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技術 冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材

出願人 住友金属工業株式会社
発明者 柴田昌一雨瀬秀夫
出願日 2003年9月22日 (17年3ヶ月経過) 出願番号 2003-329681
公開日 2005年4月14日 (15年8ヶ月経過) 公開番号 2005-097641
状態 特許登録済
技術分野 金属圧延一般 鍛造 金属の引抜加工 鋼の加工熱処理
主要キーワード ブリネル硬さ試験 ナット形状 四角線 ネジ切り加工 冷鍛加工 三元系状態図 切削加工前 ブリネル硬さ
関連する未来課題
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課題

冷間鍛造及び切削加工前素材である伸線材の特性を規定することによって、冷間鍛造性及び被削性を高いバランス両立させることが可能である冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材を提供する。

解決手段

質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.002〜0.20%、Mn:0.25〜0.70%、S:0.020〜0.060%、Al:0.001〜0.003%、P:0.050%以下、N:0.010%以下及びO(酸素):0.01%以下を含有し、残部がFe及び不純物よりなり、連続鋳造法によって製造された鋼片線材熱間圧延し、その後に伸線加工が施された伸線材のブリネル硬さを170〜200とする。

概要

背景

冷間鍛造での成形加工後切削加工が施される部品、例えば、ナットで代表される様な冷間での鍛造成形加工後に中心部ネジ加工のための切削加工が施される部品においては、従来その素材として製鋼炉精錬した鋼を鋳型注入して凝固させるいわゆる造塊法で製造したリムド鋼鋼材が用いられてきた。これは、リムド鋼の場合にはその表面がリム層であるために冷間鍛造性が良好であると共に、その内部にMnS等が集積しており被削性にも優れ、良好な冷間鍛造性と内部の良好な被削性を確保することができるためである。
しかし、いわゆる造塊法の場合には歩留まりが低く、しかも生産性も悪いという問題があった。

上記した造塊法に対して、連続鋳造法の場合には歩留まりが高く、しかも生産性の向上をも図ることが可能である。しかし、連続鋳造法の場合では造塊法と比較すると鋼の冷却速度が大きく、MnSが微細晶出することにより断面内の均一性が高いために冷間鍛造性に乏しいという不具合がある。なお、連続鋳造法により製造した鋼の冷間鍛造性を高めるためにMnS等の非金属介在物を減少させるという方法が採られているが、被削性の低下が生じている。

ここで、上記した不具合に対して被削性を向上させるためにS、Pb等の快削性向上元素の添加が有効であることが知られているが、これらの方法は近年問題を生じている。例えば、SはMnSの様な切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、MnSが増加することになり上記した様に冷間鍛造性の低下が生じてしまう。一方、Pbについては冷間鍛造性の低下を生じることなく被削性の向上を図ることができるものの、環境問題からその添加が制限されつつある。

また、鋼材の成分と介在物組成を調整することによって、冷鍛性と被削性を高める技術が提案されている。

例えば、特許文献1には、「重量%で、C:0.1〜0.85%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.05〜2.0%、P:0.003〜0.2%、S:0.003〜0.5%を含有するとともにAl:0.01%以下、total−O:0.02%以下、total−N:0.02%以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなり、オーステナイト粒径粒度番号が7番以下であることを特徴とする鋼」等が開示されている。
この特許文献1は、一般に鋼は圧延鍛造により加工が加わり、その際の塑性流動により機械的性質に異方性を生じるのであるが、部品を加工した場合にはその異方性の弱い方向への強度が最弱となるために、部品として使用する場合を鑑み、異方性を最低限に抑制し、最弱部の強度(または破壊特性)低下を抑制することによって被削性と強度を両立させる方法である。

また、特許文献2には、「質量%で、C:0.1〜0.85%、Si:0.01〜1.5%、Mn:0.05〜2.0%、P:0.003〜0.2%、S:0.003〜0.5%、Zr:0.0003〜0.01%を含有するとともにAl:0.01%以下、total−O:0.02%以下、total−N:0.02%以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鋼」等が開示されている。
この特許文献2は、鍛造性を向上させるには介在物の形状を極力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効であり、また、例え異方性を生じても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響を小さくできるという点に鑑み、被削性を向上させるMnSを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることによって鍛造性と被削性に優れた鋼を提供するというものである。

