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TWI486455B - Steel for mechanical construction for cold working and its manufacturing method - Google Patents

Steel for mechanical construction for cold working and its manufacturing method Download PDF

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TWI486455B
TWI486455B TW101147466A TW101147466A TWI486455B TW I486455 B TWI486455 B TW I486455B TW 101147466 A TW101147466 A TW 101147466A TW 101147466 A TW101147466 A TW 101147466A TW I486455 B TWI486455 B TW I486455B
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Inventor
Kouji Yamashita
Takehiro Tsuchida
Masamichi Chiba
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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Publication date
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Description

冷加工用機械構造用鋼及其製造方法
本發明係關於汽車用零件、建設機械用零件等各種零件之製造中所用之冷加工用機械構造用鋼，尤其是關於具有球狀化退火後之變形阻抗較低且冷加工性優異之特性之鋼材，以及製造該冷加工用機械構造用鋼之有用方法。具體而言，係以利用冷鍛造、冷軋鑄、冷轉鑄等之冷加工而製造之汽車用零件、建設機械用零件等各種零件，例如螺釘、螺絲、螺帽、插座、萬用接頭(ball joint)、內管、扭力桿(torsion bar)、變速箱、籠、外殼、輪轂、蓋體、外殼、調整墊圈、挺桿(tappet)、車座(saddle)、閥、內箱、剎車、套管(sleeve)、外座圈(outer race)、鏈條(sprocket)、磁芯、固定子(stator)、鉆座、三腳架(spider)、搖臂(rocker arm)、車體(body)、輪緣、輪鼓、接頭、轉接頭、滑輪、金屬零件、軛鐵、金屬蓋、閥頂桿、火星塞、小齒輪、轉向軸(steering shaft)、共軌(common rail)等機械零件、傳送零件等所用之高強度機械構造用線材及鋼棒作為對象，於製造上述各種機械構造用零件時之室溫及加工發熱區域下之變形阻抗較低，且抑制了模具或材料之破裂而可發揮優異之冷加工性。
製造汽車用零件、建設機械用零件等各種零件中，為 了對碳鋼、合金鋼等之熱輥軋材賦予冷加工而施以球狀化退火處理後，進行冷加工，隨後藉由施以切削加工等而成形為特定形狀後，進行淬冷之回火處理以進行最終強度調整。
近年來，零件形狀有複雜化.大型化之傾向，隨之而來對於冷加工步驟，要求使鋼材更軟質化，防止鋼材破裂或提高模具壽命。為了使鋼材更軟質化，雖可藉由施以更長時間之球狀化退火處理而軟質化，但另一方面，就省能源之觀點而言，熱處理時間過長就能源方面產生問題。
迄今為止，亦已提案有縮短球狀化退火時間，或省略球狀化退火時間，仍可獲得與一般之球狀化退火處理材同等之軟質化之方法。至於該技術，例如專利文獻1中揭示藉由規定初析鐵氧體與波來體組織，將其平均粒徑設為6~15μm，且藉由規定鐵氧體體積率，而兼具迅速進行球狀化退火處理及冷鑄造性之技術。然而，使組織微細時，雖然實現了球狀化退火處理時間之縮短化，但進行通常之球狀化退火處理(10~30小時左右之退火處理)時，原材料之軟質化並不充分。
另一方面，專利文獻2中揭示除初析鐵氧體之體積率以外，亦藉由分別規定波來體組織及貝氏體組織之體積率，而可縮短退火時間之技術。然而，該技術中，雖迅速地達到球狀化，但關於軟質化則尚不足，同時成為貝氏體與波來體之混合組織之結果，而有使球狀化退火後之硬度產生偏差之顧慮。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本特開2000-119809號公報
專利文獻2：日本特開2009-275252號公報
本發明係在於該情況下而完成者，其目的係提供一種即使施以一般之球狀化退火，亦可實現球狀退火所致之軟質化，同時可降低硬度偏差之冷加工用機械加工用鋼，及製造該冷加工用機械構造用鋼之有用方法。
可達成上述目的之本發明之冷加工用機械構造用鋼，係分別含有下列成分：C：0.3~0.6%(意指質量%，以下針對化學成分組成亦同)，Si：0.005~0.5%，Mn：0.2~1.5%，P：0.03%以下(不包含0%)，S：0.03%以下(不包含0%)，Al：0.01~0.1%，及N：0.015%以下(不包含0%)，其餘為鐵及不可避免之雜質所組成，鋼之金屬組織含有波來體與初析鐵氧體，且波來體與初析鐵氧體之合計面積率相對於全部組織為90面積%以上，且初析鐵氧體之面積率A與以下述(1)式表示之Ae值之關係滿足A>Ae，且以鄰接之兩個結晶粒之取向差大於15°之高角晶界所包圍之bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑為 15~35μm，同時以前述bcc-Fe結晶粒之圓相當直徑計，最大粒徑與第二大粒徑之平均值為50μm以下。又，前述所謂「圓相當直徑」為將以取向差大於15°之高角晶界所包圍之bcc-Fe結晶粒換算成同面積之圓時之直徑(圓相當直徑)，「平均圓相當直徑」為其平均值。且，bcc-Fe結晶粒之圓相當直徑中，以下為方便說明起見，有時將最大粒徑與第二大粒徑之平均值稱為「粗大部粒徑」。
