TW201632640A - 冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材 - Google Patents

Abstract

該冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材乃具有預定化學組成，且藉由下述所表示之Y1、Y2滿足Y1>Y2，抗拉強度為750MPa以下，且內部組織為肥粒體、波來體組織，於前述內部組織中，肥粒體分率為40%以上。 Y1=[Mn]×[Cr]、Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])。

Description

冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材 技術領域

本發明是有關於一種適合作為冷鍛造零件之素材之冷鍛造性優異之輥軋棒鋼或輥軋線材。本發明特別是有關於一種淬火回火後構成HRC硬度34以上且適合作為高強度冷鍛造零件之素材之冷鍛造性優異之輥軋棒鋼或輥軋線材。

本發明乃根據2014年11月18日在日本申請的特願2014-233971號主張優先權，且在此援用其內容。

背景技術

冷鍛造乃鍛造後之零件之表面層及尺寸精度優異，又，相較於藉由熱鍛造所製造之零件，藉由冷鍛造所製造之零件乃製造成本低，且良率亦良好。故，冷鍛造被廣泛地應用在齒輪、軸或螺栓等以汽車為首的各種產業機械或建築結構物用零件之製造。

近年來，於使用在汽車、產業機械等的機械結構用零件中，乃發展小型、輕量化，於建築結構物中則發展大型化。依據此種背景，藉由冷鍛造所製造之零件宜更進 一步高強度化。

於該等冷鍛造零件中，以往乃使用規定於JIS G 4051中的機械結構用碳鋼鋼材、規定於JIS G 4053中的機械結構用合金鋼鋼材等。一般而言，該等鋼材乃將業已藉由熱軋製品輥軋成棒鋼或線材形狀之鋼材進行球化退火，並反覆拉拔或冷拉步驟後，藉由冷鍛造成形為零件形狀，並藉由淬火、回火等熱處理，調整為預定強度或硬度。

如上述機械結構用鋼材乃含有0.20~0.40%左右之較高碳量，且可經由調質處理使用作為高強度零件。另一方面，如上述機械結構用鋼材會提高屬於構成鍛造素材之輥軋鋼材的棒鋼或線材之強度。故，於製造過程中，若未附加冷拉及後續之球化退火步驟而將鋼材軟質化，則於零件成形用之冷鍛造時容易產生模具之磨損或破裂，又，產生零件發生破裂等製造上之問題。

特別是近年來有零件高強度化同時零件形狀複雜化之傾向。零件形狀變得越複雜，越會擔心破裂之發生，因此，在使藉由淬火、回火獲得高強度之鋼材於冷鍛造前進一步地軟質化之目的下，乃採取將球化退火處理長時間化，或是反覆複數次冷拉步驟及球化退火步驟等對策。

然而，該等對策不僅耗費人事費或設備費等成本，能量損失亦大。故，期待一種可省略該步驟或短時間化之鋼材。

於此種背景下，以省略球化退火處理或短時間化為目的，揭示有下述硼鋼等，即：在減低C、Cr、Mn等合 金元素之含量而減低構成鍛造素材之輥軋鋼材之強度後，藉由添加硼，彌補因合金元素之減低所造成的淬火性之降低。

舉例言之，於專利文獻1中揭示有一種防止晶粒粗大化特性與冷鍛造性優異之冷鍛造用熱輥軋鋼材及其製造方法。具體而言，於專利文獻1中揭示有一種晶粒粗大化特性與冷鍛造性優異之冷鍛造用熱輥軋鋼材及其製造方法，其特徵在於包含有：C：0.10~0.60%；Si：0.50%以下；Mn：0.30~2.00%；P：0.025%以下；S：0.025%以下；Cr：0.25%以下；B：0.0003~0.0050%；N：0.0050%以下；Ti：0.020~0.100%；且於鋼之基質中具有20個/100μm²以上直徑0.2μm以下之TiC或Ti(CN)。

又，於專利文獻2中揭示有一種冷加工用機械結構用鋼及其製造方法。具體而言，揭示有一種冷加工用機械結構用鋼及其製造方法，其特徵在於包含有C、Si、Mn、P、S、Al、N及Cr，且金屬組織具有波來體及初析肥粒體，波來體與初析肥粒體相對於全體組織之合計面積率為90%以上，同時初析肥粒體之面積率A在與藉由Ae=(0.8-Ceq)×96.75(不過，Ceq=[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]+0.11×[Cr]([(元素名)]乃意味著各元素之含量(質量%))表示之Ae間具有A>Ae之關係，且初析肥粒體及波來體中的肥粒體之平均粒徑為15~25μm。又，於專利文獻2之冷加工用機械結構用鋼中，揭示有可藉由施行一般的球化處理，實現充分之軟質化。

若藉由專利文獻1所揭示之技術，則可減低輥軋 鋼材之硬度。故，可藉由低成本進行冷鍛造，又，可具備防止淬火加熱時晶粒粗大化特性。然而，專利文獻1之鋼材乃由於鋼之Cr含量低，因此，淬火性低，提高零件強度會有限度。

專利文獻2所揭示之冷加工用機械結構用鋼可藉由施行一般的球化退火處理而軟質化，且可應用在高強度零件。然而，鋼之化學成分之含量平衡並未最適當化，又，輥軋鋼材之組織之肥粒體分率實質上小。故，若將維持製品輥軋狀態或施行短時間球化退火處理之狀態之鋼材使用在零件之冷鍛造時，則會產生破裂，並有無法藉由低成本製造零件之問題。

先行技術文獻 專利文獻

[專利文獻1]日本專利第3443285號公報

[專利文獻2]日本專利公開公報特開2013-227602號公報

發明概要

本發明是有鑑於上述現狀而完成，目的在提供一種淬火性及冷鍛造性優異之高強度冷鍛造零件用棒鋼或線材形狀之輥軋鋼材。在此，所謂淬火性優異是指在進行淬火及回火後中心部之HRC硬度構成34以上。又，所謂冷鍛造性優異是指即使於冷鍛造前省略球化退火處理或短時間 化，亦可有效地抑制冷鍛造時破裂之發生。