更に、特許文献3には、「重量%で、C:0.1〜0.85%、Si:0.01〜1.5%、Mn:0.05〜2.0%、P:0.003%〜0.2%、S:0.003〜0.5%を含有し、さらに、Zr:0.0003〜0.01%、Te:0.003〜0.005%、Ca:0.0002〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%のうち1種または2種以上を含有するとともに、Al≦0.01%、total−O≦0.02%、total−N≦0.02%に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼」等が開示されている。
この特許文献3は、上記した特許文献2と同様に、被削性を向上させるMnSを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることによって鍛造性と被削性に優れた鋼を提供するというものである。

また、特許文献4には、「重量%で、C:0.05〜0.8%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.1〜3.5%、P:0.001〜0.2%、S:0.005〜0.4%、Al:0.001〜0.1%、Ca:0.0005〜0.02%、O:0.0005〜0.01%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ0.1〜10%のCaを含有する円相当径5μm以上の硫化物を3.3mm2当たり5個以上含有することを特徴とする快削鋼」等が開示されている。
この特許文献4は、S、Ca、AlおよびOをそれぞれ適量ずつ複合添加すると、凝固時に先に晶出したCaO−Al2O3−SiO2を核に(Ca、Mn)Sの硫化物が晶出し、これが均一微細に分散されると被削性が改善されること、硫化物のCa含有量が10%より多くなると固くなって被削性が改善されないこと、被削性を改善するためには円相当径5μm以上の硫化物を3.3mm2当たり5個以上含有する必要があるといった知見に基づいて被削性にばらつきが少なく、被削性に優れた快削鋼を提供するというものである。

また、特許文献5には、「C:0.05〜0.8%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.1〜3.5%、P:0.001〜0.2%、S:0.005〜0.4%、Al:0.001〜0.1%、Ca:0.0005〜0.02%、O:0.0005〜0.01%、N:0.001〜0.04%を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、且つCa含有量が40%を超える硫化物の調査観察視野全体面積に対する面積率をA、Ca含有量が0.3〜40%の硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をB、Ca含有量が0.3%より少ない硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をCとする時、A/(A+B+C)≦0.3、かつB/(A+B+C)≧0.1であることを特徴とする旋削加工性に優れた機械構造用鋼」等が開示されている。
この特許文献5は、鋼中の硫化物系介在物中のCa量を調整する事により旋削用工具の表面に硫化物系の工具保護膜を形成し、工具寿命の大幅な向上を図ったものである。

また、特許文献6には、「転炉連続鋳造プロセスにより、重量%でC:0.05〜0.20%、Si<0.20%、Mn:0.5〜1.5%、P<0.12%、S<0.15%、Ca<0.0030%の溶鋼組成を示すスチールウール製造用線材に代表される被削性に優れた鋼材を溶製するにあたり、鋳片および線材中の介在物組成がMnO+CaO−SiO2−Al2O3の三元系状態図上のイ:MnO+CaO=57.0%、SiO2=24.3%、Al2O3=18.7%、ロ:MnO+CaO=43.8%、SiO2=31.0%、Al2O3=25.2%、ハ:MnO+CaO=30.0%、SiO2=40.6%、Al2O3=29.4%、ニ:MnO+CaO=19.3%、SiO2=58.6%、Al2O3=22.1%、ホ:MnO+CaO=57.6%、SiO2=42.4%、Al2O3=0%、ヘ:MnO+CaO=66.8%、SiO2=33.2%、Al2O3=0%の各点を1300℃の等液相線温度で結んだ線で囲まれるMnO+CaO、SiO2、Al2O3の三元系で示した領域になるように調整することを特徴とする被削性に優れた鋼材の製造方法」等が開示されている。
この特許文献6は、溶鋼と反応させるスラグ中のAl2O3、CaO、SiO2含有量を特定の組成に調整することによってスチールウール製造用線材等の被削性に優れた鋼材の製造方法を提供するものである。

上記した様に、特許文献1、特許文献2、特許文献3、特許文献4、特許文献5及び特許文献6は、鋼材の成分や介在物成分を規定するに過ぎず、伸線材の特性について規定がなされることはなかった。