Ae=(0.8-Ceq1 )×96.75．．．(1)
但，Ceq1 =[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]，[C]、[Si]及[Mn]分別表示C、Si及Mn之含量(質量%)。
本發明之冷加工用機械構造用鋼之基本化學成分係如上述，但視需要可進一步含有(a)自Cr：0.5%以下(不包含0%)、Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)、Mo：0.25%以下(不包含0%)及B：0.01%以下(不包含0%)所組成群組選出之一種以上，(b)自Ti：0.2%以下(不包含0%)、Nb：0.2%以下(不包含0%)及V：0.5%以下(不包含0%)所組成群組選出之一種以上等亦為有用，且依據含有之成分可進而改善鋼材之特性。
另一方面，在製造如上述本發明之冷加工用機械構造用鋼時，亦可藉依序包含下述步驟：在超過950℃、1100℃以下之溫度加工壓延之步驟，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍之步 驟，以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上之步驟。
另外，即使依序包含下述步驟，亦可製造本發明之冷加工用機械構造用鋼：在1050℃以上、1200℃以下之溫度加工壓延之步驟，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍之步驟，以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上之步驟，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至580~660℃之溫度範圍之步驟，以1℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻或保持20秒以上之步驟。
本發明之冷加工用機械構造用鋼亦包含具有如上述之化學成分組成，且金屬組織包含bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑為15~35μm，同時bcc-Fe結晶粒內之滲碳體(cementite)以長寬比計為2.5以下，且以下述(2)式表示之K值為1.3×10-2 以下者。該冷加工用機械構造用鋼為推定為經球狀化退火後者。
K值=(N×L)/E．．．(2)
但，分別表示如下：E：bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑(μm)，N：bcc-Fe結晶粒內之滲碳體數密度(個/μm2 )，L：bcc-Fe結晶粒內之滲碳體之長寬比。
本發明藉由規定化學成分組成，同時規定相對於全部組織之波來體與初析鐵氧體之合計面積率，且初析鐵氧體 之面積率A與以特定關係式表示之Ae值之關係滿足A>Ae，且適度規定bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑及粗大粒徑，而可實現即使在實施通常之球狀化退火時亦可充分降低硬度，同時可減低硬度偏差之冷加工用機械構造用鋼。
本發明人等為實現即使在實施通常之球狀化退火時，亦可實現因球狀化退火所致之軟質化，同時可減低硬度偏差之冷加工用機械構造用鋼，而從各種角度進行檢討。其結果，想到為了實現球狀化退火後之鋼的軟質化，重要的是使球狀化退火後之鐵氧體結晶粒之粒徑變得較大，且為了減低因球狀滲碳體所致之分散強化，重要的是使滲碳體之粒子間距離儘可能變大。因此，發現為了實現球狀化退火後之上述各種組織，若使球狀化退火前之金屬組織(以下有時稱為「前組織」)以波來體及初析鐵氧體作為主相，儘可能提高組織中之初析鐵氧體之面積率，且使以高角晶界包圍之bcc-Fe結晶粒(具體而言為初析鐵氧體之結晶粒，與波來體中之鐵氧體結晶粒)之平均圓相當直徑變得較大，則可使球狀化退火後之硬度最大限度地減低。且，發現藉由使上述bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑成為50μm以下，可達成減低硬度之偏差，因而完成本發明。
球狀化退火後，會變化成以滲碳體(球狀滲碳體)與鐵氧體為主體之組織，滲碳體與鐵氧體係使鋼之變形阻抗 減低而有助於冷加工性提高之金屬組織。然而，僅僅是球狀化而成為包含滲碳體與鐵氧體之金屬組織時，由於無法實現期望之軟質化，故如以下所述，亦有必要適當控制該金屬組織之面積率、初析鐵氧體面積率A、bcc-Fe結晶粒之平均圓相當粒徑等。
組織(前組織)中包含貝氏體或馬氏體等微細之組織時，即使進行一般之球狀化退火，球狀化退火後亦會因貝氏體或馬氏體之影響而使組織變得微細，使軟質化變得不足。就該觀點而言，波來體與初析鐵氧體之合計面積率相對於全部組織有必要為90面積%以上。較好為95面積%以上，更好為97面積%以上。又，波來體與初析鐵氧體以外之金屬組織有時包含一部分之例如在製造過程中可生成之馬氏體或貝氏體等，但該等組織之面積率變高時強度變高而使冷加工性劣化，因此亦可完全不含有。因此波來體與初析鐵氧體之合計面積率相對於全部組織最好為100面積%。
如由上述意旨所了解，必須使前組織中之初析鐵氧體面積率A儘可能的多。藉由使初析鐵氧體之面積率A變多，而在球狀化退火後使波來體局部化，成為容易成長球狀滲碳體(粒子間之距離容易變大)之狀態。本發明人等基於使初析鐵氧體析出至平衡量之觀點進行檢討，基於使基於實驗之平衡初析鐵氧體析出量以(0.8-Ceq1 )×129表示，及初析鐵氧體面積率A只要可確保平衡析出量之75%以上即可之想法，而決定以下述(1)表示之Ae值作為確 保最低限度所需之初析鐵氧體量。又，測定初析鐵氧體之面積率A時之鐵氧體主旨上並不包含波來體組織中所含之鐵氧體(僅測定「初析鐵氧體」)。且，初析鐵氧體之面積率雖亦隨著成分系而不同，但本發明中成為對象之化學成分組成中即使較多亦為65%左右。
