JP2938101B2

JP2938101B2 - 冷間鍛造用鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2938101B2
Application number: JP27988589A
Authority: JP
Inventors: 俊幸星野; 綽久田畑; 昭三郎中野
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1989-10-30
Filing date: 1989-10-30
Publication date: 1999-08-23
Anticipated expiration: 2014-08-23
Also published as: JPH03146618A

Description

【発明の詳細な説明】＜産業上の利用分野＞本発明は、冷間鍛造時の変形抵抗の低い冷間鍛造用鋼
の製造方法に関するものである。

＜従来の技術＞冷間鍛造は生産能率が高く、材料歩留り、仕上寸法精
度に優れることからボルト、ナットを始めとして各種機
械部品の製造に広く用いられている加工方法である。

従来、冷間鍛造用鋼材としてはＣが0.45重量％（以下
％と表示する）以下の、たとえばJIS S45Cを用い、こ
れに球状化焼鈍を施して軟質化した後、冷間鍛造に供せ
られるのが通例であった。

しかし、近年冷間鍛造用鋼としてＣが0.45％より高い
鋼材を用いる例が増えつつある。これは、機械部品とし
ての機能を満足するために、焼入・焼戻後の表高度が従
来以上の水準を求められるようになったためである。周
知のように焼入・焼戻後の表面硬度、換言すれば焼戻し
マルテンサイトの硬度はＣ量に依存する。

しかし、Ｃ量の増加は、冷間鍛造時の変形抵抗を増加
させ、冷間鍛造用金型の寿命を極度に低下させるばかり
でなく、鍛造荷重が増加することにより鍛造機の能力以
上となり従来の鍛造機では加工が困難となるような問題
を生じている。

このような問題を解決するために特開昭61−113744号
公報では、Si、Mn、CrさらにはＳ、Ｐ、Ｎ、Ｏの化学組
成を制限することによって変形抵抗の低減及び変形能の
向上を図っている。

しかしながら、本発明者らの検討によれば、上記方法
は冷間鍛造前に炭化物の球状化焼鈍を行うことを前提と
しているが、球状化組織において化学成分を調整しても
変形抵抗の低減には限度があり、依然として変形抵抗は
高い。

＜発明が解決しようとする課題＞本発明の目的は、以上のような問題を解決し、冷間鍛
造時の変形抵抗が低く、かつ変形能が良好な鋼材を短時
間の焼鈍により得る方法を提供しようとするものであ
る。

＜課題を解決するたの手段＞本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討を
行った結果、以下の知見を得るに至った。すなわち、化
学成分を調整し、焼鈍前の組織を熱間圧延条件及び圧延
後の冷却条件を特定の範囲に制御することにより微細な
フェライト＋パーライト組織又はベイナイト、マルテン
サイトもしくはそれらの混合組織とすることにより、酸
化物の黒鉛化が促進され、冷間鍛造性が飛躍的に改善さ
れる。

すなわち、本発明は、重量％で、C:0.4〜1.1％,Si:0.
6〜1.5％,Mn:0.2〜0.9％,S:0.001〜0.03％,B:0.0005〜
0.005％,Al:0.01〜0.1％を含有し、不純物としてのP:0.
02％以下,N:0.007％以下,O:0.003％以下及びCr:0.10％
以下に制限し、残部実質的にFeからなる鋼を、900〜115
0℃の温度域に加熱し、熱間圧延により棒鋼としたの
ち、圧延終了温度から500℃までを0.1〜30℃/sの冷却速
度で冷却し、次いでAc₁点以下の温度で焼鈍し炭化物を
黒鉛化することを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法で
あり、好ましくは圧延終了温度は850〜650℃の温度範囲
である。

＜作用＞本発明者らは、従来の球状セメンタイトとフェライト
より構成される球状化組織よりも球状セメンタイトを黒
鉛化した黒鉛＋フェライトよりなる黒鉛化組織の方が、
冷間変形抵抗の低減に有効であるとの知見に基づき本発
明に至った。