しかしながら、実際に冷間鍛造性及び被削性が問題となるのは、鋼材を熱間圧延し、更に伸線加工を施した後に、この伸線材を用いてある製品を冷間鍛造する際における冷間鍛造性及びこの冷間鍛造製品を切削加工する際における被削性である。即ち、冷間鍛造性及び被削性は鋼材の成分や介在物組成もさることながら、伸線材の特性が非常に重要となってくる。

特開2000−256785号公報 (第2−9頁)

特開2000−319751号公報 (第2−9頁)

特開2000−282169号公報 (第2−8頁)

特開2000−219936号公報 (第2−9頁)

特開2000−34538号公報 (第2−8頁)

特公平8−9731号公報 (第1−4頁)

概要

冷間鍛造及び切削加工前の素材である伸線材の特性を規定することによって、冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立させることが可能である冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材を提供する。 質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.002〜0.20%、Mn:0.25〜0.70%、S:0.020〜0.060%、Al:0.001〜0.003%、P:0.050%以下、N:0.010%以下及びO(酸素):0.01%以下を含有し、残部がFe及び不純物よりなり、連続鋳造法によって製造された鋼片を線材に熱間圧延し、その後に伸線加工が施された伸線材のブリネル硬さを170〜200とする。 なし

目的

本発明は、上記現状に鑑みて創案されたものであって、冷間鍛造及び切削加工前の素材である伸線材の特性を規定することによって、冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立させることが可能である冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材を提供することを目的とするものである。

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.002〜0.20%、Mn:0.25〜0.70%、S:0.020〜0.060%、Al:0.001〜0.003%、P:0.050%以下、N:0.010%以下及びO(酸素):0.01%以下を含有し、残部がFe及び不純物よりなり、連続鋳造法によって製造された鋼片線材熱間圧延し、その後に伸線加工が施された伸線材であって、該伸線材のブリネル硬さが170〜200であることを特徴とする冷間鍛造性被削性に優れた伸線材。

請求項2

加熱温度が1150〜1200℃であり、巻取温度が800〜850℃の条件で前記熱間圧延を行った後に、5〜30%の伸線減面率で前記伸線加工が施されたことを特徴とする請求項1に記載の冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。

請求項3

Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0001〜0.0030%、Ti:0.003〜0.050%及びTe:0.001〜0.010%のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。

技術分野

0001

本発明は伸線材に関する。詳しくは、連続鋳造法により製造された鋼片線材熱間圧延し、その後に伸線加工が施された冷間鍛造性被削性、特にタッピング加工性に優れた伸線材に係るものである。

背景技術

0002

冷間鍛造での成形加工後切削加工が施される部品、例えば、ナットで代表される様な冷間での鍛造成形加工後に中心部ネジ加工のための切削加工が施される部品においては、従来その素材として製鋼炉精錬した鋼を鋳型注入して凝固させるいわゆる造塊法で製造したリムド鋼鋼材が用いられてきた。これは、リムド鋼の場合にはその表面がリム層であるために冷間鍛造性が良好であると共に、その内部にMnS等が集積しており被削性にも優れ、良好な冷間鍛造性と内部の良好な被削性を確保することができるためである。
しかし、いわゆる造塊法の場合には歩留まりが低く、しかも生産性も悪いという問題があった。

0003

上記した造塊法に対して、連続鋳造法の場合には歩留まりが高く、しかも生産性の向上をも図ることが可能である。しかし、連続鋳造法の場合では造塊法と比較すると鋼の冷却速度が大きく、MnSが微細晶出することにより断面内の均一性が高いために冷間鍛造性に乏しいという不具合がある。なお、連続鋳造法により製造した鋼の冷間鍛造性を高めるためにMnS等の非金属介在物を減少させるという方法が採られているが、被削性の低下が生じている。

0004

ここで、上記した不具合に対して被削性を向上させるためにS、Pb等の快削性向上元素の添加が有効であることが知られているが、これらの方法は近年問題を生じている。例えば、SはMnSの様な切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、MnSが増加することになり上記した様に冷間鍛造性の低下が生じてしまう。一方、Pbについては冷間鍛造性の低下を生じることなく被削性の向上を図ることができるものの、環境問題からその添加が制限されつつある。

