專利名稱：冷鍛性優(yōu)良的鋼絲及其制造方法
技術(shù)領域：
本發(fā)明涉及作為螺栓、螺釘、螺母等機械部件的原材料使用、通過冷鍛或滾壓成形等成形的鋼絲及其制造方法。本發(fā)明特別是涉及能夠抑制成形裂紋的冷鍛性優(yōu)良的鋼絲及其制造方法。需要說明的是，本發(fā)明中作為對象的鋼絲也包括將熱軋棒鋼卷成卷狀的“棒鋼
盤卷”。本申請基于2010年3月2日在日本申請的特愿2010-045621號主張優(yōu)先權(quán)，在此引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
冷鍛由于成品的尺寸精度和生產(chǎn)率優(yōu)良，因此，在鋼制的螺栓、螺釘、螺母等機械部件的成形時，從以往進行的熱鍛改換成冷鍛的趨勢擴大。另外，螺栓和螺母等部件多數(shù)用于結(jié)構(gòu)用途，因此，添加C和Mn等合金元素，賦予強度。但是，如果合金元素含量增大，則鋼材的變形阻力提高和變形能降低，因此，在冷鍛時模具負荷增大，從而具有產(chǎn)生模具的磨損和損傷、或在成形部件上產(chǎn)生加工裂紋等課題。另外，近年來，為了部件制造成本的降低和部件的高功能化，部件形狀也變復雜。因此，對于冷鍛所用的鋼材，要求為軟質(zhì)并且有極高的延展性，以往，通過球狀化退火等熱處理使熱軋材料軟質(zhì)化，從而使加工性提高。關于冷鍛用鋼的加工性，有影響模具負荷的變形阻力和影響加工裂紋的產(chǎn)生的延展性，根據(jù)各用途所要求的特性不同，要求這些性能的二種或者一種?；谶@樣的背景，以往對提高鋼材的冷鍛性的技術(shù)提出了各種方法。在專利文獻I中公開了 通過使鐵素體粒子的平均粒徑為2 5. 5 μ m,并且將長徑為3 μ m以下、且長寬比為3以下的滲碳體的比率相對于全部滲碳體為70%以上的范圍設定為距表面為線徑的10%以上，由此提高冷加工性。該方法在使裂紋的產(chǎn)生位置為軋制線材的表面附近的加工時有效，但對于裂紋的產(chǎn)生位置為軋制線材的內(nèi)部的加工來說，加工性的提高效果小。實際的冷鍛是在切斷軋制線材后進行冷鍛，因此，多數(shù)情況下軋制線材的表面附近不會成為裂紋的產(chǎn)生位置，效果受到限制。專利文獻2中公開了 通過將滲碳體間距的標準偏差除以滲碳體間距的平均值而得到的值設定為O. 50以下，即，通過使?jié)B碳體間的間隔幾乎均勻，冷鍛時的變形阻力降低，并且裂紋降低。但是，該方法中，熱軋后的組織成為模擬珠光體和貝氏體組織主體的組織。在退火前組織像這樣為微小組織的情況下，在退火后，鐵素體粒子不會變粗大，變形阻力聞，從而在冷鍛時具有|旲具負荷提聞的課題?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I :日本特開2000-73137號公報專利文獻2 :日本特開2006-316291號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題本發(fā)明的目的在于，提供能夠賦予機械結(jié)構(gòu)用所需要的強度、并且具有優(yōu)良的冷鍛性的鋼絲及其制造方法。用于解決課題的手段本發(fā)明是為了解決上述課題而進行的，其主旨如下。
(I)本發(fā)明的第一方案為一種鋼絲，其成分組成以質(zhì)量％計含有C 0. 259Γ0. 60%、Si 0. 01% 0· 40%、Mn :0. 20%"I. 50%,且限制 Cr 為 O. 20% 以下、P 為 O. 030% 以下、S 為 O. 040%以下、N為O. 010%以下、O為O. 0040%以下，剩余部分包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，金屬組織實質(zhì)上由鐵素體粒子和球狀碳化物構(gòu)成。上述鐵素體粒子的平均粒徑為15μπι以上，上述球狀碳化物的平均粒徑為O. 