鋼線材或棒鋼的制作方法

鋼線材或棒鋼的制作方法
【專利摘要】鋼線材或棒鋼，其化學成分按質量％計為C：0.1～0.6％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.05～2.5％、Al：0.015～0.3％、N：0.004～0.015％，還可以含有規定的任意元素，余量為鐵和雜質，上述雜質中的P和S為P：0.035％以下、S：0.025％以下，自表面起至深度為截面半徑的15％的表層區域是平均粒徑為1～15μm的鐵素體和平均長徑比為2以下、平均粒徑為0.1～2μm的球狀化滲碳體的鋼組織，自距表面的深度為截面半徑的25％起至中心的內部區域是由平均粒徑為15～40μm的鐵素體、以及珠光體和/或球狀化滲碳體構成的鋼組織，除去表面氧化皮后的表面的圓周方向的表面粗糙度Ra為4μm以下，表面的晶界氧化層的深度為30μm以下。
【專利說明】鋼線材或棒鋼

【技術領域】
[0001] 本發明涉及適合于冷鍛等的鋼線材或棒鋼（包括盤條（bar in coil)。以下相 同）。本申請要求基于2012年6月8日在日本申請的日本特愿2012-131316號的優先權， 將其內容援用至此。

【背景技術】
[0002] 近年來，從提高生產率出發，要求減少或省略以切削為代表的機械加工，因此對中 碳鋼應用冷鍛的需求在增高。然而，中碳鋼的變形阻力高于低碳鋼、低合金鋼，缺乏變形能 力（延性），因此具有容易發生模具開裂、鋼材開裂的問題。因此，對于供于冷鍛的鋼材，為 了減低變形阻力、改善變形能力，一般實施使滲碳體球狀化的球狀化退火。專利文獻1公開 了一種球狀化退火后的冷鍛用棒線材，其中，從表面到深度為棒線材半徑X0. 15的區域， 鐵素體的組織面積分數為10 %以下，余下由回火馬氏體構成或者由回火馬氏體、貝氏體和 珠光體中的一種或兩種構成，中心部為鐵素體-珠光體。
[0003] 專利文獻2公開了一種冷鍛用鋼材，其在鋼材表層部具有深度為0. 01?0. 5mm 的鐵素體脫碳層，且包括該鐵素體脫碳層的全部脫碳區域層相對于鋼材半徑之比是在 0. 039?0. 37的范圍內，使內部為球狀化滲碳體組織，由此加工性優異。
[0004] 專利文獻3公開了冷加工優異的鋼線材，其在從表面起10%以上的區域中，鐵素 體的粒徑為2?5. 5 μ m，且長徑為3 μ m以下、用長徑/短徑表示的長徑比為3以下滲碳體 相對于全部滲碳體為70%。
[0005] 專利文獻4公開了一種高碳鋼帶，其通過規定鐵素體粒徑、滲碳體粒徑、滲碳體的 長徑比、滲碳體密度比而具有優異的冷加工性和淬透性。
[0006] 專利文獻5公開了一種成型性和淬透性優異的高碳鋼板的制造方法，其形成了平 均粒徑為I. 1 μ m以下、平均長徑比為1. 5以下的滲碳體和平均粒徑為2 μ m以上的鐵素體 晶粒。
[0007] 專利文獻6公開了一種冷加工性優異的鋼線材，將從表面到深度為線徑的5? 30%的區域視為表面層時，該表面層的平均粒徑為5 μ m以下，并且將上述表面層中自最表 面起至深度〇. 3?0. 4mm的位置作為最表面層時，該最表面層的平均粒徑為2μηι以上，且 較上述表面層更內部的平均粒徑為10 μ m以下。
[0008] 專利文獻7公開了一種冷加工性優異的鋼線材，其在自表面起線徑的10%以上的 區域中，鐵素體的平均粒徑為2?5. 5 μ m，且長徑為3 μ m以下、用長徑/短徑表示的長徑比 為3以下的滲碳體相對于全部滲碳體為70%以上。然而，限于只規定了鐵素體與滲碳體的 鋼材組織，對于原本冷鍛中對開裂有很大影響的表面粗糙度和表面的晶界氧化深度沒有規 定。
[0009] 專利文獻1?7中公開的方法涉及防止在加工度大的冷加工中構成本質性問題的 鋼材的開裂的技術，最近要求進一步提高冷鍛性。
[0010] 現有技術文獻
[0011] 專利文獻
[0012] 專利文獻1 :日本特許4435954號公報
[0013] 專利文獻2 :日本特許3167550號公報
[0014] 專利文獻3 :日本特開2000-192148號公報
[0015] 專利文獻4 :日本特許3468172號公報
[0016] 專利文獻5 :日本特許3577957號公報
[0017] 專利文獻6 :日本特開2000-119806號公報
[0018] 專利文獻7 :日本特許3527641號公報


【發明內容】

[0019] 發明要解決的問是頁
[0020] 本發明是鑒于上述實情而做出的。本發明的課題是提供能夠防止在加工度高的加 工中成為冷鍛化的阻礙要因的鋼材的開裂的鋼線材或棒鋼。
[0021] 用于解決問題的方案
[0022] 本發明人等為了解決上述課題而進行了深入研究。結果，本發明人等發現，為了改 善用于防止冷鍛時鋼材開裂的變形能力，除了鋼材成分、球狀化退火后的鋼組織以外，適當 控制鋼材的表面粗糙度和晶界氧化層的深度也是有用的。
[0023] 本發明是基于以上新發現而做出的，本發明的要旨如下所述。