Ae=(0.8-Ceq1 )×96.75．．．(1)
但，Ceq1 =[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]，[C]、[Si]及[Mn]分別表示C、Si及Mn之含量(質量%)。
亦即，初析鐵氧體面積率A與以上述(1)式表示之Ae值之關係滿足A>Ae時，會成為隨著初析鐵氧體面積率變大而發揮效果者。相對於此，初析鐵氧體之面積率A為上述Ae值以下時(亦即，A≦Ae)，球狀化退火後變得容易析出微細鐵氧體，而使軟質化不充分。另外，於初析鐵氧體面積率A較小之狀態，若bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑變大，則容易生成再生波來體，而變得難以充分軟質化。
預先使前組織中之以高角晶界包圍之bcc(體積立方晶格)-Fe結晶粒之平均圓相當直徑(以下稱為「bcc-Fe結晶粒之平均粒徑」)成為15μm以上時，球狀化退火後之軟質化變成可能。然而，前組織中之bcc-Fe結晶粒之平均粒徑過大時，以通常之球狀化退火會成為再生波來體等之強度增加之組織，使軟質化變得困難，故bcc-Fe結晶粒之平均粒徑有必要為35μm以下。bcc-Fe結晶粒之平 均粒徑較好為18μm以上，更好為20μm以上。bcc-Fe結晶粒之平均粒徑較好為32μm以下，更好為30μm以下。
測定bcc-Fe結晶粒之平均粒徑時之鐵氧體係以相鄰兩個結晶粒之取向差大於15°之高角晶界所包圍之bcc-Fe結晶粒作為對象之理由為，取向差為15°以下之小角粒界受到球狀化退火之影響較小之故。亦即，藉由為以前述取向差大於15°之高角晶界所包圍之bcc-Fe結晶粒，使換算成同面積之圓時之直徑落在如上述之範圍，而成為在球狀化退火後可實現充分軟質化者。又，前述「取向差」為亦稱為「偏移角(shift angle)」或「斜角」者，取向差之測定只要採用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法，電子背散射圖型法)即可。且，測定平均粒徑之bcc-Fe結晶粒包含初析鐵氧體及波來體組織中所含之鐵氧體(該鐵氧體與「初析鐵氧體」有所區別)之結晶粒。就該觀點而言，測定平均粒徑之bcc-Fe結晶粒與「初析鐵氧體」為不同概念。
bcc-Fe結晶粒之平均粒徑除了對再生波來體以外，亦對殘存波來體之發生帶來影響，故藉由進行bcc-Fe結晶粒之平均粒徑之控制可使材料整體平均軟質化。然而，前組織之粒徑中有部分粗大之部位時，球狀化退火後會產生顯著較硬的部分。前組織中之以高角晶界包圍之bcc-Fe結晶粒中，藉由使圓相當直徑為最大的結晶粒之圓相當直徑與圓相當直徑第二大之結晶粒的圓相當直徑之平均值(以下稱為「bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑」)成為50μm 以下，可抑制部分之殘留波來體或再生波來體之發生，且可抑制硬度偏差。又，bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑較好為45μm以下，更好為40μm以下。
本發明係假定為冷加工用機械構造用鋼者，關於其鋼種，只要是作為冷加工用機械構造用鋼之一般化學成分組成者即可，但針對C、Si、Mn、P、S、Al及N，較好調整成適當範圍。就該觀點而言，該等化學成份之適當範圍及限制其範圍之理由係如下述。
[C：0.3~0.6%]
C為確保鋼之強度(最終製品強度)方面有用之元素。為了有效發揮該效果，C含量必須為0.3%以上。較好為0.32%以上(更好為0.34%以上)。然而，C過量含有時強度變高，冷加工性降低，故有必要為0.6%以下。較好為0.55%以下(更好為0.50%以下)。
[Si：0.005~0.5%]
Si係作為脫氧元素，且係藉由固熔體硬化而增加最終製品強度為目的所含有，但未達0.005%時無法有效發揮該效果，且超過0.5%之過量含有時，硬度過度上升而使冷加工變差。又，Si含量較好為0.007%以上(更好為0.010%以上)，且較好為0.45%以下(更好為0.40%以下)。
[Mn：0.2~1.5%]
Mn為透過淬冷性之提高，而增加最終製品強度之有效元素，但未達0.2%時其效果不足，超過1.5%而過量含有時，硬度會上升使冷加工性變差，故設為0.2~1.5%。又，Mn含量較好為0.3%以上(更好為0.4%以上)，且較好為1.1%以下(更好為0.9%以下)。
[P：0.03%以下(不包含0%)]
P為鋼中無法避免含有之元素，P在鋼中引起粒界偏析，成為延展性劣化之原因，故抑制在0.03%以下。P含量較好為0.028%以下(更好為0.025%以下)。
[S：0.03%以下(不包含0%)]
S為鋼中無法避免含有之元素，但在鋼中係以MnS存在，且為隨著冷加工而使延展性變差之有害元素，故其含量有必要設為0.03%以下。S含量較好為0.028%以下(更好為0.025%以下)。
[Al：0.01~0.1%]
Al可使用作為脫氧元素，同時可用於使鋼中存在之固熔N固定化為AlN。為了有效發揮該效果，Al含量有必要為0.01%以上。然而，Al過量含有而超過0.1%時，會過量產生Al2 O3 ，使冷加工性變差。又，Al含量較好為0.013%以上(更好為0.015%以上)，且較好為0.090%以 下(更好為0.080%以下)。
[N：0.015%以下(不包含0%)]
N為鋼中無法避免含有之元素，鋼中含有固熔N時，因應變老化(strain ageing)而導致硬度上升、延展性下降，使冷加工性變差，故而有必要抑制在0.015%以下。N含量較好為0.013%以下，更好為0.010%以下。
本發明之冷加工用機械構造用鋼之基本化學成分組成係如上述，其餘實質上為鐵。又，所謂「實質上為鐵」係指除鐵以外亦可容許不損及本發明之鋼材特性之程度之微量成分(例如，Sb、Zn等)而且亦可包含P、S、N以外之無法避免之雜質(例如，O、H等)。