ところで、鋼中の炭化物を黒鉛化することについて
は、被削性の改善を目的として、たとえば特開昭49−67
816号公報、特開昭49−67817号公報、特開昭49−103817
号公報及び特開昭50−1913号公報に開示があるが、本発
明者らの検討によればこれらの鋼では、冷間変形能が劣
るとともに黒鉛化するために極めて長時間を要し、工業
的規模で実施することは困難である。

また組成及び熱間圧延条件も本発明とは異なり、本発
明とは明らかに別な技術である。

本発明は、前述したように、黒鉛化を促進するために
化学組成を調整し、焼鈍前の組織を熱間圧延条件及び圧
延後の冷却条件を特定の範囲に制御し微細なフェライト
＋パーライト組織又はベイナイト、マルテンサイトもし
くはそれらの混合組織とするものである。これらは特に
熱間圧延の低温仕上及び／又は圧延後の加速冷却により
γ→α変態時の変態核を増加させ、組織を微細化させて
いる。

次にまず成分組成の限定理由を説明する。

C:機械部品としての強度を確保する上で重要な元素であ
るが、0.4％未満では本発明を適用する効果が小さいの
で0.4％以上とする。また、1.1％を超えて添加すると熱
間圧延時の変形抵抗が増加し、熱間圧延が困難となるの
で、1.1％以下とする。

Si:黒鉛化を促進するとともに脱酸にも有用な元素で
あるので積極的に用いるが、0.6％未満ではその効果は
小さく、また、1.5％を超えて添加してもその効果が飽
和するので0.6〜1.5％に限定する。

Mn:焼入性を確保する上で有用な元素であるので積極
的に用いるが、0.2％未満の添加ではその効果が小さい
ので下限は0.2％とする。また、0.9％を超えて添加する
と黒鉛化を阻害するので0.9％以下の添加とする。

S:被削性を向上させる元素であるので積極的に添加す
るが、0.001％未満ではその効果が小さいので少なくと
も0.001％以上は必要である。しかし0.03％を超えて含
有すると冷間鍛造時の変形能を劣化させるので0.03％以
下とする。

P:冷間鍛造性を劣化させるとともに黒鉛化をも阻害す
るので極力低減することが望ましいが、0.02％まで許容
される。

B:微量の添加により焼入性を向上させるので積極的に
用いるが、0.0005％未満ではその効果は小さく、0.005
％を超えて含有してもその効果が飽和するので0.0005〜
0.005％の範囲とする。

Al:脱酸に有効な元素であるとともに黒鉛化の促進に
有効な元素である。また、Ｂの焼入性向上効果を充分に
発揮するためには有用な元素であるので積極的に添加す
るが、0.01％未満ではその効果は小さく、また、0.1％
を超えて含有してもその効果が飽和するので0.01〜0.1
％の範囲とする。

その他不純物としてのＮ、Ｏ、Crはそれぞれ0.007％
以下、0.003％以下、0.01％以下に制限されるが、その
理由について以下に記す。

N:冷間鍛造時に動的歪時効の原因となり変形抵抗を増
加せしめるとともに、Ｂの焼入性向上効果を低減する元
素であるので、低減することが望ましいが0.007％まで
許容される。

O:酸化物系介在物を増加させ、冷間鍛造時の変形能を
劣化させるので低減することが望ましいが、0.003％ま
で許容される。

Cr:強力な炭化物形成元素であり、黒鉛化を阻害する
ので極力低減すべきであるが、0.10％まで許容される。

次に熱間圧延および圧延後の冷却条件について説明す
る。

熱間圧延時の加熱温度を900℃以上とするのは、この
温度未満では熱間圧延時の変形抵抗が過大となり熱間圧
延が困難となるためである。また、1150℃を超える温度
では、加熱時のγ粒径が粗大となり過ぎ、変態前のγ粒
径を細粒とすることが困難となり目標とする微細組織が
得難いので、上限を1150℃とする。