[0024] (1) -種鋼線材或棒鋼，其中，該鋼線材或棒鋼的化學成分按質量％計為
[0025] C :0.1 ?0.6%、
[0026] Si :0· 01 ?1. 5%、
[0027] Mn :0· 05 ?2. 5%、
[0028] Al :0· 015 ?0· 3%、
[0029] N :0· 004 ?0· 015%、
[0030] Cr :0 ?3.0%、
[0031] Mo :0 ?1.5%、
[0032] Cu :0 ?2.0%、
[0033] Ni :0 ?5.0%、
[0034] B :0 ?0.0035%、
[0035] Ca :0 ?0.005%、
[0036] Zr :0 ?0.005%、
[0037] Mg :0 ?0.005%、
[0038] Rem :0 ?0· 015%、
[0039] Ti :0 ?0.2%、
[0040] Nb :0 ?0.1%、
[0041] V:0 ?1.0%、
[0042] W:0 ?1.0%、
[0043] Sb :0 ?0· 0150%、
[0044] Sn :0 ?2.0%、
[0045] Zn :0 ?0.5%、
[0046] Te :0 ?0.2%、
[0047] Bi :0 ?0.5%、
[0048] Pb :0 ?0.5%、
[0049] 余量由鐵和雜質構成，所述雜質中的P和S為
[0050] P :0.035% 以下、
[0051] S :0.025 % 以下；
[0052] 自表面起至深度為截面半徑的15%的表層區域是由平均粒徑為1?15 μ m的鐵素 體和平均長徑比為2以下且平均粒徑為0. 1?2 μ m的球狀化滲碳體構成的鋼組織，自距表 面的深度為截面半徑的25%起至中心的內部區域是由平均粒徑為15?40 μ m的鐵素體、以 及珠光體和/或球狀化滲碳體構成的鋼組織，除去表面氧化皮后的表面的圓周方向的表面 粗糙度Ra為4μ m以下，表面的晶界氧化層的深度為30 μ m以下。
[0053] (2)根據⑴所述的鋼線材或棒鋼，其按質量％計含有Cr :0.1?3.0 %、Mo: 0· 01 ?I. 5%、Cu :0· 1 ?2. 0%、Ni :0· 1 ?5· 0%、B :0· 0005 ?0· 0035%中的一種或兩種 以上。
[0054] (3)根據（1)或⑵所述的鋼線材或棒鋼，其含有Ca :0.0002?0.005 %、Zr : 0· 0003 ?0· 005%、Mg :0· 0003 ?0· 005%、Rem :0· 0001 ?0· 015%中的一種或兩種以上。
[0055] (4)根據⑴?⑶中任一項所述的鋼線材或棒鋼，其含有Ti :0· 001?0· 2%、 Nb :0· 01?0· 1%、V :0· 03?L 0%、W :0· 01?L 0%中的一種或兩種以上。
[0056] (5)根據⑴?⑷中任一項所述的鋼線材或棒鋼，其含有Sb :0· 0005? 0. 0150 %、Sn :0. 005 ?2. 0 %、Zn :0. 0005 ?0. 5 %、Te :0. 0003 ?0. 2 %、Bi :0. 005 ? 0· 5%、Pb :0· 005?0· 5%中的一種或兩種以上。
[0057] 發明的效果
[0058] 本發明通過防止冷鍛時發生的鋼材的開裂，可以實現以往不可能的加工度大的冷 鍛，或者可以省略以往沒有中間退火就不可能冷鍛的工序的中間退火。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0059] 圖1是本發明的軋制生產線的概要的例示圖。
[0060] 圖2是本發明的軋制后立即驟冷的概要的例示圖。

【具體實施方式】
[0061] 以下，詳細說明用于實施本發明的方式。
[0062] 首先，說明本發明的化學成分的限定理由。以下，涉及組成的％是指質量％。
[0063] C :0.1 ?0.6%
[0064] C是對鋼材的基本強度具有很大影響的元素。然而，C含量低于0. 1%時，不能獲 得充分的強度，不得不進一步大量投入其他的合金元素。另一方面，C含量超過0.6%時，原 材料硬度升高，導致變形阻力顯著增加、切削性大幅降低。因此，在本發明中，將C含量設定 為0.1?0.6%。需要說明的是，本發明包括C含量為0.1^^0.6%的情況。為了確保作為 部件的強度而進行高頻淬火的情況下，C含量為0. 3?0. 6%，C含量進一步優選為0. 4? 0· 6%。
[0065] Si :0.01 ?I. 5%
[0066] Si是有效用于鋼的脫氧的元素，也是有效用于強化鐵素體和提高回火軟化阻力的 元素。Si低于0. 01 %時，其效果不充分，而超過1. 5%時，脆化、切削性大幅降低，此外阻礙 滲碳性，因此有必要將Si量設定在0. 01?1. 5%的范圍內。需要說明的是，本發明包括Si 含量為0.01 %、1.5%的情況。
[0067] Mn :0· 05 ?2. 5%