發明人為了解決前述課題實施各種檢討，其結果，獲得下述見解。

(a)在即使省略球化退火處理或短時間化亦可成形零件之程度下，欲確保冷鍛造性時，必須將維持製品輥軋狀態的鋼材(輥軋棒鋼或輥軋線材)之抗拉強度作成750MPa以下。又，扣除可能生成脫碳層之表層部分的內部組織為肥粒體、波來體組織，且肥粒體分率必須大於40%。

(b)為了藉由淬火、回火確保高零件強度，必須使C含量增大而提高淬火硬度(淬火後之硬度)，同時含有Mn、Cr等合金元素而提高淬火性。即，為了作為高強度冷鍛造零件來使用，必須確保充分之淬火硬度及因此所需之淬火性。

(c)為了提升冷鍛造性，同時藉由提升淬火性以確保淬火後之硬度，在充分地考慮過C、Si、Mn、Cr等元素含量之平衡後，亦必須控制內部組織。

本發明是根據上述見解而完成，其要旨如下述。

(1)有關本發明一態樣之冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材，其化學組成以質量%計含有：C：0.24~0.36%；Si：小於0.40%；Mn：0.20~0.45%；S：小於0.020%；P：小於0.020%；Cr：0.70~1.45%；Al：0.005~0.060%；Ti：大於0.020%、0.060%以下；B：0.0003~0.0040%；N：0.0020~0.0080%；Cu：0~0.50%；Ni：0~0.30%；Mo：0~0.050%； V：0~0.050%；Zr：0~0.050%；Ca：0~0.0050%；及Mg：0~0.0050%；剩餘部分為Fe及雜質，且藉由下述式<1>、<2>表示之Y1、Y2滿足藉由下述式<3>表示之關係，抗拉強度為750MPa以下，且內部組織為肥粒體、波來體組織，於前述內部組織中，肥粒體分率為40%以上。

Y1=[Mn]×[Cr]…<1>

Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])…<2>

Y1>Y2…<3>

不過，於上述式中的[C]、[Mn]、[Cr]表示各個元素以質量%計之含量，D表示輥軋棒鋼或輥軋線材依單位mm之直徑。

(2)如上述(1)之冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材，其前述化學組成以質量%計可含有選自於由Cu：0.03~0.50%；Ni：0.01~0.30%；Mo：0.005~0.050%；及V：0.005~0.050%所構成之群組中之1種以上。

(3)如上述(1)或(2)之冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材，其前述化學組成以質量%計可含有選自於由Zr：0.003~0.050%；Ca：0.0005~0.0050%；及Mg：0.0005~0.0050%所構成之群組中之1種以上。

於作為剩餘部分之「Fe及雜質」中的「雜質」是指意外在鋼材中含有的成分，且為工業上製造鋼鐵材料時作為原料之礦石、廢料，或是自製造環境等混入者。

所謂輥軋棒鋼或輥軋線材是指維持藉由熱軋製品輥軋狀態且具有棒鋼或線材形狀之輥軋鋼材。以下，於 本發明之說明書中，有時亦會將「輥軋棒鋼或輥軋線材」統一表現為「輥軋棒線」或「輥軋鋼材」。又，有時亦會將藉由熱軋之製品輥軋表現為「熱輥軋」。

本發明上述態樣之冷鍛造零件用輥軋棒線(輥軋棒鋼或輥軋線材)的抗拉強度為750MPa以下，其內部之金屬組織為肥粒體分率40%以上之肥粒體、波來體組織，且由於控制各元素之含量，因此，冷鍛造性及淬火性優異。故，藉由使用本發明之輥軋棒線作為素材，即使省略球化退火處理或短時間化，亦可藉由冷鍛造成形為零件，又，可經由淬火及回火，獲得HRC硬度34以上之高強度冷鍛造零件。

B‧‧‧邊界線

圖1是顯示藉由實施例鍛造成形的螺栓形狀圖。

圖2是顯示Cr含量及Mn含量與淬火性之關係圖。

用以實施發明之形態

以下，詳細說明有關本發明一實施形態之冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材(有時會稱作有關本實施形態之輥軋棒線)。於以下說明中的各元素含量之「%」表示乃意味著「質量%」。

(A)有關化學組成(化學成分)

C：0.24~0.36%

C乃提高鋼材之淬火性並有助於強度提升之元素。為了 獲得該效果，將C含量作成0.24%以上。再者，欲提高冷鍛造零件之淬火硬度時，宜將C含量作成0.26%以上。另一方面，若C含量大於0.36%，則冷鍛造性降低。故，將C含量作成0.36%以下。再者，欲提高冷鍛造性時，宜將C含量作成0.33%以下。

Si：小於0.40%

為了降低熱輥軋後(輥軋狀態)之輥軋鋼材之抗拉強度，Si含量越低越好，因此，Si含量亦可為0%。另一方面，Si乃藉由固溶強化而強化肥粒體，因此，以獲得提高冷鍛造零件之回火硬度效果為目的，亦可含有Si。然而，若Si含量為0.40%以上，則冷鍛造性明顯降低，因此，即便含有，Si含量亦必須作成小於0.40%。若由冷鍛造性之觀點來看，則宜將Si含量作成小於0.30%，再者，更為理想的是作成小於0.20%，若亦考慮輥軋鋼材之抗拉強度，則更加宜為0.10%以下。