0005

また、鋼材の成分と介在物組成を調整することによって、冷鍛性と被削性を高める技術が提案されている。

0006

例えば、特許文献1には、「重量%で、C:0.1〜0.85%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.05〜2.0%、P:0.003〜0.2%、S:0.003〜0.5%を含有するとともにAl:0.01%以下、total−O:0.02%以下、total−N:0.02%以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなり、オーステナイト粒径粒度番号が7番以下であることを特徴とする鋼」等が開示されている。
この特許文献1は、一般に鋼は圧延鍛造により加工が加わり、その際の塑性流動により機械的性質に異方性を生じるのであるが、部品を加工した場合にはその異方性の弱い方向への強度が最弱となるために、部品として使用する場合を鑑み、異方性を最低限に抑制し、最弱部の強度(または破壊特性)低下を抑制することによって被削性と強度を両立させる方法である。

0007

また、特許文献2には、「質量%で、C:0.1〜0.85%、Si:0.01〜1.5%、Mn:0.05〜2.0%、P:0.003〜0.2%、S:0.003〜0.5%、Zr:0.0003〜0.01%を含有するとともにAl:0.01%以下、total−O:0.02%以下、total−N:0.02%以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鋼」等が開示されている。
この特許文献2は、鍛造性を向上させるには介在物の形状を極力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効であり、また、例え異方性を生じても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響を小さくできるという点に鑑み、被削性を向上させるMnSを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることによって鍛造性と被削性に優れた鋼を提供するというものである。

0008

更に、特許文献3には、「重量%で、C:0.1〜0.85%、Si:0.01〜1.5%、Mn:0.05〜2.0%、P:0.003%〜0.2%、S:0.003〜0.5%を含有し、さらに、Zr:0.0003〜0.01%、Te:0.003〜0.005%、Ca:0.0002〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%のうち1種または2種以上を含有するとともに、Al≦0.01%、total−O≦0.02%、total−N≦0.02%に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼」等が開示されている。
この特許文献3は、上記した特許文献2と同様に、被削性を向上させるMnSを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることによって鍛造性と被削性に優れた鋼を提供するというものである。

0009

また、特許文献4には、「重量%で、C:0.05〜0.8%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.1〜3.5%、P:0.001〜0.2%、S:0.005〜0.4%、Al:0.001〜0.1%、Ca:0.0005〜0.02%、O:0.0005〜0.01%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ0.1〜10%のCaを含有する円相当径5μm以上の硫化物を3.3mm2当たり5個以上含有することを特徴とする快削鋼」等が開示されている。
この特許文献4は、S、Ca、AlおよびOをそれぞれ適量ずつ複合添加すると、凝固時に先に晶出したCaO−Al2O3−SiO2を核に(Ca、Mn)Sの硫化物が晶出し、これが均一微細に分散されると被削性が改善されること、硫化物のCa含有量が10%より多くなると固くなって被削性が改善されないこと、被削性を改善するためには円相当径5μm以上の硫化物を3.3mm2当たり5個以上含有する必要があるといった知見に基づいて被削性にばらつきが少なく、被削性に優れた快削鋼を提供するというものである。

0010

また、特許文献5には、「C:0.05〜0.8%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.1〜3.5%、P:0.001〜0.2%、S:0.005〜0.4%、Al:0.001〜0.1%、Ca:0.0005〜0.02%、O:0.0005〜0.01%、N:0.001〜0.04%を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、且つCa含有量が40%を超える硫化物の調査観察視野全体面積に対する面積率をA、Ca含有量が0.3〜40%の硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をB、Ca含有量が0.3%より少ない硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をCとする時、A/(A+B+C)≦0.3、かつB/(A+B+C)≧0.1であることを特徴とする旋削加工性に優れた機械構造用鋼」等が開示されている。
この特許文献5は、鋼中の硫化物系介在物中のCa量を調整する事により旋削用工具の表面に硫化物系の工具保護膜を形成し、工具寿命の大幅な向上を図ったものである。