[0068] Mn在鋼中將S以MnS形式固定并使之分散。另外，Mn是固溶在基體中，用于提高淬 透性、確保淬火后的強度所必需的元素。然而，Mn含量低于0. 05%時，鋼中的S與Fe鍵合 形成FeS，鋼變脆。另一方面，Mn含量增加時，具體地，Mn含量超過2. 5 %時，坯料的硬度增 高，冷加工性降低，并且對強度、淬透性的影響也達到飽和。因此，Mn含量設定為0. 05%? 2. 5%。需要說明的是，本發明包括Mn含量為0.05%、2. 5%的情況。優選范圍為0.30? 1. 25%。
[0069] Al :0· 015 ?0· 3%
[0070] Al除了鋼的脫氧以外，生成氮化物而抑制晶粒的粗大化。另外，Al將鋼中存在的 固溶N以AlN形式固定，在鋼中含有B的情況下，對于確保固溶B是有用的。為了獲得上述 的效果，有必要為〇. 015%以上。然而，超過0. 3%時，過度地生成Al2O3，成為引起疲勞強度 降低、冷鍛開裂的原因，因此將Al含量設定為0. 015?0. 3%。需要說明的是，本發明包括 Al含量為0. 015%、0. 3%的情況。
[0071] N :0· 004 ?0· 015%
[0072] N在鋼中與Al、Ti、Nb、V鍵合生成氮化物或碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。另外， 低于0. 004%時，其效果不充分，而超過0. 015%時，其效果飽和，而且熱軋時或熱鍛加熱時 未固溶的碳氮化物殘留，對于抑制晶粒的粗大化來說有效的微細碳氮化物的增量變難。因 此，有必要將N的含量設定在0. 0040?0. 015%的范圍內。需要說明的是，本發明包括N含 量為0. 004%、0. 015%的情況。
[0073] 此外，為了提高淬透性、賦予強度，可以含有〇^0、(：11、附、8中的一種或兩種以上 作為任意含有元素。
[0074] Cr :0 ?3.0%
[0075] Cr是提高淬透性并且賦予回火軟化阻力的元素，需要高強度化的鋼可以含有Cr。 為了穩定地獲得這些效果，優選含有0.1%以上的Cr。另外，大量（具體地超過3.0%)含 有Cr時，生成Cr碳化物，鋼發生脆化。因此，含有Cr時，將其含量設定為3.0%以下。需要 說明的是，本發明包括Cr含量為3.0%的情況。
[0076] Mo :0 ?1. 5%
[0077] Mo是賦予回火軟化阻力并且提高淬透性的元素，需要高強度化的鋼可以含有Mo。 為了穩定地獲得這些效果，理想地含有〇. 01%以上的Mo。另外，即使含有超過1. 5%的Mo, 而其效果已飽和。因此，在含有Mo的情況下，將其含量設定為1.5%以下。需要說明的是， 本發明包括Mo含量為1. 5%的情況。
[0078] Cu :0 ?2.0%
[0079] Cu是強化鐵素體并且還有效用于提高淬透性和提高耐蝕性的元素。為了穩定地獲 得這些效果，理想地含有0. I %以上的Cu。另外，即使含有超過2.0%的Cu,從機械性質的 觀點來看，效果已飽和。因此，在含有Cu的情況下，將其含量設定為2.0%以下。需要說明 的是，本發明包括Cu含量為2. 0%的情況。Cu尤其是由于使熱延性降低，容易成為軋制時 瑕疵的原因，因此優選與Ni同時添加。
[0080] Ni :0 ?5.0%
[0081] Ni是強化鐵素體、使延性提高并且還有效用于提高淬透性和提高耐蝕性的元素。 為了穩定地獲得這些效果，理想地含有0. 1 %以上的Ni。另外，即使含有超過5.0%的Ni, 從機械性質的觀點來看，效果已飽和，切削性降低。因此，在含有Ni的情況下，將其含量設 定為5. 0%以下。需要說明的是，本發明包括Ni含量為5. 0%的情況。
[0082] B :0 ?0.0035%
[0083] 固溶B在晶界偏析、使淬透性提高，并且還提高晶界強度，提高作為機械部件的疲 勞強度、沖擊強度。為了穩定地獲得這些效果，理想地含有0.0005%以上的B。另外，即使 含有超過0. 0035%的B，從機械性質的觀點來看，效果已飽和，此外熱延性顯著降低。因此， 在含有B的情況下，將其含量設定為0. 0035%以下。需要說明的是，本發明包括B含量為 0. 0035 %的情況。
[0084] 此外，可以含有Ca、Zr、Mg、Rem中的一種或兩種以上作為任意含有元素。
[0085] Ca :0 ?0.005%
[0086] Ca是脫氧元素，生成氧化物。如本發明鋼那樣，在以總Al (T-Al)計含有0.015% 以上的鋼中，含有Ca時，形成了鋁酸鈣（CaOAl2O3)。該CaOAl 2O3相較Al2O3來說是低熔點氧 化物，因此在高速切削時形成工具保護膜，提高了切削性。為了穩定地提高切削性，理想的 是Ca含量為0. 0002%以上。另外，Ca含量超過0. 005%時，在鋼中生成CaS，反而降低切削 性。因此，在含有Ca的情況下，將其含量設定為0.005%以下。需要說明的是，本發明包括 Ca含量為0.005%的情況。
