冷鍛性優異的鋼線材或棒鋼的制作方法

冷鍛性優異的鋼線材或棒鋼的制作方法
【專利摘要】本發明提供冷鍛性優異的鋼線材、棒鋼。本發明的鋼線材、棒鋼是具備規定的化學成分組成的熱軋狀態的鋼線材/棒鋼，該鋼線材/棒鋼的相對于從截面半徑R×0.5(mm)到中心的區域的平均硬度HV0.2來說高達20HV0.2以上的表層區域的距表面的深度d(mm)滿足式(1)，前述表層區域的鋼組織是鐵素體分率以面積分數計為10％以下且余下是馬氏體、貝氏體和珠光體中的1種或2種以上的鋼組織，從截面半徑R×0.5(mm)到中心的鋼組織是鐵素體-珠光體或鐵素體-貝氏體的鋼組織，除去了附著于表面的氧化皮時的周向的表面粗糙度Ra為4μm以下。
【專利說明】冷鍛性優異的鋼線材或棒鋼

【技術領域】
[0001] 本發明涉及球化退火后的冷鍛性優異的、熱軋狀態的鋼線材或棒鋼（包括鋼筋 (bar-in-coil)。以下相同）。本申請基于2012年4月5日在日本申請的特愿2012-86844 號主張優先權，將其內容援用至此。

【背景技術】
[0002] 近年來，從提高生產率的方面來看能夠減少或省略切削等機械加工的冷鍛的需求 逐漸高漲。冷鍛與熱鍛相比，變形阻力高、變形能力（延性）不足，因此存在的問題是容易 發生模具開裂、鋼材開裂。
[0003] 因此，通常對供于冷鍛的鋼材實施旨在降低變形阻力、改善變形能力的球化退火。 專利文獻1公開了如下的線材/棒鋼，通過規定鐵素體分率而實現軟質化、即使在熱軋狀態 下變形阻力也低，因而具有優異的冷加工性。
[0004] 另外，已知的是球化退火后的變形能力受到球化退火前的組織即前組織的很大影 響。例如，專利文獻2公開了如下方法，前組織的先共析鐵素體分率為5?30面積％、余下 由以貝氏體為主體的組織組成，且前述貝氏體中的滲碳體的板條間隔（lath interval)的 平均值為〇. 3 μ m以上，由此改善變形能力。另外，專利文獻3公開了"球化后的冷鍛性優異 的滲碳（case harderning)用鋼線材/棒鋼，該鋼線材/棒鋼具有包含鐵素體、貝氏體和珠 光體的混合組織，將貝氏體的面積分數規定為30%以上，因而進行球化退火時碳化物能夠 微細化，具有高的變形能力。另外，專利文獻4公開了如下的技術方案，考慮將表層組織的 鐵素體分率規定為10%以下、防止球化退火后的組織的冷加工時的開裂。
[0005] 現有技術文獻
[0006] 專利文獻
[0007] 專利文獻1:日本特開2002-146480號公報
[0008] 專利文獻2:日本特開2001-89830號公報
[0009] 專利文獻3:日本特開2005-220377號公報
[0010] 專利文獻4:日本特開2001-181791號公報


【發明內容】

[0011] 發明要解決的問是頁
[0012] 專利文獻1原本是能夠省略退火的技術，不同于防止加工度大的冷加工下本質上 成問題的鋼材開裂的技術，并非是想要改善鋼材開裂的技術。
[0013] 專利文獻2、專利文獻3、專利文獻4中公開的方法是關于防止加工度大的冷加工 下本質上成問題的鋼材開裂的技術。然而，這些方法在防止開裂的方面還存在進一步改善 的余地。本發明是鑒于上述問題點而首創的，目的在于提供即使是加工度更大的加工下也 可防止作為阻礙冷鍛化的因素的鋼材開裂的、球化退火后的延性優異的熱軋狀態的冷鍛用 鋼線材或棒鋼。
[0014] 用于解決問題的方案
[0015] 本發明人等進行深入研究，結果認識到為了改善變形能力用以防止冷鍛時的鋼材 開裂，恰當地控制鋼材成分、球化退火前的前組織以及鋼材基體的表面粗糙度是有用的。
[0016] 本發明是基于以上全新的認識而做出的，本發明的主要內容如下所述。
[0017] [1] 一種冷鍛性優異的鋼線材/棒鋼，其是化學成分如下的、熱軋狀態的鋼線材/ 棒鋼，
[0018] 所述化學成分以質量％計含有C :0. 1?0. 6 %、Si :0. 01?1. 5%、Μη :0. 05? 2. 5%、Α1 :0· 015 ?0· 3%、Ν :0· 0040 ?0· 0150%，Ρ 被限制在 0· 035% 以下、S 被限制在 0. 025%以下，余量實質上由鐵和無法避免的雜質組成，
[0019] 相對于從距表面的深度為截面半徑RX0. 5 (mm)到中心的區域的平均硬度HV0. 2 來說高達20HV0. 2以上的表層區域的距表面的深度d (mm)滿足下述式（1)，前述表層區域的 鋼組織的鐵素體分率以面積分數計為10%以下、余下是馬氏體、貝氏體和珠光體中的1種 或2種以上，從距表面的深度為截面半徑RX 0. 5 (mm)到中心的鋼組織為鐵素體-珠光體或 鐵素體-貝氏體，除去了附著于表面的氧化皮時的周向的表面粗糙度Ra為4 μ m以下。