圧延終了後の500℃までの冷却速度を0.1〜30℃/sとす
るのは、0.1℃/s未満の冷却速度で冷却しても黒鉛化の
促進に効果が認められないためであり、一方、30℃/sを
超える冷却速度では硬度が上昇しすぎて切断性が劣化す
るからである。冷却速度は好ましくは0.1〜５℃/sであ
る。

また、冷却停止温度を500℃とするのは、これを上廻
る温度では変態が終了せず、目的とする微細組織が得ら
れないため黒鉛化の促進効果が不充分なためである。

また、焼鈍温度をAc₁点以下とするのは、Ac₁点を超え
る温度域では部分的にγ化が進行し、黒鉛化を阻害する
のでAc₁点以下とする。

また、圧延終了温度は650〜850℃とするのが好まし
い。これは850℃を超える温度域においては黒鉛化の促
進効果が小さく、一方650℃を下廻る温度では熱間圧延
時の変形荷重が高くなり圧延が困難となるためである。

＜実施例＞以下に実施例に即して本発明を説明する。

表２に示す化学成分の鋼を180t転炉により溶製後、真
空脱ガス連続鋳造によりブルームとした後、熱間圧延に
より150mmφビレットとした。さらに、これらのビレッ
トを表２に示す熱間圧延条件および冷却条件により50mm
φの棒鋼とした。

これら棒鋼にAc₁点以下である700℃において５〜15hr
の焼鈍を施した後、15mmφ×22.5mmHの円柱型試験片を
作製し、端面完全拘束の条件下で圧縮試験を実施し、加
工時の冷間変形抵抗及び限界圧縮率を求めた。ここで、
限界圧縮率は試験片に割れの発生し始める圧縮率とし
た。また、焼鈍後のミクロ組織を観察し黒鉛粒数及び炭
化物数を画像解析装置により計数し、黒鉛粒数／（黒鉛
粒数＋炭化物数）×100（％）を黒鉛化率として定量化
した。

これらの結果を表２に付記する。表２により明らかな
通り、本発明に合致するＡ〜Ｅの成分の鋼は、本発明の
熱間圧延条件及び冷却条件により棒鋼とすることにより
５〜15hの焼鈍により黒鉛化が迅速に進行するのに対
し、Ｆ〜Ｊの鋼では本発明の熱間圧延条件及び冷却条件
によって棒鋼とし焼鈍を施しても黒鉛化は全く進行しな
い。

また、この結果冷間加工時の変形抵抗は黒鉛化した材
料の方が、同一Ｃ量で比較すると約10％以上も低く、限
界圧縮率も高く変形能にも優れていることが理解され
る。

また、表３にはＢ鋼を用いて本発明範囲の圧延・冷却
と本発明外の条件により圧延・冷却し、焼鈍を施した場
合を示すが、本発明の条件を逸脱する場合には黒鉛化の
進行が著しく遅いことが理解される。

＜発明の効果＞本発明により冷間変形抵抗が低く、かつ変形能の優れ
た冷間鍛造用鋼材を短時間の焼鈍により得ることが可能
であり、冷間鍛造による機械部品の製造に資すること大
である。

フロントページの続き (56)参考文献特開平２−111842（ＪＰ，Ａ) 特開昭64−25946（ＪＰ，Ａ) 特開昭49−103817（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、C:0.4〜1.1％,Si:0.6〜1.5％,M
n:0.2〜0.9％,S:0.001〜0.03％,B:0.0005〜0.005％,Al:
0.01〜0.1％を含有し、不純物としてのP:0.02％以下,N:
0.007％以下,O:0.003％以下及びCr:0.10％以下に制限
し、残部実質的にFeからなる鋼を、900〜1150℃の温度
域に加熱し、熱間圧延により棒鋼としたのち、圧延終了
温度から500℃までを0.1〜30℃/sの冷却速度で冷却し、
次いでAc₁点以下の温度で焼鈍し炭化物を黒鉛化するこ
とを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。
【請求項２】圧延終了温度が850〜650℃の温度範囲であ
ることを特徴とする請求項１記載の冷間鍛造用鋼の製造
方法。