JP2016164291A - 冷間加工用鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】冷間加工性に優れると共に、冷間加工後に高強度を確保できる冷間加工用鋼を提供する。
【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０％超０．０２％未満、Ｎ：０．００５％以上０．０３％以下、固溶Ｎ：０．００４％以上０．０３％以下、Ｐ：０．０７％以上０．３％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ｓｉ：０％超３％以下、Ｍｎ：０％超３％以下、およびＡｌ：０％以上０．０５％以下を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、鋼組織が、フェライト平均結晶粒径：２５μｍ以下、フェライト最大結晶粒径：５１μｍ以下、およびフェライト最大結晶粒径／フェライト平均結晶粒径で表される比：２．５以下の全てを満たすことを特徴とする冷間加工用鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、冷間加工用鋼に関する。特には、高強度かつ冷間加工性に優れた冷間加工用鋼に関する。

構造部材、特に自動車などの輸送機に使用される機械構造部材は、構造部材製造プロセスにおいて冷間加工により成形される。従来は、鋼材を所定形状に冷間加工した後、強度を確保すべく焼入れ焼戻し等の調質処理が行われていた。しかし、ＣＯ_２排出量削減の観点から、調質処理の省略が求められている。つまり、冷間加工により高強度化し、調質処理を省略する、いわゆる冷間加工非調質鋼が求められている。

しかしながら、冷間加工非調質鋼の課題の一つとして、高強度化に伴い割れが生じやすいことが挙げられる。特に冷間加工時に、加工発熱による材料温度上昇によってＣやＮ等の固溶元素による動的ひずみ時効が生じやすく、割れが助長されることが知られている。また、動的ひずみ時効の起こりやすさは、温度のほか、加工時のひずみ速度にも依存し、ひずみ速度が遅いと動的ひずみ時効が生じやすい。

冷間加工時には、温度上昇や低ひずみ速度など様々な条件が想定される。よって該冷間加工に供する鋼材には、上記温度上昇や低ひずみ速度の条件下で冷間加工を行っても割れの生じない、つまり、動的ひずみ時効が生じにくい、または動的ひずみ時効が生じても割れにくいことが求められる。

これまでに、冷間加工性を高めたり、冷間加工後の硬さを確保する技術として、以下の技術が開示されている。

例えば特許文献１には、常温時効の進行を抑制すると共に、歪み時効による所定の時効硬化量を確保することのできる冷間鍛造用線材・棒鋼が示されている。該線材・棒鋼は、Ｃ：０．０００１％以上，Ｍｎ：０．１以上％，Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を夫々含有する低炭素鋼であり、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）平均粒径：２０μｍ以上のフェライトを９０面積％以上含むものである。即ち特許文献１には、窒素を適量添加かつ低炭素化し、フェライト結晶粒径を２０μｍ以上に制御することによって、室温時効を抑制し、時効処理による硬化を発揮する鋼材が開示されている。

特許文献２には、加工中は良好な冷間加工性を示し、加工後は所定の硬度、強度を示す機械構造用鋼材が示されている。具体的に該鋼材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを必須成分として含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物を含み、固溶状態としてのＮ：０．００７％以上、且つ、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μｍの範囲を満たすものである。この特許文献２も、前記特許文献１と同様に、低炭素化して固溶窒素を一定量以上確保し、フェライト結晶粒径を制御することによって、室温加工時の低変形抵抗、耐割れ性、および加工後の強度を達成している。

特許文献３には、加工中は良好な冷間加工性を示し、加工後は所定の硬度、強度を示す機械構造用鋼材が示されている。詳細には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを必須成分として含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物を含み、固溶状態としてのＮ：０．００７％以上、且つ、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μｍの範囲であるとともに、Ｓｉと固溶状態のＮとが１０≦Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎ≦４０の関係を満足する鋼材が示されている。

特許文献４には、冷間加工性と冷間加工後の強度に優れた冷間加工用鋼材が示されている。該鋼材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ｎ量が、０．００８〜０．０１５質量％であり、フェライト相の組織分率が、９０％以上であり、鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとに測定したビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）の最大値と最小値の差が１５Ｈｖ以下であることが示されている。つまり特許文献４には、低炭素化して固溶窒素を一定量以上確保し、フェライト分率を増加し、更に強度分布を均一化することによって、高速冷間加工時の耐割れ性、加工後強度を兼備する鋼材が開示されている。