Mn：0.20~0.45%

Mn乃提高鋼材之淬火性之元素，為了獲得該效果，將Mn含量作成0.20%以上。為了進一步地提高淬火性，Mn宜含有0.25%以上。另一方面，若Mn含量大於0.45%，則於精輥軋後之冷卻時肥粒體變態之開始溫度降低，藉此，肥粒體分率降低，同時生成變韌體，其結果，鋼材之冷鍛造性降低。故，將Mn含量作成0.45%以下。再者，欲提升冷鍛造性時，宜將Mn含量作成0.42%以下，更宜作成0.40%以下，進而宜作成0.35%以下。

S：小於0.020%

S乃作為雜質而含有。S乃降低冷鍛造性之元素，其含量乃以較少者為佳。特別是若S含量構成0.020%以上，則MnS會構成延伸之粗大形態，冷鍛造性明顯降低。故，將S含量限制在小於0.020%。較為理想的是小於0.010%。

P：小於0.020%

P乃作為雜質而含有。P乃以下元素，即：不僅會降低冷鍛造性，在朝沃斯田體溫度區之加熱時於晶界偏析而構成淬火時破裂發生之主要原因。故，P含量乃以較少者為佳。特別是若P含量構成0.020%以上，則冷鍛造性之降低或破裂之發生會變得明顯。故，將P含量作成小於0.020%。較為理想的是小於0.010%。

Cr：0.70~1.45%

與Mn相同，Cr乃提高鋼材之淬火性之元素。為了獲得該效果，將Cr含量作成0.70%以上。為了安定地獲得高淬火性，宜將Cr含量作成0.80%以上，更宜作成0.90%以上。另一方面，若Cr含量大於1.45%，則淬火性雖然提高，然而，於精輥軋後之冷卻時肥粒體變態之開始溫度降低而肥粒體分率降低，並生成變韌體。其結果，鋼材之冷鍛造性降低。故，將Cr含量作成1.45%以下。再者，欲提高冷鍛造性時，宜將Cr含量作成1.30%以下，更宜作成1.20%以下。

Al：0.005~0.060%

Al乃具有脫氧作用之元素。又，Al乃以下元素，即：與N鍵結而形成AlN，並具有藉由其釘扎效應，將熱輥軋時 之沃斯田體粒微細化，並抑制變韌體之生成之作用。為了獲得該等效果，將Al含量作成0.005%以上。欲更確實地抑制變韌體之生成時，宜將Al含量作成0.015%以上，更宜作成0.020%以上。另一方面，若Al含量大於0.060%，則不僅其效果飽和，且生成粗大之AlN而冷鍛造性降低。故，將Al含量作成0.060%以下。若由提高冷鍛造性之觀點來看，則Al含量宜為0.050%以下，且更宜為0.045%以下。

Ti：大於0.020%、0.060%以下

Ti乃以下元素，即：與N或C鍵結而形成碳化物、氮化物或碳氮化物，並具有藉由該等之釘扎效應，於熱輥軋時將沃斯田體粒微細化之效果。沃斯田體粒之微細化乃抑制精輥軋後之冷卻過程中變韌體之生成，並有助於肥粒體分率之提升。又，Ti乃將固溶於鋼中的N以TiN固定而抑制BN之生成，因此，亦具有提高利用B之淬火性提升效果之作用。為了獲得該等效果，將Ti含量作成大於0.020%。Ti含量宜作成0.030%以上，更宜作成大於0.035%。另一方面，若Ti含量大於0.060%，則於精輥軋時析出大量微細之Ti碳化物或碳氮化物，且肥粒體強化而抗拉強度過度提高。故，將Ti含量作成0.060%以下。Ti含量宜為0.050%以下，且更宜為0.045%以下。

B：0.0003~0.0040%

B乃藉由微量含有而提高淬火性之元素。為了獲得該效果，將B含量作成0.0003%以上。欲進一步地提高淬火性時，宜將B含量作成0.0005%以上，更宜作成0.0010%以上。另 一方面，若B含量大於0.0040%，則淬火性提升效果飽和，同時冷鍛造性降低。欲進一步地提升冷鍛造性時，宜將B含量作成0.0030%以下，更宜作成0.0025%以下。

N：0.0020~0.0080%

N乃與Al或Ti鍵結而生成氮化物或碳氮化物，並具有將熱輥軋時之沃斯田體粒微細化之效果。為了獲得該效果，將N含量作成0.0020%以上。較為理想的是0.0030%以上。另一方面，若N含量過剩，則不僅沃斯田體粒微細化效果飽和，且N與B鍵結而生成氮化物，利用B之淬火性提升效果減弱。故，將N含量作成0.0080%以下。為了安定地提升淬火性，宜將N含量作成小於0.0070%，更宜作成0.0060%以下。

再者，於有關本實施形態之棒線中，除了各元素之含量外，亦必須控制元素含量之平衡。具體而言，藉由下述式<1>表示之Y1與藉由下述式<2>表示之Y2乃滿足藉由式<3>表示之關係。

Y1=[Mn]×[Cr] 式<1>

Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C]) 式<2>

Y1>Y2 式<3>

在此，式中的[C]、[Mn]、[Cr]表示各個元素以質量%計之含量，D表示輥軋棒線之直徑(mm)。

若Y1>Y2，則具有於利用一般的淬火、回火(例如加熱至880~900℃之溫度區後，進行利用油冷之淬火，並藉由400℃~600℃實施回火)之調質處理後，於中心部HRC 硬度構成34以上之淬火性。

說明式<1>~式<3>。

如上述，Y1乃藉由鋼中所含有的Mn、Cr質量%之積表示之值，且為高強度冷鍛造零件用輥軋棒線所要求淬火性之參數。

Y2乃表示D與[C]之關係之參數，其會影響在將直徑為D(mm)之輥軋棒線加熱至Ac3點以上之溫度並進行利用油冷之淬火處理時，於距離屬於輥軋棒線中心部之表面D/2(mm)位置中所獲得麻田散體組織之分率。利用油冷之淬火處理之冷卻速度雖然亦依輥軋棒線之直徑D而改變，然而，一般為10~40℃/sec左右。

