度の上限値は、好ましくは３００／秒、より好ましくは２８０／秒、さらに好ましくは２６０／秒である。
また加工の際の温度も冷間加工性に影響するため、加工温度の上限値は、好ましくは２００℃、より好ましくは１８０℃、さらに好ましくは１６０℃に設定することが推奨される。加工温度が高すぎると変形中に動的歪み時効が発生し、変形抵抗が上昇してしまうからである。一方、冷間加工は通常、室温で実施されるが、０℃を下回ると温度依存性により変形抵抗が逆に高くなってしまうため、加工温度の好ましい下限は０℃とする。なお加工温度は、加工の際の雰囲気温度を指す。
以上のようにして製造される鋼材（例えば線材や棒鋼）は、その後高速で冷間加工され、ボルトやナット等の部品、その他の機械部品となる。ここでの冷間加工方法には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造、冷間打抜き等の冷間加工が含まれる。また、部品の加工に必要であれば、伸線、圧延等の加工を行ってもよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
まず、表１〜表３に記載の化学成分組成を有する鋼を、転炉により溶製し、連続鋳造で鋼片とした後、φ１２ｍｍの線材に圧延した。
得られた線材に対して、表４に示される条件の熱処理を行った。表４に示される条件の加熱処理の後、１０分以上、好ましくは３０分以上の保持時間を設けることが望ましい。次いで、上記の熱処理を施した線材の中心部から、φ４ｍｍ×長さ６ｍｍの試験片を切り出した。また、表中、「固溶Ｎ」は、固溶窒素量を示し、「Ｎ」は、全窒素量を示す。
次に、表１〜表３に記載の試験片を、歪み速度：０．００１〜２４０／秒、加工温度：２０〜４００℃、圧縮率：２０〜８０％の加工条件で、容量２００ｋＮの加工フォーマスター試験装置を用いて鍛造し、部品に加工した。歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値を用いた。得られた部品について、観察倍率２０倍での実態顕微鏡で表面を観察して、割れの有無を確認した。各部品の加工条件、割れの有無および変形抵抗を表５〜表７に示す。
また、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４中央部（Ｄ：部品直径）、および測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ試験機を用いて、部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。各部品の硬さ（Ｈｖ）を表５〜表７に示す。
本実施例では、部品に割れが無く、部品硬さに対して鋼の変形抵抗が低い鋼（具体的には下記（２）式を満たすもの）を、冷間加工性に優れると判定した。
また部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）が２４０以上である部品を、強度に優れると判定した。なお、表５〜表７には、各試験片が下記（２）式を満たすか否かを示しており、（２）式を満たす場合には「○」、（２）式を満たさない場合には「×」を付している。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：硬さ（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：硬さ（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）
表５〜７から、好ましい加工条件（歪み速度および加工温度）において、本発明で規定する化学成分量および固溶窒素量の要件を満たす鋼は、冷間加工性に優れており、これから得られた部品は、強度に優れていることが分かる。これに対して本発明で規定する要件を満たさないものは、以下に記載するように、冷間加工性または部品強度が劣っている。
部品Ｎｏ．１（鋼Ｎｏ．１Ａ）は、炭素量が少ないため、硬さ（Ｈｖ）が１６０未満であり、強度が不充分であった。
部品Ｎｏ．６（鋼Ｎｏ．１Ｆ）は、炭素量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．７（鋼Ｎｏ．１Ｇ）は、Ｓｉ量が少ないため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．６（鋼Ｎｏ．１Ｆ）は、炭素量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．７（鋼Ｎｏ．１Ｇ）は、Ｓｉ量が少ないため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．１４（鋼Ｎｏ．１Ｎ）は、Ｓｉ量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．１５（鋼Ｎｏ．１Ｏ）は、Ｍｎ量が少ないため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２４（鋼Ｎｏ．１Ｘ）は、Ｍｎ量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．１５（鋼Ｎｏ．１Ｏ）は、Ｍｎ量が少ないため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２４（鋼Ｎｏ．１Ｘ）は、Ｍｎ量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２５および２６（鋼Ｎｏ．１Ｙおよび１Ｚ）は、Ｐ量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２７および２８（鋼Ｎｏ．２Ａおよび２Ｂ）は、Ｓ量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２９（鋼Ｎｏ．２Ｃ）は、固溶窒素量が少ないため、変形抵抗（ＭＰａ）／硬さ（Ｈｖ）が２．４を超えており、部品硬さに対して変形抵抗が大きかった。