しかしながら、上記特許文献１や３には、動的ひずみ時効を抑制するという課題は考慮されておらず、上記特許文献１や３に開示の技術は、優れた冷間加工性と冷間加工後の高強度との両立を図ったものではない。また特許文献２では、冷間加工時の温度上昇や低ひずみ速度といった条件は考慮されておらず、これらの条件下で生じやすい動的ひずみ時効を抑制するものではない。また特許文献４の技術は、動的ひずみ時効が生じる温度域や条件を避けることが前提の設計となっており、動的ひずみ時効が生じやすい条件で加工した場合の、動的ひずみ時効を抑制して優れた冷間加工性を確保するものではない。

特開平１０−３０６３４５号公報 特開２００９−２２８１２５号公報 特開２００９−２２８１２６号公報 特開２０１０−２８０９６３号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、割れることなく良好に冷間加工でき、かつ冷間加工後に高強度を確保できる冷間加工用鋼を実現することにある。

上記課題を解決し得た本発明の冷間加工用鋼は、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０％超０．０２％未満、
Ｎ：０．００５％以上０．０３％以下、
固溶Ｎ：０．００４％以上０．０３％以下、
Ｐ：０．０７％以上０．３％以下、
Ｓ：０％超０．０５％以下、
Ｓｉ：０％超３％以下、
Ｍｎ：０％超３％以下、および
Ａｌ：０％以上０．０５％以下
を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、
鋼組織が、フェライト平均結晶粒径：２５μｍ以下、フェライト最大結晶粒径：５１μｍ以下、およびフェライト最大結晶粒径／フェライト平均結晶粒径で表される比：２．５以下の全てを満たすところに特徴を有する。

上記冷間加工用鋼は、更に、質量％で、下記（Ａ）および（Ｂ）のうちの少なくとも一つを含んでいてもよい。
（Ａ）Ｃｕ：０％超１．５％以下、Ｎｉ：０％超１．５％以下、Ｃｒ：０％超１．５％以下、およびＭｏ：０％超１．５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を、合計３．０％以下の範囲で含む。
（Ｂ）Ｂ：０％以上０．００５％以下、Ｖ：０％以上０．１％以下、Ｔｉ：０％以上０．０２％以下、Ｎｂ：０％以上０．０２％以下、およびＺｒ：０％以上０．０２％以下よりなる群から選択される１種以上の元素

本発明によれば、規定の成分組成と組織を満たしているため、特には、低炭素量であって、一定以上のＮ、特には一定以上の固溶Ｎと、一定以上のＰとを含んでいるため、割れることなく良好に冷間加工でき、かつ冷間加工後に高強度を確保できる冷間加工用鋼を提供できる。

本発明者は、優れた冷間加工性と冷間加工後の高強度との両立を図るべく、成分組成について、特に冷間加工性低下の原因である動的ひずみ時効を抑制する観点から、鋭意研究を行った。以下、上記「冷間加工後の強度」を「加工後強度」ということがある。

その結果、下記に示す（ａ）〜（ｄ）の各成分組成の作用効果を見出した。
（ａ）動的ひずみ時効による割れ発生を避けつつ、加工後強度を確保するには、動的ひずみ時効を招きやすい炭素の低減が有効であること
（ｂ）炭素と比較して動的ひずみ時効を生じさせ難くかつ強度確保に寄与する、窒素とりんを一定量以上含むことが有効であること
（ｃ）りんは更に、結晶粒径の粗大化抑制にも寄与する元素であり、優れた冷間加工性と高い加工後強度との兼備に有用な元素であること
（ｄ）窒素として特に、固溶状態の窒素、即ち固溶Ｎが、加工後強度の確保に有効であること

これらの成分組成の作用効果を活用すると共に、結晶粒径を制御することによって、冷間加工性を十分に高められることを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明を特徴づける成分組成について、まず説明する。