[0020] 0· 5 彡 d/R 彡 0· 03(1)
[0021] [2]根據[1]記載的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計還含有Cr: 3. 0%以下、Mo :1. 5%以下、Cu :2. 0%以下、Ni :5. 0%以下和B :0. 0035%以下中的1種或2 種以上。
[0022] [3]根據[1]或[2]記載的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計還含有 Ca :0. 005%以下、Zr :0. 005%以下、Mg :0. 005%以下和Rem :0. 015%以下中的1種或2種 以上。
[0023] [4]根據[1]?[3]中任一項記載的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％ 計還含有Ti :0. 20%以下、Nb :0. 1%以下、V:1.0%以下和W:1.0%以下中的1種或2種以 上。
[0024] [5]根據[1]?[4]中任一項記載的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％ 計還含有Sb :0· 0150%以下、Sn :2· 0%以下、Zn :0· 5%以下、Te :0· 2%以下、Bi :0· 5%以下 和Pb :0. 5%以下中的1種或2種以上。
[0025] [6]根據[1]?[5]中任一項記載的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％ 計還滿足下述式（2)。
[0026] 31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V 彡 55 式（2)
[0027] [7]根據[1]?[6]中任一項記載的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％ 計還含有 Ti :0· 02 ?0· 20 %、B :0· 0005 ?0· 0035 %。
[0028] 發明的效果
[0029] 本發明的鋼線材或棒鋼能夠防止在冷鍛時發生的鋼材的開裂。本發明能夠實現以 往不可能的加工度大的冷鍛，或者能夠省略以往沒有中間退火就不能冷鍛的工序的中間退 火。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0030] 圖1所示為式（2)的值與300°C回火硬度的關系圖。

【具體實施方式】
[0031] 以下詳細地說明用于實施本發明的方式。首先，對于本發明的化學成分的限定理 由進行說明。以下，關于組成的質量％簡記為％。
[0032] C :0.1 ?0.6%、
[0033] C是對鋼材的基本強度有很大影響的元素。然而，C含量小于0. 1%時，得不到充 分的強度，不得不更大量地投入其他的合金元素。另一方面，C含量超過0.6%時，原材料 硬度上升、變形阻力顯著增大，另外導致切削性的大幅降低。因此，本發明中，將C含量設為 0.1?0.6%。優選范圍是0.4?0.6%。
[0034] Si :0· 01 ?1. 5%、
[0035] Si對于鋼的脫氧來說是有效的元素，對于鐵素體的強化和提高回火軟化阻力來說 也是有效的元素。Si小于0. 01 %時，其效果不充分。然而，Si超過1. 5%時，脆化、材料特性 降低，并且切削性大幅降低，此外滲碳性受到阻礙。因此，需要使Si含量處于0. 01?1. 5% 的范圍內。優選范圍是0.05?0.40%。
[0036] Μη :0· 05 ?2. 5%、
[0037] Μη將鋼中的S以MnS的形式固定并使之分散。另外，Μη是固溶在基體中用來提 高淬透性、確保淬火后的強度的必要元素。然而，Μη含量小于0. 05%時，鋼中的S與Fe鍵 合而成為FeS，鋼變脆。另一方面，若Μη含量增加，具體而言，Μη含量超過2. 5 %時，貝1J基 體的硬度增大、冷加工性降低，并且對強度、淬透性造成的影響也飽和。因此，Μη含量設為 0· 05%?2. 5%。優選范圍是0.30?L 25%。