本發明之冷加工用機械構造用鋼中可視需要可進而含有(a)由Cr：0.5%以下(不包含0%)、Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)、Mo：0.25%以下(不包含0%)及B：0.01%以下(不包含0%)所組成群組選出之一種以上，(b)由Ti：0.2%以下(不包含0%)、Nb：0.2%以下(不包含0%)及V：0.5%以下(不包含0%)所組成群組選出之一種以上等亦為有用，且依據含有之成分可進而改善鋼材之特性。含有該等成分時之成分限定範圍理由如下述。
[由Cr：0.5%以下(不包含0%)、Cu：0.25%以下(不包含0%)、Ni：0.25%以下(不包含0%)、Mo：0.25%以 下(不包含0%)及B：0.01%以下(不包含0%)所組成群組選出之一種以上]
Cr、Cu、Ni、Mo及B均為藉由提高鋼材之淬冷性而增加最終製品強度之有效元素，視需要可單獨含有或含有兩種以上。然而，該等元素之含量過量時，強度變得過高，會使冷加工性變差，故限定如上述之各別較佳上限。更好Cr為0.45%以下(更好為0.40%以下)，Cu、Ni及Mo為0.22%以下(更好為0.20%以下)，及B為0.007%以下(更好為0.005%以下)。又，該等元素所致之效果雖隨著其含量增加而變大，但為了有效發揮該等之效果，較好Cr為0.015%以上(更好為0.020%以上)，Cu、Ni及Mo為0.02%以上(更好為0.05%以上)，及B為0.0003%以上(更好為0.0005%以上)。
[由Ti：0.2%以下(不包含0%)、Nb：0.2%以下(不包含0%)及V：0.5%以下(不含0%)所組成群組選出之一種以上]
Ti、Nb及V係與N形成化合物而減低固熔N，為了發揮變形阻抗減低之效果，可視需要單獨含有或含有兩種以上。然而，該等元素之含量過量時，所形成之化合物導致變形阻抗上升，反而使冷加工性降低，故較好Ti及Nb為0.2%以下，V為0.5%以下。更好Ti及Nb為0.18%以下(又更好為0.15%以下)，及V為0.45%以下(更好為0.40%以下)。又，該等元素所致之效果雖隨著其含量增 加而變大，但為了有效發揮該效果，較好Ti及Nb為0.03%以上(又更好為0.05%以上)，及V為0.03%以上(更好為0.05%以上)。
製造本發明之冷加工用機械構造用鋼時，只要使滿足如上述之成分組成之鋼在超過950℃、1100℃以下之溫度下進行加工壓延後，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍，隨後以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上即可(以下稱該方法為「製造方法1」)。至於其他方法，亦可為使滿足如上述之成分組成之鋼在1050℃以上、1200℃以下之溫度加工壓延後，以10℃/秒以上之平均冷卻速度暫時冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍，隨後，以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上後，再以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至580~660℃之溫度範圍，接著以1℃/秒之平均冷卻速度冷卻或保持20秒以上(以下稱該方法為「製造方法2」。針對該等製造方法中之各製造條件加以說明。
(製造方法1)
為了將以高角晶界所包圍之bcc-Fe結晶粒之平均粒徑控制在15~35μm，有必要適度控制加工壓延溫度。該加工壓延溫度超過1100℃時，難以使平均粒徑成為35μm以下。且，加工壓延溫度超過1100℃時，bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑容易超過50μm。但，加工壓延溫度成為950℃以 下時，難以使bcc-Fe結晶粒之平均粒徑成為15μm以上，故有必要超過950℃。
於上述溫度進行加工壓延後，在到達700℃以上、未達800℃之溫度範圍之冷卻速度變慢時，會有bcc-Fe結晶粒粗大化而有平均粒徑超過35μm之可能性，另外由於bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑容易超過50μm，故必須使平均冷卻速度成為10℃/秒以上。其平均冷卻速度較好為20℃/秒以上，更好為30℃/秒以上。關於此時之平均冷卻速度之上限並無特別限制，但現實的範圍為200℃/秒以下。又，關於該冷卻速度，只要是成為10℃/秒以上之平均冷卻速度之範圍內，則亦可為如改變冷卻速度之冷卻型態。又，此時之冷卻終止溫度較好為710℃以上(更好為720℃以上)、780℃以下(更好未達750℃)。
如上述冷卻(亦即，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍)後，以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度自該溫度冷卻100秒以上。亦即，藉由促進初析鐵氧體結晶粒之析出，確保初析鐵氧體面積率A，且使之均勻分散，而達成球狀滲碳體之成長促進或前組織粗大部粒徑之減低。關於該冷卻下之平均冷卻速度之下限並無特別限制，但就生產性之觀點而言，較好為0.01℃/秒以上。又，關於該冷卻之終止溫度，係隨鋼材之化學成分組成或加工壓延溫度、其之前的冷卻條件而不同，但大致為660℃左右以下。關於其以後之冷卻，可為以氣體之冷卻或放冷等之一般冷卻(平均冷卻速度為 0.1~50℃/秒左右)。
(製造方法2)
採用該製造方法2時之加工壓延溫度超過1200℃時，難以使bcc-Fe結晶粒之平均粒徑成為35μm以下。且，加工壓延溫度超過1200℃時，bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑容易超過50μm。但，加工壓延溫度未達1050℃時，難以使bcc-Fe結晶粒之平均粒徑處於15μm以上，故有必要為1050℃以上。
在如上述之溫度範圍加工壓延後，以10℃/秒以上之平均冷卻速度暫時冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍，此時之平均冷卻速度較慢時，難以使bcc-Fe結晶粒之平均粒徑成為35μm以下，或難以使粗大部粒徑成為50μm以下，故有必要確保10℃/秒以上之平均冷卻速度。