Ac3點可根據化學組成，自公知之計算式，例如Ac3=912.0-230.5×C+31.6×Si-20.4×Mn-39.8×Cu-18.1×Ni-14.8×Cr+16.8×Mo算出。或，亦可藉由實驗方式，測定加熱升溫時之鋼材之膨脹率，並自膨脹率之變化來推斷。

為了在利用淬火、回火之調質處理後於中心部獲得HRC硬度34以上，進行輥軋棒線中心部(D/2部)之回火前的淬火硬度必須控制為HRC硬度構成45以上。又，為了將淬火硬度作成HRC硬度45以上，必須調整會對淬火硬度造成巨大影響的C、Mn、Cr之含量。

若組織為麻田散體，則其硬度大致藉由C含量來決定，同時若C含量為有關本實施形態之輥軋棒線之範圍內，則HRC硬度會構成45以上。故，為了確保HRC硬度45以上之淬火硬度，只要將淬火後之組織主要(組織分率90%以上) 作成麻田散體即可。

發明人檢討之結果發現，藉由將Mn含量與Cr含量作成預定值以上，於輥軋棒線之中心部中，淬火後可獲得90%以上之麻田散體。具體而言，發現當藉由提高淬火性之Mn及Cr含量之積表示之Y1，乃大於會影響在輥軋棒線中心部所獲得麻田散體組織之分率且表示D與[C]之關係之參數Y2時，淬火後之輥軋棒線中心部組織會含有90%以上之麻田散體。故，於有關本實施形態之輥軋棒線中，作成Y1>Y2。另一方面，當Y1≦Y2時，淬火時生成變韌體或肥粒體等不完全淬火組織，且無法確保90%以上之麻田散體。此時，強度或耐氫脆化特性降低。

圖2是顯示輥軋棒線之直徑為15mm且C含量為0.30%時之Cr含量及Mn含量與淬火性之關係圖。於圖2中，當Mn含量及Cr含量位於比邊界線B更上側時，Y1>Y2，淬火後之輥軋棒線中心部組織之90%以上構成麻田散體。

淬火性之具體標準只要是在JIS G 0561鋼之淬火性試驗方法(一端淬火方法)，所謂喬米尼試驗中，至少距離淬火端7mm位置之硬度J7mm為HRC硬度45以上即可。

由於淬火後之輥軋棒線之硬度亦依存於輥軋棒線之直徑D，因此，若由淬火性之觀點來看，則輥軋棒線之直徑D宜小，然而，當應用在高強度冷鍛造零件時，輥軋棒線宜為直徑6~35mm左右，且更宜為8~16mm之範圍。

有關本實施形態之輥軋棒線基本上含有上述化學成分，且剩餘部分為Fe及雜質。然而，依需要，亦可含 有選自於Cu、Ni、Mo、V、Zr、Ca及Mg中至少1種以上之元素，以取代剩餘部分之Fe之一部分。不過，該等元素未必需要含有，因此，其下限為0%。在此，所謂「雜質」是指意外在鋼材中含有的成分，且為工業上製造鋼鐵材料時作為原料之礦石、廢料，或是自製造環境等混入者。

以下，說明屬於任意元素之Cu、Ni、Mo、V、Zr、Ca及Mg之作用效果，以及含有時之理想含量。

Cu：0.50%以下

Cu乃提高淬火性之元素，且亦可含有。為了安定地獲得該效果，Cu含量宜為0.03%以上，若為0.05%以上，則更為理想。另一方面，若Cu含量大於0.50%，則淬火性會變得過高，於精輥軋後生成變韌體而導致冷鍛造性之降低。故，即便含有，亦將Cu含量作成0.50%以下。若由提升冷鍛造性之觀點來看，則含有時之Cu含量宜為0.30%以下，若為0.20%以下，則更為理想。

Ni：0.30%以下

Ni乃提高淬火性之元素，且亦可含有。為了安定地獲得該效果，Ni含量宜為0.01%以上，若為0.03%以上，則更為理想。另一方面，若Ni含量大於0.30%，則不僅其效果飽和，且淬火性會變得過高，於精輥軋後生成變韌體而導致冷鍛造性之降低。故，即便含有，亦將Ni含量作成0.30%以下。若由提升冷鍛造性之觀點來看，則含有時之Ni含量宜為0.20%以下，若為0.10%以下，則更為理想。

Mo：0.050%以下

Mo乃藉由固溶強化而強化鋼材之元素，且可大幅提升鋼材之淬火性。為了獲得該效果，亦可含有Mo。為了安定地獲得該效果，Mo含量宜為0.005%以上。另一方面，若Mo含量大於0.050%，則於精輥軋後生成變韌體或麻田散體，並導致冷鍛造性之降低。故，即便含有，亦將Mo含量作成0.050%以下。若由提升冷鍛造性之觀點來看，則含有時之Mo含量宜為0.030%以下，若為0.020%以下，則更為理想。

V：0.050%以下

V乃與C及N鍵結而形成碳化物、氮化物或碳氮化物之元素。又，V亦為可藉由微量含有而提升鋼之淬火性之元素。故，亦可含有V。為了安定地獲得該等效果，V含量宜為0.005%以上。另一方面，若V含量大於0.050%，則藉由析出之碳化物或碳氮化物，輥軋鋼材之強度增大，並導致冷鍛造性之降低。故，即便含有，亦將V含量作成0.050%以下。若由提升冷鍛造性之觀點來看，則含有時之V含量宜為0.030%以下，若為0.020%以下，則更為理想。

Zr：0.050%以下

Zr乃具有以下作用之元素，即：可藉由微量含有而提升鋼材之淬火性。於該目的下，亦可含有微量之Zr。為了安定地獲得該效果，Zr含量宜為0.003%以上。另一方面，若Zr含量大於0.050%，則會生成粗大之氮化物，冷鍛造性降低。故，即便含有，亦將Zr含量作成0.050%以下。若由提升冷鍛造性之觀點來看，則含有時之Zr含量宜為0.030%以下，若為0.020%以下，則更為理想。