[0038] Α1 :0· 015 ?0· 3%、
[0039] Α1除了對于鋼的脫氧是有效的以外，還將存在于鋼中的固溶Ν以Α1Ν的形式固定、 對于晶粒微細化來說是有效的。另外，含有Β時，對于確保固溶Β來說是有用的。為了得到 上述的效果而需要為〇. 015%以上。然而，超過0. 3%時，過量地生成Α1203，成為疲勞強度 的降低、引起冷鍛開裂的原因，因而將Α1含量設為0. 015?0. 3%。
[0040] Ν :0· 0040 ?0· 0150%
[0041] Ν在鋼中與Al、Ti、Nb、V鍵合而生成氮化物或碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。另 夕卜，小于0. 0040 %時，其效果不充分。然而，超過0. 0150 %時，其效果飽和，而且在熱軋或熱 鍛之前的加熱時未固溶的碳氮化物不固溶地殘留，變得難以增加對于抑制晶粒的粗大化來 說有效的微細的碳氮化物。因此，需要使其含量處于〇. 0040?0. 0150%的范圍內。
[0042] P :0.035% 以下
[0043] 若P含量增加，具體而言，P含量超過0.035 %時，在鋼中基體的硬度變大，不僅是 冷加工性降低，熱加工性和鑄造特性也降低。因此，P含量設為0.035%以下。優選范圍是 0. 02%以下。
[0044] S :0.035% 以下
[0045] S含量超過0.035%時，MnS粗大化、成為冷加工時開裂的起點。根據以上的理由， 需要使S的含量處于0.035%以下。優選范圍是0.01%以下。
[0046] 此外，作為任意含有元素，為了淬透性的提高、強度賦予，還可以含有Cr :3.0%以 下、Mo :1. 5%以下、Cu :2. 0%以下、Ni :5. 0%以下、B:0. 0035%以下中的1種或2種以上。
[0047] Cr :3.0% 以下、
[0048] Cr是提高淬透性并且賦予回火軟化阻力的元素，在需要高強度化的鋼中含有。為 了使淬透性穩定地提高，理想的是Cr含量為0. 1%以上。另外，超過3.0%地含有Cr時，Cr 碳化物生成而鋼脆化。因此，本發明中，含有Cr時，將其含量設為3.0%以下。優選范圍是 0· 1 ?2. 0%。
[0049] Mo :1.5% 以下、
[0050] Mo是賦予回火軟化阻力且使淬透性提高的元素，含于需要高強度化的鋼中。為了 使淬透性穩定地提高，理想的是Mo含量為0. 01 %以上。另外，即便超過1. 5%地含有Mo,而 其效果已飽和。因此，含有Mo時，將其含量設為1.5%以下。優選范圍是0.05?0.25%。
[0051] Cu :2.0% 以下、
[0052] Cu強化鐵素體并且對于提高淬透性和提高耐蝕性來說也是有效的元素。為了使 淬透性和耐蝕性穩定地提高，理想的是Cu含量為0. 1 %以上。另外，即便超過2.0%地含有 Cu，而從機械性質的方面來看效果已飽和。因此，含有Cu時，將其含量設為2.0%以下。另 夕卜，Cu特別易于使熱延性降低、成為軋制時的瑕疵的原因，因而優選的是同時含有Ni。
[0053] Ni :5.0% 以下、
[0054] Ni強化鐵素體、使延性提高并且對于提高淬透性和提高耐蝕性來說也是有效的元 素。為了使淬透性和耐蝕性穩定地提高，理想的是Ni含量為0.1%以上。另外，即便超過 5. 0%地含有Ni，而從機械性質方面來看效果已飽和，切削性降低。因此，含有Ni時，將其含 量設為5. 0%以下。
[0055] B :0.0035% 以下、
[0056] 固溶B使淬透性提高并且使粒界強度提高，提高作為機械部件的疲勞強度、沖擊 強度。為了使淬透性和冷加工性穩定地提高，理想的是B含量為0.0005%以上。另外，即便 超過0.0035%地含有B，而從機械性質方面來看效果已飽和，此外顯著降低熱延性。因此， 含有B時，將其含量設為0. 0035%以下。
[0057] 此外，作為任意含有元素，還可以含有Ca、Zr、Mg、Rem中的1種或2種以上。
[0058] Ca :0.005% 以下、
[0059] Ca是脫氧元素，生成氧化物。諸如本發明鋼那樣含有0. 015%以上的總A1 (T-A1) 的鋼中，含有Ca時形成鋁酸鈣（Ca0Al203)，而該Ca0Al 203與A1203相比是低熔點氧化物，因 而在高速切削時形成工具保護膜，提高切削性。為了使切削性穩定地提高，理想的是Ca含 量為0.0002%以上。另外，Ca含量超過0.005%時，鋼中生成CaS，反而降低切削性。因此， 含有Ca時，將其含量設為0.005%以下。