Ｃ：０％超０．０２％未満
炭素を示すＣは、鉄鋼材料中にて固溶Ｃや炭化物として存在することにより強化に寄与する元素であり、炭素量が増加すると顕著に高強度化する。しかしながら、固溶Ｃは動的ひずみ時効を生じさせやすく割れの原因となる。また炭化物も割れの原因となる。つまりＣ量が増加すると割れが生じやすくなる。ところで、炭化物は結晶粒微細化の効果を有することが知られているが、本発明では、この結晶粒微細化効果よりも動的ひずみ時効抑制の方が重要であるとの見地から、Ｃを極微量に制御する。よって本発明ではＣ量を０．０２％未満とする。Ｃ量は、好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。尚、Ｃをゼロとすることは困難であるため下限は０％超である。

Ｎ：０．００５％以上０．０３％以下
固溶Ｎ：０．００４％以上０．０３％以下
Ｎは、鉄鋼材料中にて固溶Ｎや窒化物として存在し、固溶Ｎはひずみ時効を生じさせて強化に寄与する。ＮはＣよりも動的ひずみ時効の生じにくい元素であるため、固溶Ｎの増量は冷間加工性と加工後強度のバランス向上に有用である。ところで、窒化物は結晶粒微細化効果を有することが知られているが、本発明ではひずみ時効による強化を重視して、窒化物の形成を極力避け、Ｎを固溶状態で極力存在させる。

上記観点から、本発明では、Ｎ量を０．００５％以上、かつ固溶Ｎ量を０．００４％以上とした。前記Ｎ量は、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１１％以上である。また前記固溶Ｎ量は、好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。

一方、固溶Ｎ量が過剰になると、固溶炭素の場合と同様に、冷間加工時に動的ひずみ時効が生じやすく、結果として割れが生じやすくなる。よって本発明では、Ｎ量を０．０３％以下、固溶Ｎ量を０．０３％以下に抑える。前記Ｎ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下であり、前記固溶Ｎ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。尚、固溶Ｎは、後述する実施例に記載の通り、ＪＩＳ Ｇ １２２８（２００６）に記載の方法で測定すればよい。

Ｐ：０．０７％以上０．３％以下
Ｐは、鉄鋼材料中で固溶状態またはりん化物として存在する。Ｐは、多量に含むと鋼材を脆化させる有害元素であるとして、極力低減させることが一般的である。しかし、Ｐを特に固溶状態で存在させると、顕著な固溶強化を示すことが知られている。そこで、本発明ではＰを有効活用できないか検討した。その結果、Ｐは炭素や窒素と比較して動的ひずみ時効を生じさせ難く悪影響が小さいことが判明した。つまり本発明では、Ｐ量の増加が、冷間加工性を低下させることなく加工後強度を高める、即ち、冷間加工性と加工後強度のバランス向上に有用である、との認識に至った。

また、Ｐは後述する結晶粒の微細化にも寄与する元素である。特に本発明の成分組成は、上述の通り低炭素化かつ固溶Ｎ量を高めたものであり、炭化物や窒化物の生成が抑えられている。その結果、炭化物や窒化物による結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒の粗大化や不均一化が生じやすい傾向にある。しかしながら本発明者らは、Ｐが、結晶粒の粗大化抑制や均一化の効果を有し、結果として冷間加工性の向上に寄与することを見出した。上記効果は、りんが結晶粒界に偏析することにより結晶粒成長が抑制されていることによると考えられる。

これらの観点から、本発明ではＰ量を０．０７％以上とする。Ｐ量は、好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｐが過剰に含まれると、冷間加工性が劣化するため、本発明では上限を０．３％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。

Ｓ：０％超０．０５％以下
Ｓは、有害元素として知られており低減する方がよい。Ｍｎ等を添加して固定することにより害を回避できるが、ＭｎＳも割れの要因となるため、やはり極力少ない方が良い。よって本発明では、Ｓ量を０．０５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下である。尚、Ｓは不可避的に含まれる元素であり、ゼロとすることは困難であるため下限は０％超である。

Ｓｉ：０％超３％以下
Ｓｉは脱酸元素として使用され、また、固溶強化の効果を有する元素でもある。またＳｉは、炭化物、窒化物、りんに比べると効果は小さいが、結晶粒微細化に寄与する元素でもある。これらの観点からＳｉ量が０．０１％以上、更には０．０２％以上含まれていてもよい。しかしながら、Ｓｉが過剰に含まれると割れが発生しやすい。よって本発明ではＳｉ量を３％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。