8 μ m以下且最大粒徑為4. O μ m以下，并且每Imm2的上述球狀碳化物的個數(shù)為O. 5 X IO6X C9T5. O X IO6X C%個，上述球狀碳化物中，粒徑為O. I μ m以上的球狀碳化物間的最大距離為10 μ m以下。(2)上述(I)所述的鋼絲的上述成分組成以質(zhì)量％計可以還含有Al :O. 001 O. 060%、Ti 0. 002 O. 050%、Ca 0. ΟΟΟΓΟ. 010%、Mg :0· ΟΟΟΓΟ. 010%、Zr O. 000Γ0. 010%,B 0. 000Γ0. 0060%,Mo 0. 0Γ0. 10%,Ni 0. 0Γ0. 20%,Cu 0. 0Γ0. 25%,Nb O. 00Γ0. 04%,V 0. 0Γ0. 20%,Co 0. 00Γ0. 2%、W 0. 00Γ0. 2%,REM 0. 0005 O. 01% 中的至少一種。(3)本發(fā)明的第二方案為上述(I)或(2)所述的鋼絲的制造方法，其具備加熱工序，對具有上述(I)或(2)所述的成分組成的鋼坯進行加熱；熱軋工序，對上述鋼坯進行將軋制結(jié)束溫度設定為Arl溫度以上的熱軋，由此得到軋制線材；第一冷卻工序，對上述軋制線材以20°C /秒以上且100°C /秒以下的平均冷卻速度從上述軋制結(jié)束溫度冷卻至600°C ;第二冷卻工序，對上述第一冷卻工序后的上述軋制線材以15°C /秒以下的平均冷卻速度從600°C冷卻至550°C ;保持工序，將上述第二冷卻工序后的上述軋制線材在5000C 600°C、并且450+8. 5 XFl°C以上的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上且150秒以下；拉絲加工工序，對上述保持工序后的上述軋制線材進行斷面收縮率為25%以上且50%以下的拉絲加工而得到拉絲材料；和退火工序，對上述拉絲材料在650°C以上且Acl以下進行退火，其中，Ac 1=723-10. 7XMn%+29. lXSi%, Fl=20 X Si%+35 X Cr%+55 XMo%0發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，通過使鋼絲的變形能力提高，由此使利用冷鍛進行的復雜形狀部件的成形成為可能，從而制品成品率和生產(chǎn)率提高。另外，以往難于進行的復雜形狀部件的一體成形成為可能。


圖I是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了鐵素體粒徑與變形阻力的關系的圖。圖2是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了碳化物最大粒徑與臨界壓縮率的關系的圖。圖3是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了碳化物平均粒徑與臨界壓縮率的關系的圖。
圖4是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了球狀碳化物個數(shù)除以C%而得到的值與臨界壓縮率的關系的圖。圖5是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了碳化物間最大距離與臨界壓縮率的關系的圖。圖6是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了 Cr量與變形阻力的關系的圖。圖7是關于實施例以及比較例的鋼絲示出了 Fl與保持溫度的關系的圖。