[0060] Zr :0.005% 以下、
[0061] Zr是脫氧元素，在鋼中生成氧化物。認為該氧化物是Zr02，而該Zr02成為MnS的 析出核，所以MnS的析出位點增加，有使MnS均一分散的效果。另外，Zr還有如下功能：固 溶在MnS中生成復合硫化物，使其變形能力降低，在軋制和熱鍛時抑制MnS的延伸。如此， Zr對于各向異性的減少來說是有效的元素。為了穩定地得到這些效果，理想的是Zr含量為 0. 0003%以上。另一方面，即便超過0. 005%地含有Zr，不僅成品率急劇變差，而且Zr02和 ZrS等硬質的化合物大量生成，反而使切削性、沖擊值和疲勞特性等機械性質降低。因此，含 有Zr時，將其含量設為0. 005%以下。
[0062] Mg :0.005% 以下、
[0063] Mg是脫氧元素，在鋼中生成氧化物。從而將硬質的A1203改變為比較軟質且微細分 散的MgO或A1203 · MgO,提高切削性。另外，它的氧化物易成為MnS的核，還具有使MnS微 細分散的效果。為了穩定地得到這些效果，理想的是Mg含量為0.0003%以上。另外，Mg生 成與MnS的復合硫化物而將MnS球化，但若過量地含有Mg，具體而言，Mg含量超過0. 005% 時，促進獨立的MgS生成，反而使切削性劣化。因此，含有Mg時，將其含量設為0. 005 %以 下。
[0064] Rem :0· 015% 以下、
[0065] Rem (稀土元素）是脫氧元素，生成低熔點氧化物，不僅抑制鑄造時噴嘴堵塞，還具 有在MnS中固溶或與MnS鍵合使其變形能力降低而在軋制和熱鍛時抑制MnS形狀的延伸的 功能。如此，Rem對于各向異性的減少來說是有效的元素。為了穩定地得到這些效果，理想 的是Rem含量為0. 0001 %以上。另外，超過0. 015 %地含有Rem時，大量生成Rem的硫化物， 切削性變差。因此，含有Rem時，將其含量設為0.015 %以下。
[0066] 此外，作為任意含有元素，還可以含有Ti、Nb、V、W中的1種或2種以上。
[0067] Ti :0.20% 以下、
[0068] Ti是形成碳氮化物、抑制奧氏體粒生長、有助于強化的元素，在需要高強度化的鋼 以及要求低應變的鋼中作為用于防止粗大粒的整粒化元素 （granulating element)使用。 另外，Ti也是脫氧元素，還具有通過形成軟質氧化物而使切削性提高的效果。優選的是設 為0.001%以上的含量以便穩定地得到以上的效果。另外，Ti含量超過0. 1%時，作為熱裂 的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，機械性質反而受損。因此，本發明中含有Ti時，將 其含量設為0.20%以下。優選范圍是0.001?0.20%。
[0069] Nb :0.1 % 以下、
[0070] Nb也是形成碳氮化物、利用二次析出硬化來強化鋼、抑制奧氏體粒生長且有助于 強化的元素，在需要高強度化的鋼和要求低應變的鋼中作為用于防止粗大粒的整粒化元素 使用。為了穩定地得到高強度化的效果，理想的是Nb含量為0. 01 %以上。另外，超過0. 1 % 地含有Nb時，作為熱裂的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，機械性質反而受損。因此， 含有Nb時，將其含量設為0. 1 %以下。
[0071] V :1.0% 以下、
[0072] V也是可形成碳氮化物、利用二次析出硬化來強化鋼的元素，含于需要高強度化的 鋼中。然而，為了穩定地得到高強度化的效果，理想的是V含量為0.03%以上。另外，超過 1.0%地含有V時，作為熱裂的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，機械性質反而受損。 因此，含有V時，將其含量設為1.0%以下。
[0073] W :1.0% 以下、
[0074] W也是可形成碳氮化物、利用二次析出硬化來強化鋼的元素。為了穩定地得到高 強度化的效果，理想的是W含量為0. 01 %以上。另外，超過1. 0%地含有W時，作為熱裂的 原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，機械性質反而受損。因此，含有W時，將其含量設為 1. 0%以下。
[0075] 此外，作為任意含有元素，還可以含有513、511、21136、8丨、？13中的1種或2種以上。