0011

また、特許文献6には、「転炉連続鋳造プロセスにより、重量%でC:0.05〜0.20%、Si<0.20%、Mn:0.5〜1.5%、P<0.12%、S<0.15%、Ca<0.0030%の溶鋼組成を示すスチールウール製造用線材に代表される被削性に優れた鋼材を溶製するにあたり、鋳片および線材中の介在物組成がMnO+CaO−SiO2−Al2O3の三元系状態図上のイ:MnO+CaO=57.0%、SiO2=24.3%、Al2O3=18.7%、ロ:MnO+CaO=43.8%、SiO2=31.0%、Al2O3=25.2%、ハ:MnO+CaO=30.0%、SiO2=40.6%、Al2O3=29.4%、ニ:MnO+CaO=19.3%、SiO2=58.6%、Al2O3=22.1%、ホ:MnO+CaO=57.6%、SiO2=42.4%、Al2O3=0%、ヘ:MnO+CaO=66.8%、SiO2=33.2%、Al2O3=0%の各点を1300℃の等液相線温度で結んだ線で囲まれるMnO+CaO、SiO2、Al2O3の三元系で示した領域になるように調整することを特徴とする被削性に優れた鋼材の製造方法」等が開示されている。
この特許文献6は、溶鋼と反応させるスラグ中のAl2O3、CaO、SiO2含有量を特定の組成に調整することによってスチールウール製造用線材等の被削性に優れた鋼材の製造方法を提供するものである。

0012

上記した様に、特許文献1、特許文献2、特許文献3、特許文献4、特許文献5及び特許文献6は、鋼材の成分や介在物成分を規定するに過ぎず、伸線材の特性について規定がなされることはなかった。

0013

しかしながら、実際に冷間鍛造性及び被削性が問題となるのは、鋼材を熱間圧延し、更に伸線加工を施した後に、この伸線材を用いてある製品を冷間鍛造する際における冷間鍛造性及びこの冷間鍛造製品を切削加工する際における被削性である。即ち、冷間鍛造性及び被削性は鋼材の成分や介在物組成もさることながら、伸線材の特性が非常に重要となってくる。

0014

特開2000−256785号公報 (第2−9頁)

0015

特開2000−319751号公報 (第2−9頁)

0016

特開2000−282169号公報 (第2−8頁)

0017

特開2000−219936号公報 (第2−9頁)

0018

特開2000−34538号公報 (第2−8頁)

0019

特公平8−9731号公報 (第1−4頁)

発明が解決しようとする課題

0020

本発明は、上記現状に鑑みて創案されたものであって、冷間鍛造及び切削加工前の素材である伸線材の特性を規定することによって、冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立させることが可能である冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材を提供することを目的とするものである。

課題を解決するための手段

0021

本発明の要旨は、下記(1)〜(3)に示す冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材にある。

0022

(1)質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.002〜0.20%、Mn:0.25〜0.70%、S:0.020〜0.060%、Al:0.001〜0.003%、P:0.050%以下、N:0.010%以下及びO(酸素):0.01%以下を含有し、残部がFe及び不純物よりなり、連続鋳造法によって製造された鋼片を線材に熱間圧延し、その後に伸線加工が施された伸線材であって、伸線材のブリネル硬さが170〜200であることを特徴とする冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。

0023

(2)加熱温度が1150〜1200℃であり、巻取温度が800〜850℃の条件で熱間圧延を行った後に、5〜30%の伸線減面率で伸線加工が施されたことを特徴とする上記(1)に記載の冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。

0024

(3)Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.0001〜0.0030%、Ti:0.003〜0.050%及びTe:0.001〜0.010%のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。

0025

以下、上記の(1)〜(3)に記載のものをそれぞれ(1)〜(3)の発明という。

0026

本発明者らは、上記した課題を解決するために様々な検討を行い、以下の知見を得た。

0027

(a)一般に快削鋼は快削元素の添加により切屑破砕性を向上させているために旋削加工性は良好であるが、タッピング加工の様な特殊加工の場合には切屑が細かくなりすぎて排出が困難になり、この切屑がタップ寿命を悪くしたり、切屑がネジ部に入り込みネジ形状を悪くしたりする等、却って被削性を悪化させることもあり得るために、冷間鍛造性と被削性を高いバランスで両立させるにあたっては、鋼材の成分や介在物組成のみの規定では不充分である。

0028

(b)伸線材の被削性を向上させるには硬度最適値を選択する必要があり、図1で示す様に、硬度が低すぎても高すぎても被削性が悪くなる。また、伸線材の硬度と冷間鍛造性は、図2で示す様に、略比例関係成立し、硬度が高いほど冷間鍛造性が悪くなる。
即ち、伸線材のブリネル硬さを170〜200と規定し、硬度を最適化することによって冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立させることが可能である。