[0087] Zr :0 ?0.005%
[0088] Zr是脫氧元素，在鋼中生成氧化物。認為該氧化物是ZrO2。由于該ZrO2作為MnS 的析出核，因此具有增加 MnS的析出位點、使MnS均一分散的效果。另外，Zr還具有如下的作 用：固溶在MnS中，生成復合硫化物，使其變形能力下降，抑制軋制和熱鍛時MnS形狀延伸。 照此，Zr是有效減低各向異性的元素，為了穩定有效地獲得這些效果，理想的是Zr含量為 0.0003%以上。另一方面，含有超過0.005%的Zr,成品率卻變得極差。而且，大量地生成 ZrO2和ZrS等硬質化合物，切削性、沖擊值和疲勞特性等機械性質反而降低。因此，在含有 Zr的情況下，將其含量設定為0. 005%以下。需要說明的是，本發明包括Zr含量為0. 005 % 的情況。
[0089] Mg :0 ?0· 005%
[0090] Mg是脫氧元素，在鋼中生成氧化物。而且，在Al脫氧為前提的情況下，將有害于切 削性的Al2O3改性為比較軟質且微細分散的MgO或者Al 2O3和MgO。另外，其氧化物容易成 為MnS的核，還具有使MnS微細分散的效果。為了穩定地獲得這些效果，理想的是Mg含量 為0. 0003 %以上。另外，Mg與MnS的復合硫化物生成，將MnS球狀化，但過量含有Mg時，具 體而言，Mg含量超過0. 005%時，促進單獨生成MgS，切削性劣化。因此，含有Mg時，將其含 量設定為0.005%以下。需要說明的是，本發明包括Mg含量為0.005%的情況。
[0091] Rem :0 ?0· 015%
[0092] Rem(稀土元素）是脫氧元素，生成低熔點氧化物，鑄造時抑制噴嘴堵塞。而且，還 具有如下的作用：在MnS中固溶或與MnS鍵合，使其變形能力下降，抑制軋制和熱鍛時MnS 形狀延伸。照此，Rem是有效減低各向異性的元素，為了穩定地獲得效果，理想的是Rem含 量按總量計為0.0001 %以上。另外，Rem含量超過0.015 %時，大量地生成Rem的硫化物， 切削性變差。因此，在含有Rem時，將其含量設定為0.015%以下。需要說明的是，本發明包 括Rem含量為0.015 %的情況。
[0093] 此外，為了通過形成碳氮化物來實現高強度化、通過增加碳氮化物的量來實現奧 氏體晶粒的整細粒化，可以含有Ti、Nb、V、W中的一種或兩種以上作為任意含有元素。
[0094] Ti :0 ?0.2%
[0095] Ti是形成碳氮化物，抑制奧氏體晶粒的生長、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，作為用于防止粗大晶粒的整粒化元素使用。另外，Ti也是脫 氧元素，通過形成軟質氧化物，還具有提高切削性的效果。為了穩定地獲得以上的效果，理 想地為0. 001 %以上的含量。另外，Ti含量超過0. 2%時，構成熱開裂的原因的未固溶的粗 大碳氮化物析出，反而損害機械性質。因此，本發明中在含有Ti時，將其含量設定為0.2% 以下。需要說明的是，本發明包括Ti含量為0. 2%的情況。
[0096] Nb :0 ?0.1%
[0097] Nb也是形成碳氮化物，通過二次析出硬化而強化鋼、抑制奧氏體晶粒的生長和有 助于強化的元素，在要求高強度化的鋼和要求低應變的鋼中，作為用于防止粗大晶粒的整 粒化元素使用。為了穩定地獲得該效果，理想的是Nb含量為0.01%以上。另外，添加超過 0. 1%的Nb時，構成熱開裂的原因的未固溶的粗大碳氮化物析出，反而損害機械性質。因此 在含有Nb時，將其含量設定為0. 1 %以下。需要說明的是，本發明包括Nb含量為0. 1 %的 情況。
[0098] V:0 ?1.0%
[0099] V也是形成碳氮化物，通過二次析出硬化而強化鋼、抑制奧氏體晶粒的生長和有助 于強化的元素，在需要高強度化的鋼和要求低應變的鋼中，作為用于防止粗大晶粒的整粒 化元素使用。為了穩定地獲得該效果，理想的是V含量為0. 03%以上。另外，含有超過1. 0% 的V時，構成熱開裂的原因的未固溶的粗大碳氮化物析出，反而損害機械性質。因此，含有 V時，將其含量設定為1.0%以下。需要說明的是，本發明包括V含量為1.0%的情況。
[0100] W:0 ?1.0%
[0101] W也是形成碳氮化物，通過二次析出硬化而能夠強化鋼的元素。為了穩定地獲得該 效果，理想的是W含量為0. 01 %以上。另外，含有超過1. 0 %的W時，構成熱開裂的原因的 未固溶的粗大碳氮化物析出，反而損害機械性質。因此，含有W時，將其含量設定為1. 0%以 下。需要說明的是，本發明包括W含量為1.0%的情況。
[0102] 此外，為了提高切削性，可以含有513、511、211、1^、8丨、？13中的一種或兩種以上作為 任意含有元素。
[0103] Sb :0 ?0.0150%