[0076] Sb :0· 0150% 以下、
[0077] Sb將鐵素體適度地脆化，使切削性提高。為了穩定地得到切削性提高的效果，理想 的是Sb含量為0.0005%以上。另外，若Sb含量增加、具體而言超過0.0150%時，Sb的宏 觀偏析變得過多，沖擊值大幅降低。因此，Sb含量設為0.0150%以下。
[0078] Sn :2.0% 以下、
[0079] Sn具有使鐵素體脆化而延長工具壽命以及使表面粗糙度提高的效果。為了穩定地 得到這些效果，理想的是Sn含量為0. 005%以上。另外，即便超過2. 0%地含有Sn，而其效 果已飽和。因此，含有Sn時，將其含量設為2.0%以下。
[0080] Zn :0.5% 以下、
[0081] Zn具有使鐵素體脆化而延長工具壽命以及使表面粗糙度提高的效果。為了穩定地 得到這些效果，理想的是Zn含量為0. 0005%以上。另外，即便超過0. 5%地含有Zn，而其效 果已飽和。因此，含有Zn時，將其含量設為0.5%以下。
[0082] Te :0.2% 以下、
[0083] Te是切削性提高元素。另外，具有生成MnTe或與MnS共存而使MnS的變形能力降 低、抑制MnS形狀的延伸的功能。如此，Te對于各向異性的減少來說是有效的元素。為了穩 定地得到這些效果，理想的是Te含量為0.0003%以上。另外，Te含量超過0.2%時，不僅 其效果飽和，而且熱延性降低而易成為瑕疵的原因。因此，含有Te時，將其含量設為0.2% 以下。
[0084] Bi :0.5% 以下、
[0085] Bi是切削性提高元素。為了穩定地得到提高切削性的效果，理想的是Bi含量為 0.005%以上。另外，即使超過0.5%地含有Bi，不僅是切削性提高效果已飽和，而且熱延性 也降低而易成為瑕疵的原因。因此，含有Bi時，將其含量設為0.5%以下。
[0086] Pb :0.5% 以下、
[0087] Pb是切削性提高元素。為了穩定地得到提高切削性的效果，理想的是Pb含量為 0.005 %以上。另外，即使是超過0.5 %地含有Pb，不僅是切削性提高效果已飽和，而且熱延 性也降低而易成為瑕疵的原因。因此，含有Pb時，將其含量設為0. 5%以下。
[0088] 除了以上的成分范圍之外，進一步通過以滿足下述式（2)的方式含有Si、Mn、或進 而含有Cr、Mo、V中的1種或2種以上，從而在通過冷鍛將本發明的鋼線材/棒鋼成形為例 如齒輪之后進行滲碳淬火回火而使用時，提高滲碳淬火回火后的軟化阻力、能夠保持高的 高溫硬度、能夠提高面疲勞強度。由于齒輪咬合時的摩擦導致瞬間達到約300°C，因而通過 抑制300°C回火時的軟化、確保硬度，從而能夠制造面疲勞強度更優異的齒輪部件。
[0089] 對于回火軟化阻力來說以往Si、Mn、Cr、Mo、V是有效的。通過對于成分組成為C : 0· 11 ?0· 60% (質量％，以下相同。）、Si :0· 10 ?1. 5%、Μη :0· 05 ?2. 46%、P :0· 01 ? 0· 03%、S :0· 007 ?0· 01%、Α1 :0· 02 ?0· 025%、Cr :0 ?3. 0%、Mo :0 ?L 5%、V :0 ? 0. 4%、N :0. 0040?0. 0140%的鋼30級別實施滲碳淬火回火處理（以950°C X 300分鐘、 碳勢0.8的條件在氣體滲碳處理后進行淬火，然后實施150°C X90分鐘的回火。）之后保 持300°C X90分鐘從而調查了鋼材的300°C回火硬度，結果如圖1所示，認識到式（2)的值 與300°C回火硬度有一定的關系。根據圖1，通過將式（2)的值設為55以上，從而能夠得到 通常作為齒輪使用的JIS SCM420以上的300°C回火硬度。
[0090] 31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V 彡 55 式（2)
[0091]含有 B :0. 0005 ?0. 0035%和 Ti :0. 02 ?0. 20% 時，B 使淬透性提高，Ti 以 TiN 的形式將N固定而抑制BN的生成、增加固溶B量，由此能夠進一步提高淬透性。進而通過 冷鍛將本發明的鋼線材/棒鋼成形為例如齒輪之后進行滲碳淬火回火而使用時，滲碳淬火 回火之后固溶B在粒界偏析而能夠制造粒界強度提高、低循環疲勞強度優異的部件。
[0092] 接著，對于本發明中應用的組織和硬度的規定理由進行說明。