Ca：0.0050%以下

Ca乃與S鍵結而形成硫化物，並具有作為MnS之生成核之作用。將CaS作為生成核之MnS乃微細分散，並於精輥軋後之冷卻時構成肥粒體析出用之生成核，因此，若存在有微細分散之MnS，則肥粒體分率會提升。即，藉由含有Ca，可達成肥粒體分率之提升，因此，亦可含有Ca。為了安定地獲得該效果，宜將Ca含量作成0.0005%以上。另一方面，即使Ca含量大於0.0050%，不僅上述效果飽和，且Ca與Al一同與鋼中的氧反應而生成粗大之氧化物，依此，冷鍛造性降低。故，即便含有，亦將Ca含量作成0.0050%以下。若由提升冷鍛造性之觀點來看，則含有時之Ca含量宜為0.0030%以下，若為0.0020%以下，則更為理想。

Mg：0.0050%以下

Mg乃以下元素，即：與S鍵結而形成硫化物，並具有作為MnS之生成核之作用，又，具有使MnS微細分散之效果。藉由使MnS微細分散，於精輥軋後之冷卻時將分散之MnS作為生成核而析出肥粒體，因此，肥粒體分率會提升。為了獲得該效果，亦可含有Mg。為了安定地獲得該效果，宜將Mg含量作成0.0005%以上。另一方面，即使Mg含量大於0.0050%，其效果亦飽和。又，Mg乃添加良率差，且會使製造成本惡化，因此，含有時之Mg量宜為0.0030%以下，若為0.0020%以下，則更為理想。

(B)有關鋼材之抗拉強度

有關本實施形態之輥軋棒線乃冷鍛造性優異。故， 即使省略製品輥軋後之球化退火處理或以短時間進行處理，亦不會有冷鍛造時模具壽命縮短或成形時零件產生破裂之情形。這是因為不僅是如上述般調整的鋼之化學成分，且藉由控制輥軋鋼材之製造條件，將輥軋鋼材之組織或析出物控制成適合於冷鍛造，並降低鋼材之強度所致。於本實施形態中，所謂冷鍛造性優異是指即使在例如將切出自輥軋棒線之□10.5mm×40mmL之圓棒加工成圖1所示之螺栓時，亦不會發生破裂。

當抗拉強度大於750MPa時，冷鍛造時產生零件破裂之可能性變大。故，於有關本實施形態之輥軋棒線中，在如後述般控制組織後，必須將抗拉強度作成750MPa以下。

即使抗拉強度大於750MPa，若進行20小時左右之長時間球化退火處理，或是複數次之球化退火處理(例如10小時×2次)，則於冷鍛造時不易產生零件之破裂。然而，有關本實施形態之輥軋棒線乃以下述為目的，即：即使省略球化退火處理，或是像是至少在10小時以內結束熱處理般短時間化，亦可確保冷鍛造性。為了達成該目的，於有關本實施形態之輥軋棒線中，對抗拉強度設置上限。輥軋棒線之抗拉強度宜為700MPa以下，且更宜為650MPa以下。

(C)有關鋼材之內部組織

有關本實施形態之輥軋棒線乃冷鍛造性優異。故，即使省略以往需要20小時左右之製品輥軋後之球化退火處理，或是以一半左右之時間進行處理，抑或將進行2次以上 之球化退火處理作成1次等，亦不會產生冷鍛造時模具壽命降低或成形零件之破裂等障礙。這是因為不僅是鋼之化學成分之調整，且藉由控制輥軋棒線之製造條件，將輥軋棒線之金屬組織控制成適合於冷鍛造之形態之故。

具體而言，於有關本實施形態之輥軋棒線中，扣除可能生成脫碳層且距離表面100μm之範圍之表層部分的部分之組織(內部組織)為肥粒體、波來體組織，且肥粒體之分率為40%以上。在此，所謂肥粒體、波來體組織是指依面積率全體之95%以上為肥粒體與波來體之混合組織之組織(肥粒體之面積率與波來體之面積率之合計為95%以上之組織)。又，於肥粒體分率之測定中，包含於波來體之層狀雪明碳體間之肥粒體相並未包含於肥粒體。所謂肥粒體與波來體之混合組織依面積率為全體之95%以上乃意味著麻田散體或變韌體等肥粒體及波來體以外之組織之面積率之合計小於5%。為了獲得良好之冷鍛造性，肥粒體與波來體之混合組織必須依面積率作成全體之95%以上，且宜為100%。

於內部組織中，當肥粒體分率小於40%時，即使抗拉強度為750MPa以下，亦無法確保良好之冷鍛造性，並產生成形時零件發生破裂或模具壽命縮短之問題。肥粒體分率宜為45%以上，若為50%以上，則更為理想。肥粒體分率之上限並未特別規定，然而，為了在維持熱輥軋狀態下將肥粒體分率作成大於80%，必須使形成波來體組織之層狀雪明碳體球化，故，輥軋後必須長時間之均熱處理，因 此，成本增加，工業上實現困難。故，亦可將肥粒體分率之上限作成80%。

又，當肥粒體與波來體之混合組織依面積率小於全體之95%時，藉由麻田散體或變韌體等硬質組織，會有輥軋棒線之抗拉強度大於750MPa之虞。又，由於硬質組成構成破壞之起點，因此，會擔心冷鍛造性降低。