具體實施例方式本發(fā)明人們?yōu)榱颂岣咪摻z的冷鍛性，研究了金屬組織對變形阻力和延展性帶來的影響。其結(jié)果，得到如下見解著眼于碳化物的個數(shù)密度和鐵素體粒徑會對變形阻力產(chǎn)生影響，為了降低變形阻力而得到良好的加工性，縮小碳化物的個數(shù)密度、增大鐵素體粒徑是有效的。另一方面，得到如下見解著眼于碳化物的粒徑和鐵素體粒徑會對延展性產(chǎn)生影響，為了提高延展性，縮小碳化物的粒徑并且使鐵素體粒子微小化是有效的。由于這樣的理由，如果要改善變形阻力，則另一方面具有延展性劣化的傾向，為了使變形阻力和延展性均提高，本發(fā)明人們對鋼絲的金屬組織的改良進行了研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，同時滿足以下條件是有效的(a)使鐵素體粒子為粗粒；(b)將球狀碳化物的個數(shù)密度限定在特定的范圍內(nèi)；(C)降低球狀碳化物的平均粒徑和最大粒徑；
(d)使球狀碳化物間的分散均勻。以往技術(shù)中，為了使含有O. 2^0. 6%的碳的中碳鋼的鐵素體粒子粗?；?，需要增大球狀碳化物的粒徑、降低個數(shù)密度。因此，難以同時實現(xiàn)鐵素體粒子的粗粒化和球狀碳化物的微小化。但是，本發(fā)明人們通過將鋼材成分控制在適當?shù)姆秶鷥?nèi)，改良制造方法，由此成功地同時實現(xiàn)鐵素體粒子的粗大化和球狀碳化物的微小化，即，成功地同時實現(xiàn)變形阻力的降低和延展性的提高。更具體而言，發(fā)現(xiàn)了 為了同時實現(xiàn)鐵素體粒子的粗大化和球狀碳化物的微小化，重要的是(e)采用降低了 Cr含量的鋼成分；(f)將熱軋線材的組織設定為先共析鐵素體的分率小且層間隙微小的珠光體組織；(g)通過拉絲加工等導入位錯；(h)碳化物的球狀化在Acl以下的溫度范圍內(nèi)進行退火。由此得到以往難以得到的中碳鋼的鐵素體粒子為粗粒并且分散有微小的球狀碳化物的組織。需要說明的是，作為具有由粗粒鐵素體和微小球狀碳化物形成的組織的鋼絲的冷鍛性優(yōu)良的理由，可以認為是通過使容易成為成型裂紋的產(chǎn)生起點的球狀碳化物的粒徑變微小，能夠抑制龜裂的產(chǎn)生，使變形阻力降低，因此，即使使鐵素體粒子為粗粒，也能抑制延展性的劣化。以下，對基于上述的見解進行的本發(fā)明的實施方式，詳細進行說明。
(第一實施方式)以下，對本發(fā)明的第一實施方式的冷鍛性優(yōu)良的鋼絲的金屬組織進行說明。(金屬組織)本實施方式的鋼絲的金屬組織實質(zhì)上由鐵素體粒子和球狀碳化物構(gòu)成。在金屬組織中包含貝氏體組織和馬氏體組織時，變形阻力增大并且延展性降低，從而使冷鍛性劣化，因此，優(yōu)選不含有這些組織。“金屬組織實質(zhì)上由鐵素體粒子和球狀碳化物構(gòu)成”是指金屬組織的面積率的97%以上為鐵素體粒子和球狀碳化物，換言之是指，如果面積率低于3%，則允許貝氏體組織或馬氏體組織等的存在。(鐵素體粒子的平均粒徑)鐵素體粒子的粗?；棺冃巫枇档?，使冷鍛時的模具負荷降低。鐵素體粒子的平均粒徑低于15μπι時，變形阻力的降低效果小。因此，鐵素體粒子的平均粒徑的下限優(yōu)選為 15 μ m。鐵素體粒子的平均粒徑例如使用EBSP (電子背散射衍射Electron BackScattering Pattern)裝置進行測定。具體而言，在與鋼絲的長度方向垂直的鋼絲斷面的表層(表面)附近部、1/4D部(從鋼絲的表面向鋼絲的中心方向距離鋼絲的直徑D的1/4的部分)、和1/2D部(鋼絲的中心部分)分別測定275 μ mX 165 μ m的范圍。從所測定的鐵素體組織的結(jié)晶取向圖，將取向差達到15度以上的邊界視為鐵素體晶界。需要說明的是，將一個鐵素體粒子的當量圓粒徑定義為鐵素體粒子的粒徑，將其體積平均定義為平均粒徑。體積平均是在排除粒徑低于I μ m的晶粒之后來計算的。(球狀碳化物的最大粒徑)球狀碳化物的最大粒徑對成形裂紋的產(chǎn)生產(chǎn)生影響，最大粒徑變粗大時，從受到變形的碳化物的周圍產(chǎn)生裂紋，從而容易發(fā)生破裂。球狀碳化物的最大粒徑超過4. Ομπι時，延展性降低，容易產(chǎn)生冷鍛破裂。