隨後，為了確保初析鐵氧體面積率A，且使之均勻分散而降低前組織之粗大部粒徑，而以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上。藉由以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上(冷卻時間)，而確保初析鐵氧體之面積率A，使之均勻分散，而達成球狀滲碳體之成長促進或前組織之粗大部粒徑之減低。關於該冷卻之平均冷卻速度之下限並無特別限制，但就生產性之觀點而言，較好為0.01℃/秒以上。冷卻時間至少需為100秒以上，但較好為400秒以上，更好為500秒以上。且考慮生產性或設備上之限制、可在現實時間下實施之觀點而言，冷卻時間較 好為2000秒以下(更好為1800秒以下)。
於加工壓延溫度高時(例如，1200℃左右)，就防止bcc-Fe結晶粒之平均粒徑超過35μm，或防止bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑超過50μm之觀點而言，上述冷卻後宜適當急冷。該冷卻之平均冷卻速度至少需為10℃/秒以上。該平均冷卻速度較好為20℃/秒以上，更好為30℃/秒以上。關於此時之平均冷卻速度之上限並無特別限制，但現實範圍為200℃秒以下。且，關於此時之停止冷卻之溫度未達580℃時，會有初析鐵氧體+波來體之合計面積率未達90面積%之可能性，另一方面，超過660℃時bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑容易超過50μm。關於其以後之冷卻，只要以1℃/秒以下之平均冷卻速度進行20秒以上之冷卻即可。又，關於自580℃以上、660℃以下之溫度範圍之冷卻，亦可不積極冷卻而直接保持。
如上述製造冷加工用途機械構造用鋼後，藉由對該鋼材施以一般之球狀化退火，而獲得金屬組織成為bcc-Fe結晶粒之平均粒徑為15~35μm，同時bcc-Fe結晶粒內之滲碳體以長寬比計為2.5以下，且以下述(2)式表示之K值為1.3×10-2 以下之鋼材。
K值=(N×L)/E．．．(2)
但，分別表示如下：E：bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑(μm)，N：bcc-Fe結晶粒內之滲碳體數密度(個/μm2 )，L：bcc-Fe結晶粒內之滲碳體之長寬比。
至於使球狀化退火材軟質化之組織因子，迄今亦已提 出減低滲碳體之長寬比或減低滲碳體數密度之技術。例如日本特開2000-73137號公報揭示藉由減低滲碳體之長寬比而降低變形阻抗。
上述技術係藉由減低材料組織全體之滲碳體數密度(=鐵氧體粒界上之滲碳體數密度+鐵氧體粒內之滲碳體數密度)，或減低材料組織全體之滲碳體之長寬比而達到軟質化者。相對於此，可判定本發明中為了軟質化，藉由將鐵氧體粒內(bcc-Fe結晶粒內)之滲碳體數密度比於鐵氧體粒界上之滲碳體更為減低，而獲得較大效果。
且用以使鋼材軟質化，使球狀化退火後之鐵氧體粒徑變大亦為有效，此為過去以來即已知，但使通常之鋼材施以通常之球狀化退火時，嘗試使球狀化退火後之鐵氧體粒徑變大時，由於取而代之在球狀化退火中容易存在再生鐵氧體或殘留波來體，故使鐵氧體粒內之滲碳體之長寬比變大，使鐵氧體粒內之滲碳體數變多，其結果，在球狀化退火後無法充分獲得軟質化。相反地，在球狀化退火後之鐵氧體粒為微細之前提下，雖存在有減低滲碳體之長寬比，或減低滲碳體數密度之技術，但基於軟質化之觀點而言此技術亦不充分。
相對於此，如本發明，藉由事先適當控制球狀化前組織(前組織粒徑或鐵氧體面積率等)，而降低球狀化退火後之鐵氧體粒之粗大化時，可兼具鐵氧體粒內之滲碳體數減低且鐵氧體粒內之滲碳體長寬比減低，其結果，相較於過去可判定球狀化退火後之硬度更為減低，且亦偏差亦受 到抑制。因此，以上述(2)式表示之K值成為1.3×10-2 以下時，可顯著獲得軟質化與硬度偏差減低效果。
又，關於本發明之一般球狀化退火，係為了使保持為(鐵氧體+奧氏體)二相域之層狀波來體分解，實現隨後之滲碳體之球狀化，而假定Al轉變點下立即緩慢冷卻，或者邊進行保持邊進行冷卻之處理者。藉由施以此種球狀化退火，獲得如上述之球狀化組織。
以下，以實施例更詳細說明本發明，但下述實施例並非限制本發明之性質者，依循前.後述之精神進行之設計變更均包含於本發明之技術範圍內。
實施例
使用下述表1所示之化學成分組成之鋼種，改變各種製造條件(加工壓延溫度、平均冷卻速度、冷卻停止溫度、冷卻時間：參照後述表2、4)，製作前組織不同之8.0mm(實施例1)或17.0mm(實施例2)之線材。
(組織因子之測定方法)
所得各線材(壓延材)之組織因子(組織，bcc-Fe結晶粒之平均粒徑，及bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑)、及球狀化退火後之硬度測定時，以可觀察各線材、各實驗試驗片材、以及縱剖面之方式進行樹脂埋入，對於線材之半徑D，測定D/4之位置。
(前組織之bcc-Fe結晶粒之平均粒徑及粗大部粒徑之測定)
前組織之bcc-Fe結晶粒之平均粒徑、及bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑係使用EBSP解析裝置及FE-SEM(電解釋出型掃描電子顯微鏡)測定。以結晶取向差(斜角)超過15°之邊界(高角晶界)作為結晶粒界而定義「結晶粒」，並決定bcc-Fe結晶粒之平均粒徑。此時之測定區域為400μm×400μm，測定步階設為0.7μm間隔，且顯示測定取向之信賴性之信賴指數(Confidence Index)未達0.1之測定點自解析對象去除。且前組織之bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑係基於上述解析結果，取為最大值與第二大值(圓相當直徑)之平均值。
(組織之觀察)