舉例言之，各組織之識別及面積率之計算乃依下述進行。

將輥軋棒線切割成10mm之長度後，樹脂包埋成橫切面構成受檢面，並進行鏡面研磨。接著，藉由3%硝酸乙醇(硝太蝕劑)腐蝕表面而現出顯微組織。然後，在相當於輥軋棒鋼或輥軋線材之D/4位置(D：輥軋鋼材之直徑)之位置，將倍率作成500倍而藉由光學顯微鏡拍攝5視野之顯微組織照片而識別「相」，並使用圖像解析軟體，測定各視野之肥粒體面積率作為肥粒體分率，並求取平均值。又，肥粒體與波來體之合計分率乃同樣地求取波來體分率，並藉由合計肥粒體分率與波來體分率來求取。

(D)有關理想之製造製程

有關本實施形態之輥軋棒線不僅是鋼之化學成分，控制維持輥軋狀態之組織亦是重要的。故，只要化學成分及組織形態為本發明之範圍，則不論其製造方法，皆包含於有關本實施形態之輥軋棒線。

然而，若將包含以下所示各步驟之製造製程應用在具有預定化學成分之鋼材，則可將維持輥軋狀態之組織安定 地控制在理想範圍。以下，詳細說明理想之製造條件。

<鋼片製造步驟>

首先，調整C、Si、Mn、Cr等化學成分，鑄造藉由轉爐或一般電爐等來鑄錠的錠鋼而獲得鋼塊或鑄片。將所獲得鋼塊或鑄片進行分塊輥軋而作成鋼片(製品輥軋用素材)。此時，由於分塊輥軋前之加熱溫度乃使凝固時生成的Ti(C、N)或TiC這種粗大碳氮化物或碳化物固溶，因此，宜作成1200℃以上。

<輥軋前加熱步驟>

然後，在輥軋前將鋼片加熱。此時之加熱溫度宜於可輥軋之範圍作成1050℃以下。若過度提高加熱溫度，則於鋼片析出之微細碳氮化物或碳化物固溶，且與製品輥軋後之冷卻時之肥粒體變態一併整合析出，因此，製品輥軋後之強度提高，會擔心冷鍛造性降低。

<輥軋步驟>

加熱後，藉由包含精輥軋之製品輥軋，作成預定直徑之棒鋼或線材。精輥軋乃製品輥軋之最終步驟中藉由精輥軋機列實施之輥軋。於精輥軋中，宜將加工速度Z作成5~15/sec，並於750~850℃之輥軋溫度範圍進行。加工速度Z乃藉由下述式(i)，自利用精輥軋之鋼材之截面減少率及精輥軋時間所求取之值。又，精輥軋溫度只要使用紅外線放射溫度計等，測定精輥軋機列出口側之溫度即可。

Z={-ln(1-R)}/t‧‧‧‧(i)

在此，R乃利用精輥軋之鋼材之截面減少率，t是指精 輥軋時間(秒)。ln為自然對數。

截面減少率R乃藉由R=(A₀-A)/A₀，自輥軋棒線之精輥軋前之截面積A₀與精輥軋後之截面積A求取。

精輥軋時間t乃輥軋棒線通過精輥軋機列之時間(秒)，且可藉由精輥軋機列最初之輥軋機至最後之輥軋機之距離除以輥軋棒線之平均搬送速度來求取。

當精輥軋之溫度低於750℃或精輥軋之加工速度過大時，自未再結晶之沃斯田體粒開始肥粒體變態。此時，冷卻後之組織變得過度微細而強度過度提高，冷鍛造性降低。反之，當精輥軋之溫度高於850℃或加工速度小時，再結晶後之沃斯田體粒粗大化，肥粒體變態之開始溫度降低。此時，冷卻後之組織之肥粒體分率減小，冷鍛造性降低。

<冷卻步驟>

在結束精輥軋後，宜將直到輥軋鋼材之表面溫度構成500℃為止之平均冷卻速度作成0.2~5℃/sec來冷卻。

若直到500℃為止之平均冷卻速度小於0.2℃/sec，則自沃斯田體朝肥粒體變態之時間延長，因此，會擔心輥軋鋼材之表層部產生脫碳。另一方面，若平均冷卻速度大於5℃/sec，則會擔心形成麻田散體或變韌體等硬質組織。

若為包含上述製造步驟之製造製程，則可安定地獲得具有以下抗拉強度、內部組織之輥軋棒線，即：確保可獲得能使用作為高強度冷鍛造零件等級之淬火硬度之淬火性，且即使省略球化退火處理或短時間化，亦可實現良好之冷鍛造性。

又，藉由將有關本實施形態之輥軋棒鋼或線材冷鍛造並進行淬火、回火，可獲得高強度冷鍛造零件。

實施例

以下藉由實施例具體說明本發明，然而，本發明並不限於該等實施例。

即便是相同化學成分之鋼，組織亦會依製造製程而改變。故，即使滿足本發明之化學成分，有時亦未滿足本發明之要件。故，首先，針對藉由不同製造條件製造化學成分相同之鋼所獲得之各鋼材，評價組織及特性。其次，將化學成分不同的鋼塊鑄錠，並藉由相同條件製造輥軋鋼材，且針對所獲得之各鋼材，評價組織及特性。

具體而言，首先，藉由電爐，將表1所示化學成分之鋼鑄錠，並將所獲得鋼塊加熱至1200℃，且對162mm見方之鋼片進行分塊輥軋。於表1所示化學成分之鋼中，A0、A1、A2乃具有相同化學成分，B0、B1、B2乃具有相同化學成分。表1中的「-」標記是表示該元素之含量為雜質等級，可判斷為實質上未含有。

該等鋼乃針對自分塊輥軋後之鋼片至製品輥軋成預定直徑之線材之步驟，變更製造條件而獲得棒鋼或線材。

即，表1所示之本發明例A0、B0乃將162mm見方之鋼片作成製品輥軋用素材，並藉由1040℃加熱該輥軋用素材後，藉由精輥軋溫度為820℃進行製品輥軋而構成預定直徑，並製作輥軋棒鋼或輥軋線材。此時，利用精輥軋之加工速度 為5~15/sec之範圍，於精輥軋結束後，將直到構成500℃為止之平均冷卻速度作成0.4℃/sec而進行冷卻。