部品Ｎｏ．２７および２８（鋼Ｎｏ．２Ａおよび２Ｂ）は、Ｓ量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２９（鋼Ｎｏ．２Ｃ）は、固溶窒素量が少ないため、変形抵抗（ＭＰａ）／硬さ（Ｈｖ）が２．４を超えており、部品硬さに対して変形抵抗が大きかった。
部品Ｎｏ．３１〜３４（材料Ｎｏ．３１、鋼Ｎｏ．２Ｅ）は、歪み速度が遅いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．３７〜３８（鋼Ｎｏ．２Ｆ〜Ｇ）は、加工温度が高いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．３７〜３８（鋼Ｎｏ．２Ｆ〜Ｇ）は、加工温度が高いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．４２（鋼Ｎｏ．２Ｋ）は、全窒素量が多いため、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．７７（鋼Ｎｏ．３Ｔ−１）、部品Ｎｏ．８１および８２（鋼Ｎｏ．３Ｕ−１および２）、部品Ｎｏ．８５（鋼Ｎｏ．３Ｖ−１）、部品Ｎｏ．８９および９０（鋼Ｎｏ．３Ｗ−１および２）、部品Ｎｏ．９３および９４（鋼Ｎｏ．３Ｘ−１および２）、部品Ｎｏ．９７（鋼Ｎｏ．３Ｙ−１）、部品Ｎｏ．１０１および１０２（鋼Ｎｏ．３Ｚ−１および２）、並びに部品Ｎｏ．１０５（鋼Ｎｏ．４Ａ−１）は、固溶窒素量が少ないため、上記（２）式を満たさず、部品硬さに対して変形抵抗が大きかった。
部品Ｎｏ．７７（鋼Ｎｏ．３Ｔ−１）、部品Ｎｏ．８１および８２（鋼Ｎｏ．３Ｕ−１および２）、部品Ｎｏ．８５（鋼Ｎｏ．３Ｖ−１）、部品Ｎｏ．８９および９０（鋼Ｎｏ．３Ｗ−１および２）、部品Ｎｏ．９３および９４（鋼Ｎｏ．３Ｘ−１および２）、部品Ｎｏ．９７（鋼Ｎｏ．３Ｙ−１）、部品Ｎｏ．１０１および１０２（鋼Ｎｏ．３Ｚ−１および２）、並びに部品Ｎｏ．１０５（鋼Ｎｏ．４Ａ−１）は、固溶窒素量が少ないため、上記（２）式を満たさず、部品硬さに対して変形抵抗が大きかった。
Claims (13)
- Ｃ：０．０３〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、および、
Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない）、
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
鋼中の固溶窒素量が０．００６％以上であることを特徴とする高速冷間加工用鋼。 - Ｎ：０．００７％以上を含有する請求項１に記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、
Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｔａ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。 - さらにＢ：０．００１５％以下（０％を含まない）および／またはＣｒ：２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項５のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項６のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項７のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
希土類元素：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。 - 請求項１ないし請求項９のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下で高速冷間加工することを特徴とする高速冷間加工部品の製造方法。
- 請求項１ないし請求項９のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼を歪み速度が１００／秒以上で高速冷間加工することを特徴とする高速冷間加工部品の製造方法。
- 請求項１ないし請求項９のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱し、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度領域で熱間加工した後、０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却することを特徴とする高速冷間加工用鋼の製造方法。
- 請求項１ないし請求項９のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱した後、０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却することを特徴とする高速冷間加工用鋼の製造方法。
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