Ｍｎ：０％超３％以下
脱酸元素として使用される他、ＳをＭｎＳとして固定する効果もある。またＭｎは、結晶粒微細化の効果を、炭化物、窒化物、りんに比べると小さいが有する。これらの観点からＭｎ量は０．１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、Ｍｎが過剰に含まれていても効果は飽和する。よって、本発明ではＭｎ量を３％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。

Ａｌ：０％以上０．０５％以下
Ａｌは窒化物を形成する元素である。窒化物を形成すると前述のように結晶粒微細化の効果が得られるが、本発明では、固溶窒素確保のために極力低減すべき元素である。よってＡｌが含まれる場合であっても、０．０５％以下に抑える。Ａｌ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下であり、最も好ましくは０％である。

本発明の冷間加工用鋼の成分は、上記元素を含み、残部は鉄および不可避不純物である。本発明の冷間加工用鋼には、上記元素と共に、必要に応じて以下に示す元素が下記範囲内で含まれていてもよい。

Ｃｕ：０％超１．５％以下、Ｎｉ：０％超１．５％以下、Ｃｒ：０％超１．５％以下、およびＭｏ：０％超１．５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を、合計３．０％以下の範囲で含む。

これらの元素は、耐食性や靭性を向上する元素であり、また、結晶粒微細化の効果を、炭化物、窒化物、Ｐに比べると小さいが有する。これらの観点からは、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましい。またＮｉを含有させる場合は０．１％以上含有させることが好ましく、Ｃｒを含有させる場合は０．１％以上含有させることが好ましい。また、Ｍｏを含有させる場合は０．１％以上含有させることが好ましい。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。しかしながら、これらの元素が過剰に含まれると、製造性が阻害されるほかコストアップを招く。よって、いずれの元素を含有させる場合も、その上限をそれぞれ１．５％以下とすることが好ましく、より好ましくはそれぞれ１．０％以下、更に好ましくはそれぞれ０．７％以下である。また、製造性確保やコストアップ抑制の観点から、これらの元素を合計で３．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で２．０％以下、更に好ましくは合計で１．５％以下である。

Ｂ：０％以上０．００５％以下、Ｖ：０％以上０．１％以下、Ｔｉ：０％以上０．０２％以下、Ｎｂ：０％以上０．０２％以下、およびＺｒ：０％以上０．０２％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
これらは窒化物を形成する元素である。窒化物を形成すると前述のように結晶粒微細化の効果が得られるが、本発明では、固溶窒素確保のために極力低減すべき元素である。よってこれらの元素が含まれる場合であっても、以下の通り抑制する。

Ｂは、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００１％以下、より更に好ましくは０．０００５％以下、最も好ましくは０％である。Ｖは、０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０３％以下、より更に好ましくは０．０１％以下、最も好ましくは０％である。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは、夫々０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは夫々０．０１％以下、更に好ましくは夫々０．００５％以下、より更に好ましくは夫々０．００２％以下、最も好ましくは夫々０％である。

次に本発明の鋼材の組織について説明する。

本発明では、組織におけるフェライト結晶粒径を均一かつ微細化することで、冷間加工性を更に向上させることができる。具体的には、フェライト平均結晶粒径が２５μｍ以下、フェライト最大結晶粒径が５１μｍ以下を満たすようにする。前記フェライト平均結晶粒径は、好ましくは１５μｍ以下、より好ましくは１２μｍ以下である。前記フェライト平均結晶粒径の下限値は、本発明の成分組成や後述する製造条件等を考慮すると、１μｍ程度となる。前記フェライト最大結晶粒径は、好ましくは４０μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下であり、前記フェライト最大結晶粒径の下限値は、本発明の成分組成や後述する製造条件等を考慮すると、２μｍ程度となる。

更にフェライト結晶粒径の均一化を図るために、前記フェライト最大結晶粒径／前記フェライト平均結晶粒径で表される比を２．５以下とした。前記比は、好ましくは２．２以下であり、より好ましくは２．１以下である。前記比の下限値は、本発明の成分組成や後述する製造条件等を考慮すると、２．０程度となる。