表1所示之本發明例A01、B01乃將162mm見方之鋼片作成製品輥軋用素材，並藉由1040℃加熱該輥軋用素材後，藉由精輥軋溫度為850℃進行製品輥軋而構成預定直徑，並製作輥軋棒鋼或輥軋線材。此時，利用精輥軋之加工速度為5~15/sec之範圍，於精輥軋結束後，將直到構成500℃為止之平均冷卻速度作成0.4℃/sec而進行冷卻。

比較例A1、A2、B1、B2乃將162mm見方之鋼片作成製品輥軋用素材，並如表1般變更製品輥軋前之加熱溫度或精輥軋之溫度而製作輥軋鋼材。其他條件則作成與A0、B0相同。

具體而言，比較例A1、B1乃將製品輥軋之加熱溫度藉由1050℃加熱後，藉由輥軋溫度為920~950℃進行精輥軋而構成預定直徑，並製作輥軋棒鋼或輥軋線材。此時，利用精輥軋之加工速度為5~15/sec之範圍，於精輥軋結束後，將直到構成500℃為止之平均冷卻速度作成0.4℃/sec而進行冷卻。

又，比較例A2、B2乃將製品輥軋之加熱溫度藉由1150℃加熱後，藉由輥軋溫度為830℃進行精輥軋而構成預定直徑，並製作輥軋棒鋼或輥軋線材。此時，利用精輥軋之加工速度乃作成5~15/sec之範圍，於精輥軋結束後，將直到構成500℃為止之平均冷卻速度作成0.4℃/sec而進行冷卻。

其次，藉由以下方法，自具有表2之鋼No.1~25 所示各種化學成分之鋼片製作輥軋棒鋼或輥軋線材。表2中的「-」標記是表示該元素之含量為雜質等級，可判斷為實質上未含有。

即，藉由電爐，將表2所示化學成分之鋼鑄錠，並將所獲得鋼塊加熱至1200℃，且將分塊輥軋成162mm見方之鋼片作成製品輥軋用素材。接著，藉由1030~1050℃加熱製品輥軋用素材後，調整為精輥軋溫度構成750~850℃間而進行製品輥軋。此時，利用精輥軋之加工速度皆為5~15/sec之範圍，於精輥軋結束後，將直到構成500℃為止之平均冷卻速度以0.4~2℃/sec進行冷卻。

針對藉由上述方法所製作之輥軋棒鋼或輥軋線材，調查直徑、抗拉強度、肥粒體分率、肥粒體分率與波來體分率之合計、淬火後之硬度、淬火及回火後之硬度、冷鍛造性。表3、表4顯示結果。

輥軋鋼材之抗拉強度、肥粒體分率、淬火及回火後之硬度、冷鍛造性分別藉由下述揭示之方法來調查。

<1>輥軋棒鋼或輥軋線材之抗拉強度之調查：

自輥軋棒鋼或輥軋線材之中心位置採集規定於JIS Z 2241中的14A號試驗片(平行部直徑：6mm)，且使試驗片之長向構成鋼材之輥軋方向。又，將標點距離作成30mm而於室溫中實施抗拉試驗，並求取抗拉強度。

<2>輥軋鋼材之肥粒體分率、波來體分率之調查：

將輥軋棒鋼或輥軋線材切割成10mm之長度後，樹脂包埋成橫切面構成受檢面，並進行鏡面研磨。接著，藉由3%硝酸乙醇(硝太蝕劑)腐蝕表面而現出顯微組織。然後，在相當於輥軋棒鋼或輥軋線材之D/4位置(D：輥軋鋼材之直徑)之位置，將倍率作成500倍而藉由光學顯微鏡拍攝5視野之顯微組織照片而識別「相」，並使用圖像解析軟體，測定各視野之肥粒體面積率作為肥粒體分率，並求取平均值。又，同樣地求取波來體分率，亦求取肥粒體分率與波來體分率之合計。

<3>淬火硬度之調查：

藉由200mmL之長度切割輥軋棒鋼或輥軋線材後，於Ar氣體環境下進行880℃×60min加熱，並浸漬於60℃之油槽中而進行淬火。接著，自業經淬火之圓棒長向之中心位置採集10mm長之試驗片後，將橫切面作成受檢面而進行研磨，並測定於橫切面中心部之HRC硬度。

<4>回火硬度之調查：

進行以下回火，即：於大氣環境下，將業已藉由前述方法淬火之圓棒之剩餘部分進行425℃×60min加熱後，取出至爐外而冷卻(大氣方冷)。自回火後之圓棒之中心位置採集10mm長之試驗片後，將橫切面作成受檢面而進行研磨，並測定於橫切面中心部之HRC硬度。

<5>冷鍛造性之調查：

冷鍛造性乃藉由使用所獲得輥軋棒鋼或輥軋線材，實際冷鍛造成螺栓來評價。

具體而言，自前述輥軋棒鋼或輥軋線材相當於橫切面中心部之位置，機械加工而切出□10.5mm×40mmL之圓棒。接著，在進行脫脂、酸洗後，進行磷酸鋅處理(75℃、浸漬時間600sec)及金屬皂處理(80℃、浸漬時間180sec)，並於表面附加由磷酸鋅薄膜與金屬皂薄膜所構成的潤滑處理膜而作成螺栓鍛造用素材。為了能鍛造成形為圖1所示之形狀，螺栓鍛造乃將模具設計成可進行以下加工，即：藉由第1步驟之鍛造將軸部壓入成形後，藉由第2步驟成形螺栓頭部及凸緣部，又，裝設於油壓鍛造壓機而進行冷鍛造。圖1中的數值單位為mm。

冷鍛造性乃於螺栓成形時，藉由目視來判別螺栓表面是否產生破裂。將螺栓表面產生破裂之情形評價為NG，並將任何部分皆未產生破裂之情形評價為OK。螺栓表面之破裂主要是在螺栓頭部凸緣部之前端發生。