因此，將球狀碳化物的最大粒徑的上限設為4. O μ m、優(yōu)選設為3. Oym以下。(球狀碳化物的平均粒徑)球狀碳化物的平均粒徑超過O. 8 μ m時，延展性降低，容易產(chǎn)生冷鍛破裂。因此，將球狀碳化物的平均粒徑的上限設為O. 8 μ m、優(yōu)選設為O. 6 μ m。需要說明的是，球狀碳化物是指由碳化物的長徑/短徑表示的長寬比為5以下的滲碳體。如果球狀碳化物以外的滲碳體相對于全部滲碳體的體積率低于5%，則對冷鍛性的影響小，因此，可以含有低于5%的球狀碳化物以外的滲碳體。需要說明的是，球狀碳化物的平均粒徑是指球狀碳化物的當量圓直徑的個數(shù)平均。個數(shù)平均是在排除當量圓直徑低于
O.I μ m的球狀碳化物之后來計算的。(每Imm2的球狀碳化物的個數(shù))在每Imm2的球狀碳化物的個數(shù)低于O. 5X 106XC%個的情況下，在冷鍛時，在碳化物的周圍產(chǎn)生裂紋，從而有時發(fā)生加工破裂。另外，在超過5. O X IO6X C%個的情況下，變形阻力增加，從而使模具負荷增加。因此，將每Imm2的球狀碳化物的個數(shù)的下限設為O. 5 X IO6 X C%個、優(yōu)選設為I. O X IO6 X C%個，將上限設為5. O X IO6 X C%個、優(yōu)選設為
2.OX IO6XC%個。需要說明的是，“C%”是指C含量(質(zhì)量％)，例如C含量為O. 45質(zhì)量％的情況下，C%=0. 45。Mn%、Mo%、Si%、Cr%等標記也同樣是指各成分的含量。
(球狀碳化物間的最大距離)O. I μ m以上的球狀碳化物間的最大距離超過10 μ m時，球狀碳化物的分布變得不均勻，出現(xiàn)強度的不均勻部位。如果存在強度的不均勻部位，則在鍛造加工時，通過變形局部地集中，有時會產(chǎn)生冷鍛破裂。因此，將球狀碳化物間的最大距離的上限設為10 μ m、更優(yōu)選設為8 μ m。球狀碳化物的平均粒徑、球狀碳化物最大粒徑、球狀碳化物的個數(shù)/C、球狀碳化物間距例如通過對掃描型電子顯微鏡照片進行圖像分析而求得。具體而言可以通過如下步驟求出，即在與鋼絲的長度方向垂直的鋼絲斷面的表層(表面)附近部、1/4D部(從鋼絲的表面向鋼絲的中心方向距離鋼絲的直徑D的1/4的部分)和1/2D部(鋼絲的中心部分)，以5000倍的倍率觀察25 μ mX 20 μ m的視野各5個視野、共 計15個視野，對拍攝照片進行圖像分析。將球狀碳化物的當量圓直徑的個數(shù)平均作為平均粒徑，將測定視野中的最大粒徑作為最大粒徑。另外，將在不含有O. I μπι以上的碳化物的范圍內(nèi)繪制的圓的最大直徑作為碳化物間的最大距離。下面，對本實施方式的鋼絲的成分組成進行說明。本實施方式的鋼絲中含有C、Si、Mn作為必需的化學成分。以下，對各化學成分的優(yōu)選的含量的范圍及其理由進行說明。需要說明的是，本申請中，表示含量的％是指質(zhì)量％。(C 0. 25 O. 60%)C確保作為機械部件的強度。低于O. 25%時，無法確保作為機械部件所需要的強度，超過O. 60%時，延展性以及韌性發(fā)生劣化。因此，關于C含量，使下限值為O. 25%、優(yōu)選為O. 30%、更優(yōu)選為O. 35%，使上限值為O. 60%、優(yōu)選為O. 55%、更優(yōu)選為O. 50%ο(Si 0. 01 O. 40%)Si作為脫氧元素發(fā)揮功能，并且是對鋼賦予必要的強度、淬火性且對提高回火軟化阻力有效的元素。低于O. 01%時，這些效果不充分，超過O. 40%時，韌性、延展性發(fā)生劣化，同時硬度上升，冷鍛性劣化。因此，關于Si含量，使下限值為O. 01%、優(yōu)選為O. 03%、更優(yōu)選為O. 05%，使上限值為