[0104] Sb將鐵素體適度脆化，提高切削性。其效果在固溶Al量多時尤為顯著，理想的是 Sb含量為0.0005%以上。另外，Sb含量增加時，具體而言，超過0.0150%時，Sb的顯微偏 析變得過多，沖擊值大幅降低。因此，Sb含量設定為0.0150%以下。需要說明的是，本發明 包括Sb含量為0. 0150%的情況。
[0105] Sn :0 ?2.0%
[0106] Sn具有使鐵素體脆化、延長工具壽命并且提高切削加工后的表面粗糙度的效果。 為了穩定地獲得該效果，理想的是Sn含量為0. 005%以上。另外，即使含有超過2. 0%的Sn, 其效果已飽和。因此，在含有Sn時，將其含量設定為2.0%以下。需要說明的是，本發明包 括Sn含量為2.0 %的情況。
[0107] Zn :0 ?0.5%
[0108] Zn具有使鐵素體脆化、延長工具壽命并且提高切削加工后的表面粗糙度的效果。 為了穩定地獲得該效果，理想的是Zn含量為0. 0005%以上。另外，即使含有超過0. 5%的 Zn,其效果已飽和。因此，在含有Zn時，將其含量設定為0.5%以下。需要說明的是，本發明 包括Zn含量為0. 5 %的情況。
[0109] Te :0 ?0.2%
[0110] Te是切削性改進元素。另外，通過生成MnTe、與MnS共存，從而具有使MnS的變形 能力降低、抑制MnS形狀延伸的作用。這樣，Te是有效減低各向異性的元素。為了穩定地 獲得這些效果，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，而且熱延性降低而容易成為瑕疵的原因。因此，含有Te時，將其含量設定為0. 2% 以下。需要說明的是，本發明包括Te含量為0.2%的情況。
[0111] Bi :0 ?0.5%
[0112] Bi是提高切削性的元素。為了穩定地獲得該效果，理想的是Bi含量為0. 005%以 上。另外，即使含有超過〇. 5%的Bi,不僅切削性提高效果飽和，而且熱延性降低而容易成 為瑕疵的原因。因此，在含有Bi時，將其含量設定為0.5%以下。需要說明的是，本發明包 括Bi含量為0.5 %的情況。
[0113] Pb :0 ?0.5%
[0114] Pb是切削性改進元素。為了穩定地獲得該效果，理想的是Pb含量為0. 005%以上。 另外，即使含有超過〇. 5%的Pb,不僅切削性提高效果飽和，而且熱延性降低而容易成為瑕 疵的原因。因此，在含有Pb時，將其含量設定為0.5%以下。需要說明的是，本發明包括Pb 含量為0.5 %的情況。
[0115] 本發明的鋼線材或棒鋼含有以上的必需元素和根據需要任意含有的元素，余量由 鐵和雜質構成。雜質是指礦石、廢料等原材料中含有的物質，從制造環境中混入的物質。其 中，雜質中的P和S被限制在下述范圍。
[0116] P :0.035% 以下
[0117] P在鋼中作為雜質含有。然而，P含量超過0.035%時，在鋼中坯料的硬度增大，不 僅冷加工性降低，而且熱加工性和鑄造特性也降低。因此，P含量設定為0.035%以下。需 要說明的是，本發明包括P含量為0.035%的情況。
[0118] S :0.025% 以下
[0119] S在鋼中作為雜質含有。然而，S含量超過0.025%時，MnS粗大化、冷加工時成為 開裂的起點。根據以上理由，需要將S的含量設定為0.025%以下。需要說明的是，本發明 包括S含量為0. 025%的情況。優選范圍為0. 01 %以下。
[0120] 接著，說明本發明的鋼組織和表面性狀的限定理由。本發明人對于提高冷鍛用鋼 材的延性的策略進行了深入研究。結果發現，為了抑制冷鍛時的變形阻力的上升，同時提高 變形能力、防止鍛造開裂，有效的是，將表層的鋼組織的鐵素體微細化，使滲碳體粗大化，以 及減低表面粗糙度、表面的晶界氧化層的深度。
[0121] 即，本發明是如下的鋼線材或棒鋼，其中，自表面起至深度為截面半徑的15%的表 層區域是由平均粒徑為1?15 μ m的鐵素體和平均長徑比為2以下且平均粒徑為0. 1? 2μπι的球狀化滲碳體構成的鋼組織，自距表面的深度為截面半徑的25%起至中心的內部 區域是由平均粒徑為15?40 μ m的鐵素體、以及珠光體和/或球狀化滲碳體構成的鋼組 織，除去表面氧化皮后的表面的圓周方向的表面粗糙度Ra為4 μ m以下，表面的晶界氧化層 的深度為30 μ m以下。
[0122] 實驗調查對圓柱鋼材進行鐓鍛時的鐵素體粒徑的影響，結果表層區域的鐵素體的 粒徑超過15 μ m時，作為冷鍛時的變形能力的指標的極限壓縮率降低。因此，表層區域的平 均鐵素體粒徑限制在15ym以下。在需要進一步的變形能力的情況下，平均鐵素體粒徑可 優選為7 μ m以下，進一步優選為4 μ m以下。形成平均鐵素體粒徑低于1 μ m的超微細粒鋼 時，硬度顯著上升，冷鍛時的變形阻力增加，模具壽命降低，因此將下限規定為Iym以上。 需要說明的是，本發明包括表層區域的平均鐵素體粒徑為15 μ m的情況和為1 μ m的情況這 兩者。