尚、本発明の組織は、上記以外は特に限定されない。本発明の組織として例えば、フェライト主体の組織が挙げられる。該フェライト主体の組織として、フェライト、即ちポリゴナルフェライトを、例えば９０面積％以上、更には９５面積％以上含み、残部組織として、窒化物や炭化物等の析出物を含みうるが、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトを含まない組織が挙げられる。

次に本発明の鋼材を得るための製造条件について説明する。上記成分組成の鋼を溶製し、鋳造して、下記の条件を満たすように熱間圧延を行う。

熱間圧延に際して行う加熱の温度：１０００〜１２５０℃
まず、熱間圧延前の加熱は、窒化物等の析出物を固溶させるため、加熱温度を１０００℃以上とする必要がある。加熱温度が１０００℃未満であると、圧延後に十分な固溶Ｎ量が得られない。前記加熱温度は、好ましくは１１００℃以上、より好ましくは１１５０℃以上である。前記窒化物等の固溶の観点から加熱温度は高い方がよいが、加熱温度が高くなると脱窒が生じやすい。よって、本発明では加熱温度の上限を１２５０℃以下とする。加熱温度は、好ましくは１２００℃以下である。上記温度域での滞在時間、即ち加熱時間は、窒化物の固溶促進、脱窒抑制の観点から１０〜４０分の範囲内とするのがよい。

仕上圧延温度：９００〜１１００℃
仕上圧延温度は９００℃以上とするのがよい。仕上圧延温度がこれよりも低いと、圧延中や圧延後の冷却中に窒化物の析出が生じやすく、固溶Ｎ量が確保できない。仕上圧延温度は、より好ましくは９５０℃以上、更に好ましくは１０００℃以上とする。一方、仕上圧延温度が高すぎると結晶粒径が粗大化するため、上限を１１００℃とするのがよい。仕上圧延温度は、より好ましくは１０５０℃以下である。

熱間圧延後、仕上圧延温度から９５０〜８００℃の温度域の冷却停止温度までの平均冷却速度ＣＲ１：２０℃／ｓ超、かつ前記冷却停止温度から６００℃までの平均冷却速度ＣＲ２：０．５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下
仕上圧延後、急激に生じる再結晶・粒成長を抑制するには、上記９５０〜８００℃の温度域まで急冷することが必要である。よって本発明では熱間圧延後、仕上圧延温度から９５０〜８００℃の温度域の冷却停止温度まで、平均冷却速度ＣＲ１：２０℃／ｓ超で冷却する。前記ＣＲ１は、好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上である。前記ＣＲ１が速いほど粒成長抑制には効果的であるが、ＣＲ１が速すぎると、材料の表層と内部で温度差が大きくなり、材料全体を前記冷却停止温度の範囲内とすることが困難となり材質が不均一になりやすい。よって、前記ＣＲ１の上限は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。前記ＣＲ１は、より好ましくは８０℃／ｓ以下、更に好ましくは７０℃／ｓ以下である。

仕上圧延温度が低いほど結晶粒径は微細化しやすいが、結晶粒径が微細なほど粒成長も生じやすい。一方、粒成長の抑制には、仕上圧延温度から十分低い温度まで急冷することが有効である。この観点から冷却停止温度は、９５０〜８００℃の範囲内であって仕上圧延温度よりも４５℃以上低い温度であることが好ましい。冷却停止温度は、９５０〜８００℃の範囲内であって、仕上圧延温度よりもより好ましくは１００℃以上、更に好ましくは１５０℃以上低いことがよい。上記仕上圧延温度と冷却停止温度は、結晶粒微細化や粒成長の傾向を考慮して適宜決定することができる。

上述の通り冷却停止温度は９５０〜８００℃の範囲内とする。９５０℃超で前記急冷を停止すると、鋼材の温度が高温であるため、急冷停止後も粒成長が継続して生じ好ましくない。粒成長を効果的に抑制するため、冷却停止温度を９５０℃以下とする。好ましくは９００℃以下であり、より好ましくは８５０℃以下である。一方、冷却停止温度の下限は８００℃とする。８００℃未満でフェライト変態と析出の核生成頻度が高くなり、窒化物の析出が促進され、その結果、固溶Ｎ量の確保が困難になる。冷却停止温度は好ましくは８３０℃以上である。