0.40%、優(yōu)選為O. 35%、更優(yōu)選為O. 30%ο(Mn 0. 20 1· 50%)Mn是用于對鋼賦予必要的強度、淬火性所必需的元素。低于O. 20%時，效果不充分，超過I. 50%時，韌性發(fā)生劣化，并且硬度上升，冷鍛性劣化。因此，關于Mn含量，使下限值為O. 20%、優(yōu)選為O. 25%、更優(yōu)選為O. 30%,使上限值為
1.50%、優(yōu)選為I. 25%、更優(yōu)選為I. 00%。本實施方式的鋼絲中，P、S、Cr、N、O的含量受到限制。以下對各化學成分的能夠允許的含量的范圍及其理由進行說明。(P 0. 030% 以下)P會提高冷鍛時的變形阻力，使韌性劣化。另外，由于發(fā)生晶界偏析，使淬火回火后的晶界脆化，從而使韌性劣化，因此，優(yōu)選降低P含量。因此，關于P含量，限制為O. 030%以下，優(yōu)選限制為O. 025%以下，更優(yōu)選限制為O. 020% 以下。
(S 0. 040% 以下)S與Mn等合金元素反應而以硫化物的形式存在。這些硫化物使切削性提高。S含量超過O. 040%時，會使冷鍛性發(fā)生劣化，并且會使淬火回火后的晶界脆化，從而韌性發(fā)生劣化。因此，關于S含量，限制為O. 040%以下，優(yōu)選限制為O. 035%以下，更優(yōu)選限制為O. 030% 以下。(Cr 0. 20% 以下)Cr通過O. 01%以上的含量，具有使鋼的淬火性提高并且提高強度的效果，但如果含量增加，則在退火時阻礙層狀珠光體的球狀化，使冷鍛性劣化。如果含量超過O. 20%，則在 工業(yè)上能夠廉價地量產(chǎn)的退火時間下的球狀化變得困難。因此，關于Cr含量，限制為O. 20%以下，優(yōu)選限制為O. 15%以下，更優(yōu)選限制為O. 10%以下。(N :0.010% 以下)N通過O. 001%以上的含量，在作為機械部件使用時，將使原奧氏體晶粒微小化，從而使靭性提高。另外，N與Al、Ti等鍵合而形成氮化物，作為釘軋粒子發(fā)揮作用，使晶粒微小化。N含量低于O. 001%時，氮化物的析出量不足，晶粒變粗大，延展性發(fā)生劣化，因此，可以將下限值規(guī)定為O. 001%、優(yōu)選規(guī)定為O. 002%。另一方面，N含量超過O. 010%時，通過由固溶N引起的動態(tài)應變時效，變形阻力增加，使加工性劣化。因此，關于N含量，限制為O. 010%以下，優(yōu)選限制為O. 008%以下，更優(yōu)選限制為O. 006% 以下。(O 0. 0040% 以下)0(氧)會在鋼中不可避免地含有，以Al或Ti等的氧化物存在。O含量高時，形成粗大的氧化物，引起疲勞損壞。因此，關于O含量，抑制為O. 0040%以下，優(yōu)選抑制為O. 0030%以下，更優(yōu)選抑制為O. 0020% 以下。(剩余部分鐵和不可避免的雜質(zhì))上述化學成分以外的成分組成(剩余部分)在不含有下述所示的選擇性地添加的化學成分的情況下，包含鐵和不可避免的雜質(zhì)。不可避免的雜質(zhì)的含量只要是不使本發(fā)明的效果顯著劣化的程度就是允許的，但優(yōu)選盡可能使其降低。本實施方式的鋼絲可以進一步含有Al、Ti、Ca、Mg、Zr、B、Mo、Ni、Cu、Nb、V、Co、W、REM中的至少一種作為選擇性地添加的化學成分。在鋼絲中添加各化學成分時的優(yōu)選的含量及其理由如下。需要說明的是，這些成分為選擇性地添加的成分，因此，可以說各成分的下限值均為0%。(Al 0. 001 O. 060%)Al以脫氧以及奧氏體晶粒的微小化為目的進行添加。通過使奧氏體晶粒徑微小化，進行淬火回火從而對機械部件賦予強度時，將使靭性提高。Al作為脫氧元素發(fā)揮作用，并且形成AlN而作為釘軋粒子發(fā)揮作用，使奧氏體晶粒徑微小化。另外，Al將固溶N固定，抑制動態(tài)應變時效，具有降低變形阻力的效果。Al的添加量低于O. 001%時，這些效果不能發(fā)揮，另外，超過O. 060%時，效果飽和，并且鋼材的生產(chǎn)率劣化，因此，將上限設為O. 060%。