[0093] 本發明人對于冷鍛用鋼線材的延性提高的對策進行了深入研究，結果弄清了為了 提高球化退火材的延性、防止鍛造開裂，重要的是球化退火后的組織是均一且微細的。并且 認識到為了實現它，有效的是將鋼線材的球化退火前的組織的鐵素體分率抑制在特定量以 下并使余下為微細的馬氏體、貝氏體、珠光體中的1種或2種以上的混合組織。
[0094] 本發明是熱軋狀態的鋼線材或棒鋼，相對于從距表面的深度為截面半徑 RXO. 5(mm)到中心的區域的平均硬度HV0. 2來說高達20HV0. 2以上的表層區域的距表面 的深度d(mm)滿足下述式（1)。另外，前述表層區域的鋼組織的鐵素體分率為10%以下且 余下是馬氏體、貝氏體和珠光體中的1種或2種以上。另外，從距表面的深度為截面半徑 RXO. 5 (mm)到中心的鋼組織為鐵素體-珠光體或鐵素體-貝氏體。
[0095] 0· 5 彡 d/R 彡 0· 03(1)
[0096] 其中，d是相對于從距表面的深度為截面半徑RXO. 5 (mm)到中心的區域的平均硬 度HV0. 2來說高達20HV0. 2以上的表層區域的距表面的深度（mm)。R是鋼線材或棒鋼的截 面半徑。
[0097] 對于硬度分布、組織分布的規定理由進行說明。
[0098] 將圓柱材鐓鍛的情況下，力學上有越靠近表面越容易開裂的傾向，本發明人用實 驗方法調查了將不容易開裂的均一且微細的組織從表面設置到何種深度為好。其結果， 相對于從距表面的深度為截面半徑RXO. 5(mm)到中心的區域的平均硬度HV0. 2來說高達 20HV0. 2以上的表層區域的距表面的深度d小于0. 03R時，從深度d的附近發生龜裂、臨界 開裂（critical cracking)特性變差，因此設為d彡0. 03R。d超過0. 5R時，變形阻力顯著 增大，引發模具壽命的降低，因此設為0. 5R。
[0099] 將前述表層區域的鐵素體分率以面積分數計設為10%以下是基于以下的理由。球 化退火前的組織（前組織）的鐵素體分率高時，球化退火后的滲碳體的分散集中在前組織 中的鐵素體部以外的部分。而其結果是球化退火后的滲碳體的分布不均一、臨界開裂特性 變差。該現象當鐵素體分率以面積分數計超過10%突顯，因此將鐵素體分率以面積分數計 限制在10%以下。優選為5%以下、更優選為3%以下。鐵素體以外的剩余組織為馬氏體、 貝氏體和珠光體中的1種或2種以上。
[0100] 從距表面的深度為截面半徑RXO. 5 (mm)到中心的鋼組織只要為鐵素體-珠光體 或鐵素體-貝氏體、滿足上述的硬度分布，則對于組織分率沒有特別的限制。
[0101] 為了設為上述的硬度分布、組織分布，精軋之后立刻對鋼材表面澆水，由此將鋼材 表面溫度暫時冷卻到100?600°C，然后停止澆水，因內部的保有熱使鋼材表面溫度恢復到 200?700°C。由此，可以抑制表層的鐵素體相變，使鐵素體分率為10%以下，使余下為馬氏 體、貝氏體、珠光體中的1種或2種以上的混合組織。需要說明的是，本發明中，將熱軋后對 鋼材表面澆水而冷卻了的鋼線材/棒鋼稱為"熱軋狀態的鋼線材/棒鋼"。
[0102] 另一方面，對于從距表面的深度為截面半徑RXO. 5(mm)到中心的鋼組織，鋼材表 面的燒水的影響小，因而鐵素體生成、成為鐵素體-珠光體或鐵素體-貝氏體。
[0103] 接著，對于表面粗糙度的規定理由進行說明。
[0104] 對熱軋狀態的鋼線材或棒鋼實施球化退火之后沿長度方向切斷的試驗片進行鐓 鍛時的臨界開裂特性受到基體的表面粗糙度的影響。其中，熱軋狀態的鋼線材或棒鋼呈現 為基體的表面被氧化皮覆蓋的狀態。若單純地測定表面粗糙度，則會變為測定基體之上覆 蓋的氧化皮的表面粗糙度，無法知悉對臨界開裂特性有影響的基體的表面粗糙度。因而， 通過除去附著于表面的氧化皮來測定周向的表面粗糙度，變得能夠測定對臨界開裂特性 有影響的基體的表面粗糙度。對于采用各種條件進行軋制使表面粗糙度大幅變化的軋制 材，調查了除去氧化皮之后的表面粗糙度和臨界開裂特性，結果表面粗糙度越大、臨界開 裂特性越降低，而若使表面粗糙度小至Ra < 4 μ m，則臨界開裂特性不會降低，因而規定為 Ra彡4μπι。Ra是根據JIS B0601 : ' 82中定義的Ra而算出的。
[0105] 其中，氧化皮的除去可以通過酸洗、噴丸等來進行。酸洗例如在濃度10質量％、 60°C的鹽酸溶液中以浸漬時間3?14分鐘（優選為4?12分鐘、更優選為5?10分鐘） 的處理條件進行。除了鹽酸以外，也可以使用硫酸。噴丸例如將直徑0. 5mm、硬度47. 3HRC 的鋼球以投射密度90Kg/m3、投射速度70m/s投射來進行。