フェライト変態させつつ窒化物析出を抑制するには、前記冷却停止温度から６００℃までの平均冷却速度ＣＲ２を２０℃／ｓ以下とする必要がある。ＣＲ２が２０℃／ｓ超であると固溶Ｎ量の確保が困難になる。ＣＲ２は、好ましくは１５℃／ｓ以下、更に好ましくは１０℃／ｓ以下である。一方、ＣＲ２の下限は０．５℃／ｓ以上とする。ＣＲ２が０．５℃／ｓ未満では、核生成頻度は低いものの滞在時間が長くなるため窒化物析出量が増加し、固溶Ｎ量を確保できない。ＣＲ２は、好ましくは２℃／ｓ以上、更に好ましくは５℃／ｓ以上とする。ＣＲ２での冷却は６００℃までで十分である。６００℃未満の温度域については特に問わないが、極力早く冷却することが好ましく、たとえば５０℃／ｓ以上、１００℃／ｓ以上で冷却することが挙げられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す成分組成の各鋼材を溶製し、鋳造して得られたインゴットを用い、表２−１および表２−２に示す条件で熱間圧延を行った。即ち、表２−１および表２−２の加熱温度で加熱してから表２−１および表２−２の仕上圧延温度で熱間圧延を行い、熱間圧延後は、上記仕上圧延温度から表２−１および表２−２の冷却停止温度まで、表２−１および表２−２の平均冷却速度ＣＲ１で冷却し、上記冷却停止温度から６００℃までは、表２−１および表２−２の平均冷却速度ＣＲ２で冷却し、その後室温まで放冷し、供試材として圧延線材を得た。

得られた供試材を用いて、下記の通り、固溶Ｎ量の測定、フェライト粒径の測定、冷間加工性の評価、および冷間加工後の硬さの測定を行った。

固溶Ｎ量は、ＪＩＳ Ｇ １２２８（２００６）に記載の方法で測定した。

フェライト平均結晶粒径、フェライト最大結晶粒径、およびフェライト最大結晶粒径／フェライト平均結晶粒径で表される比の測定
直径１５ｍｍの前記圧延線材の、圧延方向でもある長手方向に垂直な断面を切断し、切断面を観察できるように、樹脂埋め、鏡面研磨、およびナイタールエッチングを順に行って観察サンプルを得た。この観察サンプルにおける切断面の、直径の１／４位置における任意の３視野を、光学顕微鏡を用い倍率１００〜４００倍で観察して写真撮影した。写真１枚につき横方向に５本の線を任意に引き、線分法により粒径を求め、３視野分の平均値をフェライト平均結晶粒径とした。また、粒界で区切られる線分のうち最大のものを、フェライト最大結晶粒径として求めた。以上のように測定したフェライト平均結晶粒径とフェライト最大結晶粒径から、フェライト最大結晶粒径／フェライト平均結晶粒径で表される比を算出した。尚、本実施例で得た供試材は、フェライト主体であることを上記写真から確認している。

冷間加工性の評価
前記供試材から、直径６ｍｍ、高さ１２ｍｍのサンプルを切り出し、２００℃で該サンプルの高さ方向に、ひずみ速度０．１ｓ^-1で７０％の圧縮加工を施した。そして該圧縮加工後のサンプル表面における割れの有無を目視で確認した。そして割れがない場合を冷間加工性に優れると評価した。

冷間加工後の硬さの評価
前記圧縮加工後の試験片直径の中心を通る圧縮方向に平行な断面の高さ中心、試験片幅の１／４位置のビッカース硬さを、荷重５００ｇｆにて４点測定し、その平均値を求めた。そしてビッカース硬さが３００Ｈｖ以上の場合を、冷間加工後の強度、即ち加工後強度が高いと評価した。

これらの結果を表２−１および表２−２に併記する。

表１、表２−１および表２−２から次のことがいえる。尚、以下のＮｏ．は試験Ｎｏ．を示す。表２−１のＮｏ．１５〜１８、並びに表２−２のＮｏ．２０および２３〜３２は、本発明で規定の成分組成と組織を満たしているため、優れた冷間加工性と高い加工後強度を兼備できた。これに対し、上記以外の例は、下記に説明する通り、規定の成分組成や組織を満たさず、優れた特性が得られなかった。