依據表3，屬於本發明例之試驗編號A0、A01、B0、B01皆滿足化學成分與前述式<1>~<3>，且鋼材之製造條件適切，因此，抗拉強度皆為750MPa以下，肥粒體分率為40%以上。又，鋼材中心部之淬火硬度亦為HRC硬度45以上，淬火回火後之硬度為HRC34以上。又，冷鍛造性亦無問題。

相對於此，試驗編號A1、A2、B1、B2乃抗拉強度、肥粒體分率未達目標，其結果，冷鍛造性未達目標。

試驗編號A1雖為與A0相同之化學成分，然而，精輥軋之溫度高到950℃。其結果，抗拉強度為750MPa以上，肥粒體分率為40%以下，冷鍛造性差。

試驗編號A2雖為與A0相同之化學成分，然而，製品輥軋之加熱溫度高到1150℃。其結果，抗拉強度為750MPa以上，冷鍛造性差。

試驗編號B1雖為與B0相同之化學成分，然而，精輥軋之溫度高到920℃。其結果，抗拉強度為750MPa以上，肥粒體分率為40%以下，冷鍛造性差。

試驗編號B2雖為與B0相同之化學成分，然而，製品輥軋之加熱溫度高到1150℃。其結果，抗拉強度為750MPa以上，冷鍛造性差。

又，依據表4，屬於本發明例之鋼No.1~13之輥軋棒鋼或輥軋線材皆滿足化學成分與前述式<1>~<3>，且抗拉強度皆為750MPa以下，肥粒體分率為40%以上。又，鋼材中心部之淬火硬度亦為HRC硬度45以上，冷鍛造性亦無問題。

相對於此，鋼No.14~25之輥軋棒鋼或輥軋線材乃化學成分中之任一者或前述式Y1與Y2之關係未滿足本發明之規定，鋼材中心部之淬火硬度、冷鍛造性中之任一者未達目標。

鋼No.14、15雖然化學成分滿足本發明之規定範圍，然而，由於Y1之值為Y2以下，因此，鋼材中心部之回火前之淬火硬度小於HRC45，淬火性不足。其結果，淬火回火硬度會構成小於HRC34。

鋼No.16乃C含量低於本發明之規定範圍，因此，鋼材中心部之回火前之淬火硬度小於HRC45，淬火硬度不 足。其結果，淬火回火硬度會構成小於HRC34。

鋼No.17乃C含量高於本發明之規定範圍，且抗拉強度為750MPa以上，肥粒體分率為40%以下，因此，冷鍛造性差。

鋼No.18乃Mn含量高於本發明之規定範圍，且肥粒體變態之開始溫度降低，因此，抗拉強度為750MPa以上，肥粒體分率為40%以下，冷鍛造性差。

鋼No.19乃S含量高於本發明之規定範圍，因此，雖然抗拉強度為750MPa以下，肥粒體分率為40%以上，然而，由於MnS粗大，因此，冷鍛造性差。

鋼No.20乃Cr含量低於本發明之規定範圍，且鋼材中心部之淬火硬度小於HRC45，淬火性不足。其結果，淬火回火硬度會構成小於HRC34。

鋼No.21乃Ti含量高於本發明之規定範圍，且抗拉強度為750MPa以上，冷鍛造性差。

鋼No.22乃Ti含量低於本發明之規定範圍，且抗拉強度為750MPa以上，肥粒體分率為40%以下，冷鍛造性差。

鋼No.23乃B含量低於本發明之規定範圍，且鋼材中心部之淬火硬度小於HRC45，淬火性不足。其結果，淬火回火硬度會構成小於HRC34。

鋼No.乃Cr含量高於本發明之規定範圍，且生成50%之變韌體，因此，抗拉強度為750MPa以上，肥粒體分率小於40%，冷鍛造性差。

鋼No.25乃V含量高於本發明之規定範圍。由於V乃以微細碳化物析出，因此，肥粒體分率雖為40%以上，然而，抗拉強度為750MPa以上，冷鍛造性差。

產業上之可利用性

藉由使用本發明之高強度冷鍛造零件用輥軋棒線作為素材，即使省略球化退火處理或短時間化，亦可藉由冷鍛造來成形，並可獲得淬火性優異之高強度冷鍛造零件。

Claims (3)

1. 一種冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材，其特徵在於，其化學組成以質量%計含有：C：0.24~0.36%；Si：小於0.40%；Mn：0.20~0.45%；S：小於0.020%；P：小於0.020%；Cr：0.70~1.45%；Al：0.005~0.060%；Ti：大於0.020%、0.060%以下；B：0.0003~0.0040%；N：0.0020~0.0080%；Cu：0~0.50%；Ni：0~0.30%；Mo：0~0.050%；V：0~0.050%；Zr：0~0.050%；Ca：0~0.0050%；及Mg：0~0.0050%；剩餘部分為Fe及雜質，且藉由下述式<1>、<2>表示之Y1、Y2滿足藉由下述式<3>表示之關係，抗拉強度為750MPa以下，且內部組織為肥粒體、波來體組織，於 前述內部組織中，肥粒體分率為40%以上，Y1=[Mn]×[Cr]…<1> Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])…<2> Y1>Y2…<3>不過，於上述式中的[C]、[Mn]、[Cr]表示各個元素以質量%計之含量，D表示輥軋棒鋼或輥軋線材依單位mm之直徑。
2. 如請求項1之冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由下述所構成之群組中之1種以上：Cu：0.03~0.50%；Ni：0.01~0.30%；Mo：0.005~0.050%；及V：0.005~0.050%。
3. 如請求項1或2之冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由下述所構成之群組中之1種以上：Zr：0.003~0.050%；Ca：0.0005~0.0050%；及Mg：0.0005~0.0050%。