0029

(c)伸線材の硬度は圧延条件、特に伸線減面率に大きく影響され、伸線減面率と伸線材の硬度は、図3で示す様に、略比例関係が成立する。そのため、上記で規定したブリネル硬さ170〜200の伸線材を得るためには、5〜30%の伸線減面率で伸線加工を施す必要がある。

0030

(d)被削性を改善するためにはCa、Ti及びTeのうち1種または2種以上を添加すれば良い。

0031

本発明は上記の知見に基づいて完成されたものである。

発明の効果

0032

本発明の冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材では、冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立することができ、造塊法で製造されたリムド鋼での製造を余儀なくされていた対象物への連続鋳造化を図ることが可能となる。

発明を実施するための最良の形態

0033

以下、本発明の各要件について説明する。なお、各元素の含有量の「%」表示は「質量%」を意味する。

0034

(A)化学組成
C:0.05〜0.20%
Cは、伸線加工及び冷間鍛造を施した後において必要な強度を確保するためには0.05%以上が必要であり、一方、含有量が0.20%を超えると冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Cの含有量を0.05〜0.20%とした。

0035

Si:0.002〜0.20%
Siは、脱酸のために有効な元素である。しかし、その含有量が0.002%未満ではその効果に乏しく、一方、含有量が0.20%を超えると延性を低下させて冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Siの含有量を0.002〜0.20%とした。

0036

Mn:0.25〜0.70%
Mnは、鋼の基本的な脱酸に用いるために0.25%以上の含有量が必要であり、一方、含有量が0.70%を超えると鋼の強度が上がり冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Mnの含有量を0.25〜0.70%とした。

0037

S:0.020〜0.060%
Sは、被削性を改善する効果があるので0.020%以上の含有量が必要であるが、含有量が0.060%を超えると延伸状の介在物であるMnSの増加により冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Sの含有量を0.020〜0.060%とした。

0038

Al:0.001〜0.003%
Alは、一般に脱酸のために有効な元素である。しかし、その含有量が0.001%未満ではその効果に乏しく、一方、含有量が0.003%を超えると被削性を悪化させてしまう。従って、Alの含有量を0.001〜0.003%とした。

0039

本発明においては、P、N及びO(酸素)の含有量を下記の通りに制限する。これらの元素はいずれも不純物として含まれるものである。

0040

P:0.050%以下
Pは、被削性の改善に効果があるが、含有量が0.050%を超えると冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Pの含有量を0.050%以下に制限した。

0041

N:0.010%以下
Nは、精錬段階で大気中より侵入する元素であるが、含有量が0.010%を超えると窒化物が形成され、鋼の強度が上がり冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Nの含有量を0.010%以下に制限した。

0042

O(酸素):0.01%以下
Oは、含有量が0.01%を超えると硬質介在物が多量に生成し、被削性を悪化させてしまう。従って、Oの含有量を0.01%以下に制限した。

0043

上記(1)及び(2)の発明に係る冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材の化学組成は、上記のCからO(酸素)までの元素と、残部がFe及び不純物からなるものである。

0044

上記(3)の発明に係る冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材の化学組成は、被削性を高めることを目的として上記(1)及び(2)の発明の伸線材のFeの一部に代えて、Ca:0.0001〜0.0030%、Ti:0.003〜0.050%及びTe:0.001〜0.010%のうち1種または2種以上を含有するものである。

0045

Ca:0.0001〜0.0030%
Caは、添加すれば、脱酸元素であり軟質酸化物を生成し被削性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Caが0.0001%以上必要である。一方、Caは異方性低減に有効な元素ではあるが、0.0030%を超える添加は硬質の介在物を多量に生成し、被削性を悪化させることがある。従って、Caを添加する場合には、その含有量を0.0001〜0.0030%とするのが良い。

0046

Ti:0.003〜0.050%
Tiは、添加すれば、脱酸元素であり結晶の微細化を図り被削性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Tiが0.003%以上必要である。一方、0.050%を超える添加は硬質の介在物を生成させ、被削性を悪化させることがある。従って、Tiを添加する場合には、その含有量を0.003〜0.050%とするのが良い。

0047

Te:0.001〜0.010%
Teは、添加すれば、被削性向上元素であり、MnTeを生成し、このMnTeがチップブレーカーの作用をして被削性を高める効果を有する。また、異方性の低減に有効な元素である。この効果を確実に得るためには、Teが0.001%以上必要である。一方、0.010%を超える添加は熱間加工性を低下させて割れの原因となり得る。従って、Teを添加する場合には、その含有量を0.001〜0.010%とするのが良い。