[0106] 為了使鋼線材或棒鋼酸洗了時的周向的表面粗糙度Ra為4μ m以下，除了將鋼坯 從加熱爐中取出之后恰當地進行粗軋前的除氧化皮以外，需要的是將從粗軋到精軋的軋制 通材中的鋼材表面溫度保持在高至一定的溫度以上。通過將軋制通材中的鋼材表面溫度的 最低溫度設為860°C以上、優選為900°C以上、進一步優選為910°C以上來實現。軋制通材中 的鋼材表面溫度低時，變形能力降低，形成微細的褶皺狀的變形，表面粗糙度增大。將鋼坯 從加熱爐中取出后，熱軋前或軋制中的除氧化皮通常采用高壓水來實施，為了恰當地進行 除氧化皮，需要設定高的除氧化皮水壓。然而，提高除氧化皮水壓時，乳制通材中的鋼材表 面溫度降低，因而為了確保上述最低溫度，需要適當、準確地設定鋼坯加熱溫度、除氧化皮 水壓。
[0107] 實施例
[0108] 以下根據實施例來具體地說明本發明。需要說明的是，這些實施例用于說明本發 明、而并不限定本發明的范圍。
[0109] 按照表3和表4的條件對具有表1和表2所不化學成分的162mm見方的鋼述進行 軋制。除了試驗編號17以外的所有實施例從軋制后的棒鋼中采取試驗片，調查了顯微組織 和硬度分布、酸洗后的表面粗糙度。然而，對于試驗編號17在軋制后進行一側0. 5mm的外 周車削而制成Φ44的棒鋼，進而從該棒鋼中采取試驗片，調查了顯微組織和硬度分布、表 面粗糙度。
[0110] 接著，在乳制后（其中，試驗編號17為切削后）將暫時冷卻至室溫的棒鋼加熱并 在Acl+5°C?Ac3-5°C的范圍保持20分鐘，實施以5. 5°C /小時以下的冷卻速度緩慢冷卻 到Acl-70°C的球化退火的熱處理，制成以長度方向高達軋制直徑的1. 5倍的方式垂直于棒 鋼的軋制方向地切斷的壓縮試驗片，進行鐓鍛試驗，調查了臨界壓縮率。將結果歸納示于表 3、4。
[0111] 〔硬度分布、顯微組織〕
[0112] 對于將垂直于棒鋼的軋制方向地切斷的截面（C截面）進行樹脂包埋而得到的樣 品，以試驗力1. 961N的條件使用顯微維氏硬度儀（micro Vickers)調查間隔100 μ m的硬度 分布，將相對于從截面半徑RX〇. 5 (mm)到中心的區域的平均硬度HV0. 2來說高達20HV0. 2 以上的區域視為距表面的深度dmm。
[0113] 接著，使用光學顯微鏡，對于表層部是距棒線材的C截面的相差90度的4個方向 的表層為200 μ m深及距表層為dmm深的共計8處，在倍率1000倍下進行觀察，測定鐵素體 分率。另外，在從表層到dmm的范圍內，除了鐵素體以外的是馬氏體、貝氏體和珠光體中的 1種或2種以上。
[0114] 〔表面粗糙度〕
[0115] 進行酸洗的情況下，在濃度10質量％、溫度60°C的鹽酸溶液中浸漬5?10分鐘 而進行酸洗，通過目視確認除去了整個外周的氧化皮之后，測定周向的粗糙度，算出JIS B0601 : ' 82中定義的Ra。
[0116] 〔臨界壓縮試驗〕
[0117] 采用應變速度為lOf的條件的鐓鍛試驗，調查了破損概率達到50%的壓縮率 (%)。關于開裂，通過目視以及根據需要通過光學顯微鏡將龜裂長度為〇. 5_以上視為開 裂。由于模具面壓力的關系，壓縮率將80%設為上限。80%下不發生開裂的情況將臨界壓 縮率視為80%。
[0118] 由表3和表4明確可知，發明例（試驗編號1?27、37?78)的臨界壓縮率明顯 優于比較例（試驗編號28?36)的臨界壓縮率。
[0119] 比較例的試驗編號28、31、32中d的范圍在規定外，由于球化退火前的表層組織不 好，球化退火后的滲碳體沒有充分地均一分散，因此臨界壓縮率降低。編號28、31因由冷卻 時的水量不足、編號32因由水冷帶內的通材速度為高速而導致冷卻不足。
[0120] 比較例編號29、30中軋制溫度低，導致軋制時的變形能力降低，因而表面粗糙度 變差、臨界壓縮率降低。
[0121] 比較例編號33、34中使冷加工性降低的P或S的化學成分超出本申請的規定，結 果加工極限降低。
[0122] 比較例編號35中，將鋼坯從加熱爐取出后，熱軋前的除氧化皮水壓過低，導致未 充分地除氧化皮，因而表面粗糙度超出本申請規定，結果加工極限降低。
[0123] 比較例編號36中，將鋼坯從加熱爐中取出后，熱軋前的除氧化皮水壓過高，造成 軋制通材中的鋼材表面的最低溫度低、在本發明規定外，造成軋制時的變形能力降低，因而 表面粗糙度變差、加工極限降低。