(Ti 0. 002 O. 050%)Ti以脫氧以及奧氏體晶粒的微小化為目的進行添加。通過使奧氏體晶粒徑微小化，進行淬火回火從而對機械部件賦予強度時，將使靭性提高。Ti作為脫氧元素發(fā)揮作用，并且形成TiN而作為釘軋粒子發(fā)揮 作用，使奧氏體晶粒徑微小化。另外，Ti將固溶N固定，抑制動態(tài)應變時效，具有降低變形阻力的效果。Ti的添加量低于O. 002%時，這些效果不起作用，另外，超過O. 050%時，生成粗大的TiN，疲勞特性劣化，因此，將上限設為O. 050%。(Ca 0. 000Γ0. 010%)(Mg 0. ΟΟΟΓΟ. 010%)(Zr 0. ΟΟΟΓΟ. 010%)Ca、Mg、Zr以脫氧為目的進行添加。這些元素對脫氧有效，并且使氧化物微小化，具有使疲勞強度提高的效果。添加量低于0.0001%時，沒有效果，超過0. 010%時，形成粗大的氧化物，疲勞特性劣化，因此，將各自的下限設為0. 0001%、上限設為0. 010%。(B 0. 000Γ0. 0060%)為了提高淬火性，在鋼絲中可以含有0. 000Γ0. 0060%的B。低于0. 0001%時，效果不充分，添加超過0. 0060%，效果飽和，因此，設為0. 000Γ0. 0060%O(Mo :0. 01 0. 10%)Mo使鋼的淬火性提高，并且生成此2(等碳化物，具有提高強度的效果。低于0. 01%時，沒有效果，添加超過0.10%時，阻礙碳化物的球狀化，使冷鍛性劣化，因此，將下限設為0. 01%、將上限設為0. 10%O(Ni 0. ΟΓΟ. 20%)Ni具有使鋼的淬火性提高且提高強度的效果。低于0. 01%時，沒有效果，添加超過
0.20%時，使合金成本增加，因此，將下限設為0. 01%、將上限設為0. 20%。(Cu 0. ΟΓΟ. 25%)Cu具有使鋼的淬火性提高、并且析出而提高強度的效果。低于0. 01%時，沒有效果，添加超過0. 25%時，使熱延展性劣化，容易生成表面瑕疵，因此，將下限設為0. 01%、將上限設為0. 25%。(Nb 0. 00Γ0. 04%)Nb具有生成NbC等碳化物、提高強度的效果。低于0.001%時，沒有效果，添加超過
0.04%時，使冷鍛性劣化，因此，將下限設為0. 001%、將上限設為0. 04%。(V 0. ΟΓΟ. 20%)V具有生成VC等碳化物、提高強度的效果。低于0. 01%時，沒有效果，添加超過
0.20%時，使冷鍛性劣化，因此，將下限設為0. 01%、將上限設為0. 20%。(Co 0. οοΓο. 2%)Co通過添加0. 001%以上，對延展性以及靭性的提高有效。添加超過0. 2%時，效果飽和，并且合金成本增加，因此,將上限設為0. 2%。(W 0. οοΓο. 2%)W通過添加0. 001%以上，使WC析出，對強度的提高有效。添加超過0. 2%時，效果飽和，并且增加合金成本，因此,將上限設為0. 2%。(REM :0· 0005 0. 01%)
REM(稀土金屬；Rare Earth Metal)通過添加0. 0005%以上，生成硫化物，由此降低固溶S，具有提高延展性的效果。添加超過O. 01%時，生成粗大的氧化物，降低靭性，因此，將上限設為O. 01%。(第二實施方式)以下，對本發(fā)明的第二實施方式的冷鍛性優(yōu)良的鋼絲的制造方法，詳細進行說明。本實施方式的鋼絲制造方法至少包括加熱工序、熱軋工序、第一冷卻工序、第二冷卻工序、保持工序、拉絲加工工序和退火工序。以下，對各工序詳細進行說明。(加熱工序)加熱工序中，準備含有在第一實施方式中所說明的成分組成的鋼坯，加熱至950°C以上且1300°C以下。 (熱軋工序)熱軋工序中，將加熱后的鋼坯在Arl溫度(V )以上的軋制結(jié)束溫度下進行熱軋，制造軋制線材。軋制結(jié)束溫度低于Arl溫度(°C)時，鐵素體粒子微小化，無法得到鐵素體粒子的平均粒徑為15 μπι以上的組織。