波來體+初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)、初析鐵氧體面積率A(F面積率A)之測定中，藉由硝酸醇液蝕刻使組織顯現，以光學顯微鏡進行組織觀察，以倍 率400倍拍攝10個視野。以該等照片為準，以畫像解析判定波來體+初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)、初析鐵氧體面積率A(F面積率A)。組織解析係針對上述各照片，隨機選擇100點，判別各點之組織。存在各組織(鐵氧體、波來體、貝氏體、其他)之點數除以全部點數求得組織分率。又，組織解析時，以組織內白色之無濃淡區域判定為初析鐵氧體，分散且混有其他有濃淡之部分之暗的對比區域判定為波來體，以針狀混有白色部分之區域判定為貝氏體。
(球狀化退火後之硬度測定)
球狀化退火後之硬度測定係使用維氏硬度計，以荷重1kgf測定15點，求其平均值(Hv)。且，亦求得15點測定之硬度之標準偏差。此時之硬度基準以平均值計滿足下述(3)式者判斷為合格。至於硬度偏差判定，於標本標準偏差(不偏標準偏差(unbiased standard deviation))[以Excel之函數(STDEV)算出15點]在5以內設為合格。
Hv<88.4×Ceq2 +80.0．．．(3)
但，Ceq2 =[C]+0.2×[Si]+0.2×[Mn]，且[C]、[Si]及[Mn]分別表示C、Si及Mn之含量(質量%)。
[實施例1]
使用上述表1所示之鋼種A。使用實驗室之加工再現 試驗裝置模擬壓延步驟，將壓延加工溫度(加工整飾溫度)、冷卻條件(平均冷卻速度、冷卻停止溫度)改變為如下表2，分別製作前組織不同之樣品。又，表2之製造條件中，「冷卻1」係表示自加工壓延溫度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍，「冷卻2」係表示進行「冷卻1」後之冷卻，「冷卻3」表示進行「冷卻2」後之冷卻，「冷卻4」表示進行「冷卻3」後之冷卻(製造方法1之情況下，並無「冷卻3」及「冷卻4」)。又，表2所示之條件結束後，經氣體冷卻(平均冷卻速度1~50℃/秒)，冷卻至室溫(25℃)附近。
此時，加工再現樣品設為8.0mm×12.0mm，熱處理結束後分為二等份，分別作為前組織調查用樣品及球狀化退火用樣品。且球狀化退火係進行分別使樣品真空封入、在大氣爐中，以740℃保持6小時(均熱)後，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至710℃且保持2小時，隨後以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至660℃且放冷之熱處理。
針對該等，前組織之波來體+初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)、bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)、初析鐵氧體面積率A(F面積率A)、bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)、及球狀化退火後之硬度之測定結果示於下表3。又，C含量為0.46%之鋼種A中之軟質化基準依據上述(3)式為未達Hv137。
由該等結果，可考核如下。試驗No.1~4為全部滿足本發明中規定之要件之例，可知為球狀化退火後之硬度充分低，且硬度之偏差亦小(標準偏差較小)。
相對於此，試驗No.5~10為欠缺本發明中規定之要件之任一者之例，所有特性均劣化。亦即，試驗No.5者為加工壓延溫度較高，於冷卻1之平均冷卻速度較慢，且於冷卻3之冷卻停止溫度較高之例，bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)及粗大部粒徑(α粗大部粒徑)均大，且初析鐵氧體面積率A(F面積率A)亦變低，球狀化退火後之硬度較高，且標準偏差亦變大。
試驗No.6者為加工壓延後未實施緩冷至700℃以上、未達800℃之溫度範圍(冷卻2)之例(相對於製造方法2)，bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)較小，且初析鐵氧體面積率A(F面積率A)亦低，球狀化退火後之硬度較高。
試驗No.7為加工壓延溫度變較高之例(相對於製造方法1)，bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)變大，且標準偏差亦大。試驗No.8為加工壓延溫度較高，且於冷卻1之冷卻停止溫度較低之例(相對於製造方法1)，初析鐵氧體面積率A(F面積率A)亦低，且bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)變大，球狀化退火後之硬度之標準偏差變大。
試驗No.9為在「冷卻2」之平均冷卻速度快速，且冷卻時間較短之例，為初析鐵氧體面積率A較低，且球狀化 退火後之硬度較高。試驗No.10為於「冷卻2」之平均冷卻速度快速，且於「冷卻3」之冷卻停止溫度較低之例，因貝氏體之析出而使波來體與初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)成為未達90面積%，球狀化退火後之硬度變高。
[實施例2]
使用上述表1所示之鋼種B~L，將製造條件(加工壓延溫度、平均冷卻速度、冷卻停止溫度、冷卻時間)變更如下表4，製作前組織不同之樣品(17mm)。又，表4之製造條件中，「冷卻1」~「冷卻4」與實施例1相同。此時，加工再現樣品設為17.0mm×15.0mm，熱處理結束後分為二等份，分別作為前組織調查用樣品及球狀化退火用樣品。且球狀化退火係進行分別將樣品真空封入、在大氣爐中，以740℃保持6小時(均熱)後，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至710℃且保持2小時，隨後以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至660℃並放冷之熱處理。