0048

(B)伸線材の硬度
上記した様に、伸線材の硬度と冷間鍛造性は略比例関係が成立し、硬度が高いほど冷間鍛造性が悪くなる。また、伸線材の被削性を向上させるには硬度の最適値を選択する必要があり、硬度が低すぎても高すぎても被削性が悪くなる。従って、伸線材のブリネル硬さを170〜200と規定した。

0049

以下、本発明者らが表1に示す鋼Aを用いて検討した結果を一例として、上記の伸線材の硬度に関する規定について詳しく説明する。

0050

0051

先ず、表1で示す化学組成を有する鋼Aを転炉にて溶製・真空脱ガス(RH)精錬を行い、その後連続鋳造した300mm×400mmのブルームを140mm角ビレット分塊圧延した。次いで、このビレットを素材として、下記の条件で熱間圧延して16.0mmの熱間圧延線材を得た。

0052

ビレット加熱温度:1150℃及び1200℃
圧延巻取温度:800℃及び850℃

0053

また、各条件で製造した熱間圧延線材をHCl若しくはH2SO4で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を行った。続いて、3%、5%、25%、30%及び33%の伸線減面率で丸棒に伸線加工を施した後、丸棒に加工された伸線材を用いて冷間鍛造(ナット形状に冷間鍛造)を行った。
その後、ナット形状の中心部を打ち抜くと共に、打ち抜き中心部にネジ切り加工(タッピング加工)を行い、被削性及び冷間鍛造性について評価を行った。

0054

さて、被削性は、表2で示す切削条件でナット形状の中心部のネジ切り加工を行い、タップ逃げ面の磨耗量200μm以上を限界磨耗量としてタップ寿命によって評価した。

0055

0056

また、冷間鍛造性は、圧縮試験片(H/D=1.5、H:圧縮試験片高さ、D:圧縮試験片径)を製作し、500トンプレスにて高さ方向に圧縮して試験片に割れが発生する際の圧縮率である限界圧縮率によって評価した。なお、ブリネル硬さの測定はJISに規定するZ2243のブリネル硬さ試験試験方法により測定した。

0057

以上の試験結果を図1図2及び図3に示す。

0058

図1は、伸線材の硬度と被削性の関係を示したものである。
図1から、伸線材の被削性を向上させるには硬度の最適値を選択する必要があり、硬度が低すぎても高すぎても被削性が悪くなることがわかる。
さて、被削性に基づく硬度についての最適値であるブリネル硬さ170〜200は、良好な被削性を確保することができる造塊法によって製造した鋼材を基準として判断を行った。即ち、表2で示す化学組成を有する鋼Bを転炉にて溶製・RH精錬を行い、その後造塊法によって製造された140mm角のビレットに分塊圧延し、次いで、ビレット加熱温度:1150℃、圧延巻取温度:800℃で熱間圧延を行い、HCl若しくはH2SO4で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を施し、25%の伸線減面率で丸棒に伸線加工を行って、丸棒に加工された伸線材を用いて冷間鍛造(ナット形状に冷間鍛造)及びナット形状の中心部にネジ切り加工(タッピング加工)を行うことによって得られるナットが有する27万個/タップを基準とし、この27万個/タップ以上の被削性を得ることができる硬度であるブリネル硬さ170〜200を伸線材の硬度の条件とした。

0059

0060

図2は、伸線材の硬度と冷間鍛造性の関係を示したものである。
図2から、伸線材の硬度と冷間鍛造性は略比例関係が成立し、硬度が高いほど冷間鍛造性が悪くなることがわかる。
ここで、冷間鍛造性に基づく硬度についての最適値は、通常の冷間鍛造において、限界圧縮率が76%以上の加工はほとんど行われないために、限界圧縮率が76%以上を基準として考えることとすると、上記した被削性に基づく硬度の最適値であるブリネル硬さ170〜200は限界圧縮率が76%以上という条件をも満たすものである。