(第一冷卻工序)第一冷卻工序中，以20°C /秒以上且100°C /秒以下的第一平均冷卻速度從軋制結(jié)束溫度冷卻至600°C。冷卻速度以及成分對鋼絲的組織帶來影響。即，在C、Mn、Cr的含量低的情況下，冷卻速度小時，先共析鐵素體組織的分率提高，退火后的碳化物間的最大距離增大。因此，為了得到規(guī)定的組織，選擇成分和冷卻速度即可。第一平均冷卻速度低于200C /秒的情況下，先共析鐵素體組織的分率增加，退火后，球狀碳化物間的最大距離超過IOum0另一方面，由于第一平均冷卻速度超過100°C/秒，因此，冷卻設備等的成本增大。(第二冷卻工序)第二冷卻工序中，以15°C /秒以下的第二平均冷卻速度從600°C冷卻至550°C。第二平均冷卻速度超過15°C /秒的情況下，通過Si、Cr、Mo等合金元素的含量高的成分，生成貝氏體組織，退火后的冷鍛性發(fā)生劣化。(保持工序)保持工序中，在500 V 600°C、并且450+8. 5 X Fl °C以上的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上且150秒以下。保持溫度低于500°C的情況下，生成馬氏體組織或貝氏體組織，退火后的強度提高，使冷鍛性劣化。另一方面，保持溫度超過600°C的情況下，通過先共析鐵素體組織的分率增加和珠光體的層間隙變粗大，由此引起退火后的碳化物的分散的不均勻化和平均粒徑的粗大化，從而使冷鍛性劣化。另外，對于鋼絲的組織，保持溫度以及成分的影響大，通過抑制貝氏體組織和馬氏體組織的生成，形成珠光體組織成為主體的組織，能夠使拉絲加工與退火后的鐵素體的平均粒徑為15 μ m以上。由于Si、Cr、Mo使珠光體轉(zhuǎn)變溫度上升，因此,這些合金元素的含量高時，容易生成貝氏體組織。在由20XSi%+35XCr%+55XMo%求出的Fl值高、450+8. 5XF1(°C )超過500°C的情況下，使保持溫度為450+8. 5XF1°C以上。這是由于，抑制貝氏體組織的生成，從而不會使退火后的冷鍛性劣化。需要說明的是，優(yōu)選的保持溫度范圍為550°C以上且600°C以下。在保持時間低于30秒的情況下，珠光體轉(zhuǎn)變沒有完成，冷卻后的殘留奧氏體組織的體積率增加，由此使退火后的冷鍛性劣化。在保持時間為150秒以上時，對生產(chǎn)率有妨礙。需要說明的是，線材的冷卻、規(guī)定的溫度范圍保持時可以使用向熔鹽槽中浸潰來進行。(拉絲加工工序)保持工序后的軋制線材在冷卻后，實施拉絲加工。通過進行拉絲加工，在之后的退火時促進碳化物的球狀化，并且促進鐵素體晶粒的生長，從而使鐵素體粒子變成粗粒。拉絲加工的斷面收縮率低于25%時，這些效果不充分，冷鍛性發(fā)生劣化。斷面收縮率超過50%，效果飽和，并且線徑變小，用途受到限制。因此，關于拉絲斷面收縮率，將下限設為25%、優(yōu)選設為30%，將上限設為50%、優(yōu)選設為45%。
(退火工序)球狀化退火在650 °C以上且Acl溫度(°C )以下進行。其中，Ac 1=723-10. 7 XMn%+29. I X Si%。退火溫度低于650°C時，碳化物的球狀化變得不充分，使加工性劣化。另外，超過Acl時，碳化物變粗大，平均粒徑超過0.6μπι，并且個數(shù)也降低。因此，將退火溫度的下限設為650°C、將上限設為Acl。實施例基于實施例進一步對本發(fā)明進行說明，實施例中的條件是用于確認本發(fā)明的實施可能性以及效果的條件例，本發(fā)明并不僅限定于該條件例。本發(fā)明只要不脫離本發(fā)明的主旨并能實現(xiàn)本發(fā)明的目的，則能夠采用各種條件。將用于制造鋼絲廣35的鋼坯A L的成分組成示于表I、表2。表I
權(quán)利要求