[0123] 表層區域的球狀化滲碳體的粒徑越粗大，極限壓縮率越高，而平均粒徑低于 0. Ιμπι時，其效果不能發揮。因此，規定為0. Ιμπι以上。優選為Ιμπι以上。平均粒徑超 過2 μ m時，極限壓縮率的提高放緩，球狀化退火時間延長，不能工業化生產，因此將上限設 定為2 μ m。需要說明的是，本發明包括表層區域的球狀化滲碳體的平均粒徑為2 μ m的情況 和為0. 1 μ m的情況這兩者。球狀化滲碳體的平均長徑比超過2時，極限壓縮率降低，因此 設定為2以下。需要說明的是，本發明包括球狀化滲碳體的平均長徑比為2的情況。
[0124] 使整個截面為微細的鐵素體時，冷鍛時的變形阻力增加，模具壽命降低。因此，為 了提高極限壓縮率，使從表面到深度為截面半徑的15%的表層區域為微細鐵素體。而且， 自距表面的深度為截面半徑的25%起至中心的內部區域的平均鐵素體粒徑規定為15μπι 以上，抑制變形阻力的上升。平均鐵素體粒徑超過40 μ m、過度粗大的情況下，伸長率、截面 收縮降低。因此，將自距表面的深度為截面半徑的25%起至中心的內部區域的平均鐵素體 粒徑的上限規定為40 μ m以下。需要說明的是，本發明包括內部區域的平均鐵素體粒徑為 40 μ m的情況和為15 μ m的情況這兩者。內部區域的鋼組織除了鐵素體以外為珠光體和/ 或球狀化滲碳體。然而，內部區域在鍛造時處于壓縮狀態，因此從提高極限壓縮率的觀點出 發，對球狀化滲碳體的粒徑和長徑比沒有特別限定。距表面的深度為截面半徑的15%到深 度為截面半徑的25%的中間區域是由表層區域的鋼組織向內部區域的鋼組織過渡的區域。
[0125] 示出用于獲得上述組織的制造條件的一個例子。通過對剛于750?950°C經過精 軋的鋼材表面注水，將鋼材表面溫度先冷卻至Ms點溫度以下。接著，停止注水，鋼材表面溫 度因內部的保有熱而回熱至200?700°C。接著進行或者先空冷到室溫之后進行如下的球 狀化退火，在Acl+5°C?Ac3-5°C的范圍保持20分鐘，以5. 5°C /h以下的冷卻速度緩慢冷卻 至Acl-70°C。最終溫度影響鐵素體粒徑，通過將最終溫度設定為低溫，剛乳制后的奧氏體 被微細化，對鋼材表面注水進行淬火之后的組織也被微細化，球狀化退火后的鐵素體粒徑 也被微細化。球狀化退火的冷卻速度影響滲碳體粒徑，通過減慢冷卻速度，滲碳體粒徑粗大 化，冷卻速度太慢時，在表層區域中，滲碳體粒徑超過2 μ m。冷卻速度太快時，生成珠光體， 球狀化不良。因此，該球狀化退火的冷卻速度的優選范圍為〇. 5?5. 5°C /h。此處的Ms點 溫度可以通過式（1)來計算，Acl點溫度可以通過式（2)來計算（參照"改訂4版金屬r 一 夕7夕"丸善，平成16年2月29日發行，162頁）。另外，Ac3點溫度可以通過式⑶來 計算（參照"鋼〇熱処理改訂5版"丸善，昭和56年8月20日發行，651頁）。
[0126] Ms( 〇C ) = 550-361 X ( % C)-39X ( % Mn)-35X ( % V)-20X ( % Cr)-17X ( % Ni)-10X (% Cu)-5X (% Μη+% ff)+15X (% C〇)+30X (% Al) · · · (I)
[0127] Acl ( °C ) = 723-10. 7 X ( % Mn) -16. 9 X ( % Ni) +29. I X ( % Si) +16. 9 X ( % Cr)+6. 38X (% ff) · · · (2)
[0128] Ac3 ( °C ) = 908-223. 7 X ( % C) +438. 5 X ( % P) +30. 49 X ( % Si) -34. 43 ( % Mn)-23X(%Ni)+2X{100X(%C)-54+6X(%Ni)}· · *(3)
[0129] 對軋制后的鋼材表面立即注水的過程中，與距表面的深度為截面半徑的15%以下 的表層區域相比，自距表面的深度為截面半徑的25%起至中心的內部區域的冷卻速度慢。 因此，注水后，不會成為馬氏體或貝氏體的淬火組織，而是成為鐵素體與珠光體混合的組 織。球狀化退火后，成為由鐵素體、以及珠光體和/或球狀化滲碳體構成的組織。另外，隨 著從表層到中心，鐵素體粒徑變得粗大。
[0130] 接著說明表面粗糙度和晶界氧化深度的限定理由。
[0131] 用將球狀化退火后的鋼線材或棒鋼沿垂直于長度方向的方向切斷的試驗片進行 鐓鍛時的極限開裂特性受坯料的表面粗糙度的影響。調查在各種條件下進行噴丸或酸洗而 大幅改變了表面粗糙度的棒鋼的表面粗糙度和機械開裂特性，結果，表面粗糙度越大，極限 開裂特性降低，但如果將表面粗糙度Ra減小至4 μ m以下，極限開裂特性也不再降低，因此 將表面粗糙度Ra規定為4 μ m以下。需要說明的是，本發明包括表面粗糙度Ra為4 μ m的 情況。