測定球狀化退火前(前組織)之波來體+初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)、bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)、初析鐵氧體面積率A(F面積率A)及bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)，同時以上述要領測定球狀化退火後之硬度。針對該等，前組織之波來體+初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)、bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)、初析鐵氧體面積率A(F面積率A)、bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)及球狀化退火後之硬度之測定結果示於下表5。又，表5亦同時顯示上述(3)式之右邊之值(以下稱為「B值」)。
由該等之結果，可考核如下。試驗No.11~20為全部滿足本發明中規定之要件之例，可知使球狀化退火後之硬度充分低，且硬度偏差亦小。
相對於此，試驗No.21~26為欠缺本發明中規定之要件之任一者之例，所有特性均變差。亦即，試驗No.21為加工壓延溫度較低之例，bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)較小，球狀化退火後之硬度較高。試驗No.22者為於「冷卻1」之冷卻停止溫度較高之例(相對於製造方法2)，初析鐵氧體面積率A(F面積率A)較低，同時bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)較大，球狀化退火後之硬度較高，且標準偏差亦大。
試驗No.23為於「冷卻2」之冷卻時間較短之例，初析鐵氧體面積率A(F面積率A)較低，球狀退火後之硬度較高。試驗No.24為加工壓延溫度較高，於「冷卻2」之平均冷卻速度快速，且於「冷卻3」之平均冷卻速度較慢之例(相對於製造方法2)，初析鐵氧體面積率A(F面積率A)較低，且bcc-Fe結晶粒之粗大部粒徑(α粗大部粒徑)較大，球狀化退火後之硬度較高，且標準偏差亦大。
試驗No.25為於「冷卻3」之平均冷卻速度較慢之例，bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)較小，球狀化退火後之硬度較高。試驗No.26為使用Cr含量較多之鋼種L之例，雖採用適當之製造條件，但初析鐵氧體面積率A(F面積率A)仍低，且因馬氏體之析出使波來體與初析鐵氧體之合計面積率(P+F之比例)未達90面積%， 球狀化退火後之硬度變高。
[實施例3]
上述試驗No.1~26中，新製作下述表6所示之樣品，且進行球狀化退火。此時球狀化退火係進行將樣品分別真空封入、在大氣爐中，以740℃保持4小時(均熱)後，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至720℃，隨後以2.5℃/小時冷卻至710℃，隨後以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至660℃且放冷之熱處理。又，表6所示之試驗No.為對應於實施例1、2所示之試驗No.者(球狀化退火之前的製造條件等與上述相同)。
以下述方法分別測定球狀化退火後之bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)、bcc-Fe結晶粒內之滲碳體之長寬比、bcc-Fe結晶粒內之滲碳體數密度及K值，同時以上述要領測定球狀化退火後之硬度。
(bcc-Fe結晶粒內之滲碳體之長寬比，bcc-Fe結晶粒內之滲碳體數密度之測定)
針對施以球狀化退火之各試驗片(樣品)，以下述所示之順序進行金屬組織因子之測定。將球狀化退火後之各試驗片埋入樹脂中之後以砂紙、鑽石打磨、電解研磨對切斷面進行鏡面研磨。隨後硝酸醇液蝕刻後，以FE-SEM(場發射型掃描電子顯微鏡)觀察試驗片之鏡面研磨面並進行圖像攝影。此時之觀察倍率根據組織尺寸設為 2000~4000倍。於任意10個部位進行觀察，拍攝各觀察部位之組織。
組織例示於圖1(代用圖式之電子顯微鏡照片)。為了測定bcc-Fe結晶粒內之滲碳體，藉由圖像處理自此組織中削除與bcc-Fe結晶粒界鄰接之滲碳體(以黑色塗掉)。又，即使與bcc-Fe結晶粒界鄰接，於長度方向朝粒內延伸之滲碳體亦作為粒內滲碳體加以計算。其判斷基準為即使與粒界鄰接，滲碳體之長徑與粒界之接線方向所成之角為20°以上，且長徑為3μm以上之滲碳體被視為存在於粒內。使用施以該等處理之圖像，利用圖像解析裝置(Media Cybernetics公司製造：Image-Pro Plus)，測定bcc-Fe結晶粒內之滲碳體之長寬比，及bcc-Fe結晶粒內之滲碳體數密度。
(bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)之測定)
球狀化退火後之bcc-Fe結晶粒之平均粒徑之測定，係使用EBSP解析裝置及FE-SEM(電解釋出型掃描電子顯微鏡)測定。以結晶取向差(斜角)超過15°之邊界(高角晶界)作為結晶粒界而定義「結晶粒」，且決定bcc-Fe結晶粒之平均粒徑(α平均粒徑)。此時之測定區域為400μm×400μm，測定步階設為0.7μm間隔，且自解析對像消除顯示測定取向之信賴性之信賴指數(Confidence Index)未達0.1之測定點。
測定結果示於下述表6。
由表6可考核如下。試驗No.1~3、11、12、14、17~20為全部滿足本發明中規定之要件之例，可知球狀化退火後之α粒徑較小，滲碳體之長寬比亦小，球狀化退火後之硬度充分低，球狀化退火後之硬度偏差亦小。
相對於此，試驗No.5、7、21~25者為欠缺本發明中規定之要件之任一者，球狀化退火後顯示如下述之傾向。亦即，試驗No.5為前組織α平均粒徑及前組織α粗大部粒徑較大，且前組織F面積率亦小之樣品經球狀化退火之結果，球狀化退火後之α平均粒徑變大，而且滲碳體之長寬比變大，球狀化退火後之硬度變高，同時球狀化退火後之硬度之標準偏差亦變大。