1.一種鋼絲，其特征在于，其成分組成以質(zhì)量％計含有C 0. 25、. 60%、Si O. ΟΓΟ. 40%、Μη 0. 20 1· 50%,且限制 Cr 為 O. 20% 以下、P 為 O. 030% 以下、S 為 O. 040% 以下、N為O. 010%以下、O為O. 0040%以下，剩余部分包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，金屬組織實質(zhì)上由鐵素體粒子和球狀碳化物構(gòu)成， 其中，所述鐵素體粒子的平均粒徑為15 μ m以上， 所述球狀碳化物的平均粒徑為O. 8 μ m以下且最大粒徑為4. O μ m以下，并且每Imm2的所述球狀碳化物的個數(shù)為O. 5 X IO6 X C% 5. OXlO6X C%個， 所述球狀碳化物中，粒徑為O. I μ m以上的球狀碳化物間的最大距離為10 μ m以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的鋼絲，其特征在于，所述成分組成以質(zhì)量％計還含有Al 0. 001 O. 060%、Ti 0. 002 O. 050%、Ca 0. ΟΟΟΓΟ. 010%、Mg :0· ΟΟΟΓΟ. 010%、Zr O. 000Γ0. 010%,B 0. ΟΟΟΓΟ. 0060%,Mo 0. 0Γ0. 10%,Ni 0. 0Γ0. 20%,Cu 0. 0Γ0. 25%,Nb O. 00Γ0. 04%,V 0. 0Γ0. 20%,Co 0. 00Γ0. 2%、W 0. 00Γ0. 2% 和 REM 0. 0005 O. 01% 中的至 少一種。
3.權(quán)利要求I或2所述的鋼絲的制造方法，其特征在于，其具備 加熱工序，對具有權(quán)利要求I或2所述的成分組成的鋼坯進行加熱； 熱軋工序，對所述鋼坯進行將軋制結(jié)束溫度設定為Arl溫度以上的熱軋，由此得到軋制線材； 第一冷卻工序，對所述軋制線材以20°C /秒以上且100°C /秒以下的平均冷卻速度從所述軋制結(jié)束溫度冷卻至600°C ； 第二冷卻工序，對所述第一冷卻工序后的所述軋制線材以15°C /秒以下的平均冷卻速度從600°C冷卻至550°C ； 保持工序，將所述第二冷卻工序后的上述軋制線材在500 V飛00 °C、并且450+8. 5 XFl°C以上的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上且150秒以下； 拉絲加工工序，對所述保持工序后的所述軋制線材進行斷面收縮率為25%以上且50%以下的拉絲加工而得到拉絲材料；和 退火工序，對所述拉絲材料在650°C以上且Acl以下進行退火， 其中，Acl=723-10. 7XMn%+29. lXSi%,Fl=20 X Si%+35 X Cr%+55 XMo%。
全文摘要
本發(fā)明提供一種鋼絲，其成分組成以質(zhì)量%計含有C0.25%~0.60%、Si0.01%~0.40%、Mn0.20%~1.50%，且限制Cr為0.20%以下，P為0.030%以下，S為0.040%以下，N為0.010%以下，O為0.0040%以下，剩余部分包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，金屬組織實質(zhì)上由鐵素體粒子和球狀碳化物構(gòu)成，其中，上述鐵素體粒子的平均粒徑為15μm以上，上述球狀碳化物的平均粒徑為0.8μm以下，并且最大粒徑為4.0μm以下，并且每1mm2的上述球狀碳化物的個數(shù)為0.5×106×C%~5.0×106×C%個，上述球狀碳化物中，粒徑為0.1μm以上的球狀碳化物間的最大距離為10μm以下。
文檔編號C22C38/18GK102741441SQ201180007849
公開日2012年10月17日 申請日期2011年2月25日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月2日
發(fā)明者大羽浩, 富澤秀世, 小此木真, 山崎真吾, 細川浩一 申請人:新日本制鐵株式會社