[0132] 用將實施了球狀化退火的鋼線材或棒鋼沿垂直于長度方向的方向切斷的試驗片 進行鐓鍛時的極限開裂特性受表面的晶界氧化層的深度的影響。在熱軋中生成的氧化皮殘 留在鋼線材和棒鋼的表面的狀態下進行球狀化退火時，氧化皮成為氧供給源，在球狀化退 火中與氧的親和力強于Fe的Si、Mn、Cr優先氧化，從表面沿著晶界產生晶界氧化層。對于 大幅改變了晶界氧化層的深度的球狀化退火后的鋼線材和棒鋼，調查晶界氧化層的深度和 極限開裂特性。結果發現，晶界氧化層的深度越深，極限開裂特性降低，但將晶界氧化層的 深度設定為30 μ m以下，極限開裂特性沒有降低。因此，將晶界氧化層的深度規定為30 μ m 以下。
[0133] 為了使表面粗糙度Ra為4 μ m以下、晶界氧化層的深度為30 μ m以下，需要通過酸 洗、噴丸等方法適當除去球狀化退火前的氧化皮。過度的酸洗或噴丸使鋼材的表面粗糙度 變差。相反，不充分的酸洗或噴丸使鋼材表面的氧化皮殘留、球狀化退火后的晶界氧化層的 深度變差。為了使表面粗糙度Ra為4μπι以上、晶界氧化層的深度為30 μ m以下，進行酸 洗的情況下，可以在濃度10質量％、溫度60°C的鹽酸溶液中浸漬4?14分鐘（優選4? 12分鐘，更優選5?10分鐘）。酸洗除了鹽酸以外也可以使用硫酸。進行噴丸時，將直徑 0. 5mm、硬度47. 3HRC的鋼球以投射密度90kg/m2以上、投射速度70m/s進行投射。其中，投 射密度X(kg/m2)根據每單位時間所投射的投射材料的質量W(kg/分鐘）、投射材料的投射 寬度B (m)、鋼材輸送速度V (m/分鐘）由式（4)來定義。
[0134] X = W(BXV) · · ·式（4)
[0135] 實施例
[0136] 以下通過實施例來具體地說明本發明。其中，這些實施例用于說明本發明，但不限 制本發明的范圍。
[0137] 將具有表1所不的化學成分的162mm見方的鋼述按照表2的條件乳制為Φ 45mm 的棒鋼，乳制后立即驟冷，使之回熱后進行空冷。軋制最終溫度、冷卻溫度、回熱溫度用輻射 溫度計測定。圖1例示了各輻射溫度計、乳機、水冷裝置、冷卻床的位置關系，圖2例示了溫 度變化。即，如例示了本發明相關的軋制生產線的概要的圖1所示，在熱軋機2中對用加熱 爐1加熱了的鋼坯進行軋制，用最終輻射溫度計3測定最終溫度。軋制后用水冷裝置4立 即驟冷，冷卻后的溫度用水冷輻射溫度計5測定。回熱之后，回熱溫度用回熱輻射溫度計6 測定，用冷卻床7進行空冷。而且，如例示了本發明相關的軋制后立即驟冷的概要的圖2所 示，通過對剛于Al點以上的750?950°C的最終溫度8精軋后的鋼材表面進行注水，鋼材表 層部11的溫度變化為，在被冷卻至Ms點溫度以下的冷卻溫度9之后，因內部的保有熱而回 熱至200?700°C的回熱溫度10,然后在冷卻床中被空冷。另一方面，鋼材中心部的溫度變 化是對于鋼材表層溫度由最終溫度、回熱溫度的實測值通過二維非穩態熱傳導差分模型來 計算的，結果，鋼材中心部12的溫度變化由于冷卻速度比表層部慢，因此沒有冷卻至Ms點 溫度以下。
[0138] 所得鋼材通過酸洗或噴丸除去氧化皮之后進行球狀化退火。球狀化退火之后，從 棒鋼中采集試驗片，調查顯微組織、表面粗糙度。另外，對在長度方向上高達軋制直徑的1. 5 倍的長度處沿垂直于長度方向的方向切斷的壓縮試驗片進行鐓鍛試驗，調查極限壓縮率。 結果歸納在表3中。
[0139] [顯微組織]
[0140] 球狀滲碳體的平均粒徑和長徑比通過圖像分析掃描型電子顯微鏡照片來求出。表 層區域是在將棒鋼沿垂直于長度方向的方向切斷的切斷面（C截面）的圓心角相差90度的 4個方向的距表層的深度為200 μ m、深度為半徑的15%的部位的共計8個位置上，內部區 域是在C截面的圓心角相差90度的4個方向的深度為半徑的25 %、深度為半徑的50 %、中 心部的共計9個位置上，分別用3000倍的倍率觀察，用圖像分析裝置分析拍攝的照片。平 均粒徑為當量圓直徑。長徑比為（長徑的長度V(短徑的長度）。求出表層區域（8個位 置）、內部區域（9個位置）的平均值。
[0141] 鐵素體粒徑的測定使用掃描型電子顯微鏡附帶的電子背散射衍射（Electron-Ba ck-Scattering-Diffraction(EBSB))裝置。表層區域是在棒線材的C截面的圓心角相差 90度的4個方向的距表面的深度為200 μ m、深度為半徑的15%的部位的共計8個位置上， 根據分別測定400X400 μ m的區域所獲得的鐵素體的晶體取向圖，將取向差為15度以上 的邊界視為鐵素體晶界，用Johnson-Saltykov的方法（參照"計量形態學"內田老鶴圃， S47. 7. 30發行，原著：R. T. DeHoff, F. N. Rhiness. P189)求出平均粒徑。內部區域是在棒線 材的C截面的圓心角相差90度的4個方向的深度為半徑的25%、深度為半徑的50%、中心 部的共計9個位置上，分別測定400X400 μ m的區域，用與上述同樣的方法求出平均粒徑。
[0142] [表面粗糙度]
[0143] 測定圓周方向的粗糙度，算出由JIS B0601:' 82定義的Ra。
[0144] [晶界氧化層的深度]