0061

図3は、伸線減面率を伸線材の硬度の関係を示したものである。
図3から、伸線減面率と伸線材の硬度は略比例関係が成立し、伸線減面率が高いほど硬度が高くなることがわかる。これは、伸線減面率が高いほど伸線材のフェライト粒径が細かくなるためであると考えられる。
また、上記した被削性に基づく硬度の最適値であるブリネル硬さ170〜200の伸線材を得るためには、5〜30%の伸線減面率で伸線加工を施す必要があることがわかる。

0062

なお、本発明の伸線材は、例えば以下に示す様な方法によって製造することができる。
即ち、先ず、質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.002〜0.20%、Mn:0.25〜0.70%、S:0.020〜0.060%、Al:0.001〜0.003%、P:0.050%以下、N:0.010%以下及びO(酸素):0.01%以下を含有し、残部がFe及び不純物よりなる鋼を転炉にて溶製・RH精錬を行い、その後連続鋳造を行うことによって得られる300mm×400mmのブルームを140mm角のビレットに分塊圧延を行う。次に、このビレットを素材として、加熱温度が1150〜1200℃、巻取温度が800〜850℃の条件で16.0mmの線材に熱間圧延を行い、この熱間圧延線材をHCl若しくはH2SO4で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を行う。その後、5〜30%の伸線減面率で伸線加工を施すことによってブリネル硬さが170〜200である本発明の伸線材を得ることができる。

0063

以下、実施例により本発明を詳しく説明する。

0064

表4に示す化学組成を有する鋼C〜Gを転炉にて溶製・RH精錬を行い、その後連続鋳造した300mm×400mmのブルームを140mm角のビレットに分塊圧延した。次いで、このビレットを素材として、1150℃に加熱し、巻取温度を800℃に調整して熱間圧延を行い16.0mmの熱間圧延線材を得た。

0065

0066

また、この16.0mmの熱間圧延線材をHCl若しくはH2SO4で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を行った。続いて、3%、5%、25%、30%及び33%の伸線減面率で丸棒に伸線加工を施した後、丸棒に加工された伸線材を用いて冷間鍛造(ナット形状に冷間鍛造)を行った。
その後、ナット形状の中心部を打ち抜くと共に、打ち抜き中心部にネジ切り加工(タッピング加工)を行い、被削性及び冷間鍛造性について評価を行った。

0067

なお、ここでは16.0mmの熱間圧延伸線材を丸棒に伸線加工を行う例を挙げて説明を行っているが、ナット用素材伸線については、16.0mmの熱間圧延伸線材を四角線や六角線に伸線加工を行い、四角線や六角線に加工された伸線材を用いてナット形状に冷鍛加工を行う方法であっても構わない。即ち、上記(2)の発明及び(3)の発明に係る冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材の伸線減面率5%〜30%は、熱間圧延伸線材を丸棒に伸線加工を行う場合のみならず、四角線や六角線に伸線加工を行う場合をも含むものである。

0068

さて、被削性は、上記した様に、表2で示す切削条件でナット形状の中心部のネジ切り加工を行い、タップ逃げ面の磨耗量200μm以上を限界磨耗量としてタップ寿命によって評価した。

0069

また、冷間鍛造性は、上記した様に、圧縮試験片(H/D=1.5、H:圧縮試験片高さ、D:圧縮試験片径)を製作し、500トンプレスにて高さ方向に圧縮して試験片に割れが発生する際の圧縮率である限界圧縮率によって評価した。なお、ブリネル硬さの測定はJISに規定するZ2243のブリネル硬さ試験−試験方法により測定した。

0070

以上の各試験結果を表5に整理して示す。

0071

0072

表5から明らかな様に、上記(1)〜(3)までのいずれかの発明で規定する条件から外れ試験番号16〜21の場合には、タップ寿命が低い、冷間鍛造性が悪いのいずれかである。

0073

これに対して、上記(1)〜(3)までのいずれかの発明で規定する条件を満たす試験番号1〜15の場合には、タップ寿命が27万個/タップ以上であり造塊法により製造された伸線材と比較しても略同等のタップ寿命を有しており被削性が高いと共に、通常の冷間鍛造で必要とされる76%の限界圧縮率をも有しており良好な冷間鍛造性を有することが明らかである。

図面の簡単な説明

0074

硬度と被削性との関係を説明するためのグラフである。
硬度と冷間鍛造性の関係を説明するためのグラフである。
伸線減面率と硬度の関係を説明するためのグラフである。

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