試驗No.7為前組織α粗大部粒徑較大之樣品經球狀化退火之結果，球狀化退火後之滲碳體之長寬比較大，且K值亦變大之例，球狀化退火後之硬度之標準偏差變大。試驗No.21、No.25為前組織α平均粒徑較小之樣品經球狀化退火之結果，球狀化退火後之α平均粒徑較小，且K值變大之例，球狀化退火後之硬度變高。
試驗No.22、No.24為前組織之F面積率較小，且前組織α粗大部粒徑較大之樣品經球狀化退火之結果，球狀化退火後之滲碳體之長寬比變大，進而K值變大之例，球狀化退火後之硬度高，且硬度之標準偏差亦大。試驗No.23為前組織之F面積率較小之樣品經球狀化退火之結果，球狀化退火後之K值變大之例，且球狀化退火後之硬度變高。
以上雖針對本發明之實施形態加以說明，但本發明並不限於上述實施形態，只要在申請專利範圍中所記載內，則可進行各種變更並實施。
本申請案係基於2011年12月19日申請之日本專利申請案(特願2011-277683)、及2012年3月26日申請之日本專利申請案(特願2012-070365)者，其內容併入本文中供參考。
[產業上之可利用性]
本發明中藉由規定化學成分組成，以及波來體與初析鐵氧體相對於全部組織之合計面積率，且初析鐵氧體之面積率A與以特定之關係式表示之Ae值之關係滿足A>Ae，且藉由適當規定bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑及粗大粒徑，而可實現即使在實施通常之球狀化退火時亦可使硬度變得充分低，同時亦可降低硬度偏差之冷加工用機械構造用鋼。
圖1為顯示球狀化退火後之組織例之代替圖式用之電子顯微鏡照片。

Claims (7)

  1. 一種冷加工用機械構造用鋼，其係由分別含有下列成分：C：0.3~0.6質量%，Si：0.005~0.5質量%，Mn：0.2~1.5質量%，P：0.03質量%以下(不包含0質量%)，S：0.03質量%以下(不包含0質量%)，Al：0.01~0.1質量%，及N：0.015質量%以下(不包含0質量%)，其餘為鐵及不可避免之雜質所組成，鋼之球狀化退火前之金屬組織具有波來體與初析鐵氧體，且相對於全部組織之波來體與初析鐵氧體之合計面積率為90面積%以上，同時初析鐵氧體之面積率A與以下述(1)式表示之Ae值之關係滿足A>Ae，且由鄰接之兩個結晶粒之取向差大於15°之高角晶界所包圍之bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑為15~35μm，同時以前述bcc-Fe結晶粒之圓相當直徑計，最大粒徑與第二大粒徑之平均值為50μm以下，Ae=(0.8-Ceq1 )×96.75．．．(1)但，Ceq1 =[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]，[C]、[Si]及[Mn]分別表示C、Si及Mn之含量(質量%)。
  2. 如請求項1之冷加工用機械構造用鋼，其進而含有 由下列所組成群組所選出之一種以上作為其他元素：Cr：0.5質量%以下(不包含0質量%)，Cu：0.25質量%以下(不包含0質量%)，Ni：0.25質量%以下(不包含0質量%)，Mo：0.25質量%以下(不包含0質量%)，及B：0.01質量%以下(不包含0質量%)。
  3. 如請求項1之冷加工用機械構造用鋼，其進而含有由下列所組成群組所選出之一種以上作為其他元素：Ti：0.2質量%以下(不包含0質量%)，Nb：0.2質量%以下(不包含0質量%)，及V：0.5質量%以下(不包含0質量%)。
  4. 如請求項2之冷加工用機械構造用鋼，其進而含有由下列所組成群組所選出之一種以上作為其他元素：Ti：0.2質量%以下(不包含0質量%)，Nb：0.2質量%以下(不包含0質量%)，及V：0.5質量%以下(不包含0質量%)。
  5. 一種冷加工用機械構造用鋼之製造方法，其係製造如請求項1~4中任一項之冷加工用機械構造用鋼之方法，其特徵為依序包含下列步驟：在超過950℃、1100℃以下之溫度加工壓延之步驟，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍之步驟，以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上之步驟。
  6. 一種冷加工用機械構造用鋼之製造方法，其係製造如請求項1~4中任一項之冷加工用機械構造用鋼之方法，其特徵為依序包含下列步驟：在超過1050℃、1200℃以下之溫度加工壓延之步驟，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至700℃以上、未達800℃之溫度範圍之步驟，以0.2℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻100秒以上之步驟，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至580~660℃之溫度範圍之步驟，以1℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻或保持20秒以上之步驟。
  7. 一種冷加工用機械構造用鋼，其特徵為具有如請求項1~4中任一項之化學成分組成，且球狀化退火後之金屬組織係bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑為15~35μm，同時bcc-Fe結晶粒內之滲碳體(cementite)中長徑為3μm以上者，其長寬比為2.5以下，且以下述(2)式表示之K值為1.3×10-2 以下，K值=(N×L)/E．．．(2)但，分別表示為：E：bcc-Fe結晶粒之平均圓相當直徑(μm)，N：bcc-Fe結晶粒內之滲碳體數密度(個/μm2 )，L：bcc-Fe結晶粒內之滲碳體之長寬比。
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