[0145] 對用樹脂包埋C截面經研磨得到的樣品進行硝酸乙醇腐蝕液蝕刻，通過光學顯微 鏡在倍率400倍下觀察整個圓周，測定晶界氧化層最深的位置到表層的距離。
[0146] [極限壓縮率]
[0147] 關于極限壓縮率，由壓縮速度達到IOmm/分鐘的條件的鐓鍛試驗來調查破損概率 達到50%的壓縮率。將龜裂長度為0.05mm以上的裂紋視為開裂。破損概率是開裂的發生 率。從模具表面壓力的關系來看，將壓縮率的上限設定為80%。80%下不發生開裂的情況 (破損概率低于50%的情況）視作極限壓縮率為80%。
[0148] [變形阻力]
[0149] 變形阻力是以與應變速度IOiT1相當地進行壓縮，由等效應變2這點的等效應力 求出。如表2所示，可知發明例（編號1?24)的極限壓縮率明顯好于比較例（編號25? 34)。
[0150] 比較例編號25的軋制最終溫度低，雖然極限壓縮率足夠，但鐵素體晶粒直到中心 部都是微細的，導致變形阻力高、模具壽命減低，因此不優選。
[0151] 比較例編號26的球狀化退火時的冷卻速度慢，平均滲碳體粒徑粗大化，超出本申 請規定，因此極限壓縮率降低。比較例編號27的軋制最終溫度高，平均鐵素體粒徑粗大化， 超出本申請規定，因此極限壓縮率降低。比較例編號28的球狀化退火時的冷卻速度快，冷 卻中產生珠光體，因此平均滲碳體長徑比變大，超出本申請的規定，所以極限壓縮率降低。
[0152] 比較例編號29、30的使冷加工性降低的P或S的化學成分超出本申請的規定，結 果加工極限降低。
[0153] 比較例編號31由于噴丸過度，比較例編號34由于酸洗過度，因此表面粗糙度增 大，超出本申請的規定，極限壓縮率降低。
[0154] 比較例No. 32、33由于在氧化皮除去不充分的狀態下進行了球狀化退火，因此產 生深度30 μ m以上的晶界氧化層，超出本申請的規定，極限壓縮率降低。
[0155] [表 1]
[0156]

【權利要求】
1. 一種鋼線材或棒鋼，其中，該鋼線材或棒鋼的化學成分按質量％計為 C :0? 1 ?0? 6%、 Si :0? 01 ?1. 5%、 Mn :0. 05 ?2. 5%、 A1 :0. 015 ?0. 3%、 N :0. 004 ?0. 015%、 Cr :0 ?3. 0%、 Mo :0 ?1. 5%、 Cu :0 ?2. 0%、 Ni :0 ?5. 0%、 B :0 ?0? 0035%、 Ca :0 ?0? 005%、 Zr :0 ?0? 005%、 Mg :0 ?0? 005%、 Rem :0 ?0? 015%、 Ti :0 ?0. 2%、 Nb :0 ?0. 1%、 V :0 ?1. 0%、 W :0 ?1. 0%、 Sb :0 ?0. 0150%、 Sn :0 ?2. 0%、 Zn :0 ?0? 5%、 Te :0 ?0? 2%、 Bi :0 ?0. 5%、 Pb :0 ?0? 5%、 余量由鐵和雜質構成，所述雜質中的P和S為 P :0. 035% 以下、 S :0. 025% 以下； 自表面起至深度為截面半徑的15%的表層區域是由平均粒徑為1?15 y m的鐵素體和 平均長徑比為2以下且平均粒徑為0. 1?2 y m的球狀化滲碳體構成的鋼組織，自距表面的 深度為截面半徑的25%起至中心的內部區域是由平均粒徑15?40 ii m的鐵素體、以及珠光 體和/或球狀化滲碳體構成的鋼組織， 除去表面氧化皮后的表面的圓周方向的表面粗糙度Ra為4 ii m以下， 表面的晶界氧化層的深度為30 ii m以下。
2. 根據權利要求1所述的鋼線材或棒鋼，其按質量％計含有Cr :0. 1?3. 0 %、Mo :0? 01 ?1. 5%、Cu :0? 1 ?2. 0%、Ni :0? 1 ?5. 0%、B :0? 0005 ?0? 0035%中的一種或兩種 以上。
3. 根據權利要求1或2所述的鋼線材或棒鋼，其含有Ca :0.0002?0.005%、Zr :0? 0003 ?0? 005%、Mg :0? 0003 ?0? 005%、Rem :0? 0001 ?0? 015%中的一種或兩種以上。
4. 根據權利要求1?3中任一項所述的鋼線材或棒鋼，其含有Ti :0. 001?0.2 %、Nb :0? 01?0? 1%、V :0? 03?1. 0%、W :0? 01?1. 0%中的一種或兩種以上。
5. 根據權利要求1?4中任一項所述的鋼線材或棒鋼，其含有Sb :0.0005?0.0150%、 Sn :0? 005 ?2. 0 %、Zn :0? 0005 ?0? 5 %、Te :0? 0003 ?0? 2 %、Bi :0? 005 ?0? 5 %、Pb : 0. 005?0. 5%中的一種或兩種以上。
【文檔編號】C21D8/06GK104350167SQ201380029973
【公開日】2015年2月11日 申請日期:2013年6月4日 優先權日:2012年6月8日
【發明者】門田淳, 宮西慶, 山崎真吾 申請人:新日鐵住金株式會社