[0124] 此外，對于實施例37?78,在球化退火后進行滲碳淬火回火處理（在以 950°C X300分鐘、碳勢0. 8的條件氣體滲碳處理后進行淬火，然后實施150°C X90分鐘的 回火。）。
[0125] 〔面疲勞強度〕
[0126] 制作輥點蝕試驗用的小輥（具有直徑26mmX寬18mm的圓筒面），以赫氏應力 (Hertz stress) 3000MPa、滑動率-40%、ATF油溫80°C的條件實施輥點蝕疲勞試驗。將直到 點蝕發生為止的反復數記載于表4。點蝕不發生的情況下，輥點蝕疲勞試驗反復10000000 次為止。
[0127] 〔低循環疲勞強度〕
[0128] 制作4點彎曲疲勞試驗片（13mmX80mmL、中央部有3mmV型切口），采用應力比0· 1 的正弦波以1Hz的頻率實施4點彎曲的低循環疲勞試驗。表4記載了 500次強度。
[0129] 滿足式⑵的實施例37?76的面疲勞強度高于實施例77、78。
[0130] 與不含Ti和B的實施例37?56相比，可知含有Ti :0. 02?0. 20 %、含有B : 0. 0005?0. 0035 %的實施例57?78的低循環疲勞優異。
[0131] [表 1]
[0132]

【權利要求】
1. 一種冷鍛性優異的鋼線材/棒鋼，其是化學成分如下的、熱軋狀態的鋼線材/棒鋼， 所述化學成分以質量％計含有C :0· 1?0· 6%、Si :0· 01?1. 5%、Mn :0· 05?2. 5%、 A1 :0· 015 ?0· 3%、N :0· 0040 ?0· 0150%，P 被限制在 0· 035% 以下、S 被限制在 0· 025% 以下，余量實質上由鐵和無法避免的雜質組成， 相對于從距表面的深度為截面半徑RX0. 5 (mm)到中心的區域的平均硬度HV0. 2來說 高達20HV0. 2以上的表層區域的距表面的深度d(mm)滿足下述式（1)，所述表層區域的鋼 組織的鐵素體分率以面積分數計為10%以下、余下是馬氏體、貝氏體和珠光體中的1種或2 種以上，從距表面的深度為截面半徑RX0. 5 (mm)到中心的鋼組織為鐵素體-珠光體或鐵素 體-貝氏體，除去了附著于表面的氧化皮時的周向的表面粗糙度Ra為4 μ m以下。 0· 5 彡 d/R 彡 0· 03 (1)
2. 根據權利要求1所述的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計還含有Cr : 3. 0%以下、Mo :1. 5%以下、Cu :2. 0%以下、Ni :5. 0%以下和B :0. 0035%以下中的1種或2 種以上。
3. 根據權利要求1或2所述的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計還含有 Ca :0. 005%以下、Zr :0. 005%以下、Mg :0. 005%以下和Rem :0. 015%以下中的1種或2種 以上。
4. 根據權利要求1?3中任一項所述的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％ 計還含有Ti :0. 20%以下、Nb :0. 1%以下、V:1.0%以下和W:1.0%以下中的1種或2種以 上。
5. 根據權利要求1?4中任一項所述的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計 還含有Sb :0· 0150%以下、Sn :2· 0%以下、Zn :0· 5%以下、Te :0· 2%以下、Bi :0· 5%以下和 Pb :0. 5%以下中的1種或2種以上。
6. 根據權利要求1?5中任一項所述的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計 還滿足下述式（2)。 31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V ^ 55 式（2)
7. 根據權利要求1?6中任一項所述的鋼線材/棒鋼，其中，鋼的化學成分以質量％計 還含有 Ti :0· 02 ?0· 20%、B :0· 0005 ?0· 0035%。
【文檔編號】C22C38/06GK104204263SQ201380018247
【公開日】2014年12月10日 申請日期:2013年4月1日 優先權日:2012年4月5日
【發明者】宮西慶, 門田淳, 山崎真吾, 本間俊太 申請人:新日鐵住金株式會社