Ｎｏ．１は、Ｃ量が過剰であり、またＰ量が不足して結晶粒径が粗大となったため、割れが生じて冷間加工性に劣った。またＮ量が不足しかつ固溶Ｎ量が不足したため、加工後強度が低くなった。

Ｎｏ．２と３は、Ｃ量が過剰であるため、割れが生じて冷間加工性に劣った。またＮ量が不足しかつ固溶Ｎ量が不足したため、加工後強度が低くなった。尚、これらの例はＰを規定量含んでいるため、フェライト粒径は粗大にならなかった。

Ｎｏ．４は、Ｐ量が不足しているためフェライト粒径が粗大となり、割れが発生して冷間加工性に劣った。またＮ量が不足しかつ固溶Ｎ量が不足したため、加工後強度が低くなった。

Ｎｏ．５と６は、Ｃ量が過剰であり、またＰ量が不足して結晶粒径が粗大となったため、割れが生じて冷間加工性に劣った。尚、このＮｏ．５と６では、Ｃ量が過剰でありかつ規定量のＮを含んでいるため、加工後強度を確保できたものと思われる。

Ｎｏ．７〜１０、１２および１４は、Ｐ量が不足して結晶粒径が粗大となるか、フェライトの最大結晶粒径／平均結晶粒径で表される比が規定範囲を超えたため、割れが生じて冷間加工性に劣った。尚、これらの例では、規定量のＮを含んでいるため、加工後強度を確保できたものと思われる。

Ｎｏ．１１と１３は、Ｃ量が過剰であるため、割れが生じて冷間加工性に劣った。尚、これらの例は、Ｐ量が不足しているが、Ｃ量が過剰でありかつ規定量のＮを含んでいるため、特にＮｏ．１３ではフェライト結晶粒の粗大化が生じず、所望の加工後強度になったと思われる。

Ｎｏ．１８〜２４は、いずれも表１の鋼種Ｎｏ．Ａ１８を用い、製造条件を変えて製造した例である。これらのうち、Ｎｏ．１８、２０、２３、および２４は、推奨される製造条件で製造したため、規定の固溶Ｎ量と組織を有し、上述の通り優れた冷間加工性と高い加工後強度を兼備できた。

これに対してＮｏ．１９は、加熱温度が低く、かつ仕上圧延温度と冷却停止温度も低いため、固溶Ｎを十分確保できず、加工後強度を確保できなかった。Ｎｏ．２１は、ＣＲ１、即ち仕上圧延温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が小さすぎたため、フェライト粒径が粗大となり、割れが発生した。Ｎｏ．２２は、ＣＲ２、即ち冷却停止温度から６００℃までの平均冷却速度が小さすぎたため、固溶Ｎを十分に確保できず、加工後強度が低くなった。

Ｎｏ．３３〜３６は、それぞれＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量が過剰であるため、窒化物が形成されて固溶Ｎが不足し、その結果、加工後強度を確保できなかった。

Ｎｏ．３７は、Ｃ量が著しく過剰であるため、割れが発生した。

Claims (3)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ：０％超０．０２％未満、
   Ｎ：０．００５％以上０．０３％以下、
   固溶Ｎ：０．００４％以上０．０３％以下、
   Ｐ：０．０７％以上０．３％以下、
   Ｓ：０％超０．０５％以下、
   Ｓｉ：０％超３％以下、
   Ｍｎ：０％超３％以下、および
   Ａｌ：０％以上０．０５％以下
   を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、
   鋼組織が、フェライト平均結晶粒径：２５μｍ以下、フェライト最大結晶粒径：５１μｍ以下、およびフェライト最大結晶粒径／フェライト平均結晶粒径で表される比：２．５以下の全てを満たすことを特徴とする冷間加工用鋼。
2. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１．５％以下、Ｎｉ：０％超１．５％以下、Ｃｒ：０％超１．５％以下、およびＭｏ：０％超１．５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を、合計３．０％以下の範囲で含む請求項１に記載の冷間加工用鋼。
3. 更に、質量％で、
   Ｂ：０％以上０．００５％以下、Ｖ：０％以上０．１％以下、Ｔｉ：０％以上０．０２％以下、Ｎｂ：０％以上０．０２％以下、およびＺｒ：０％以上０．０２％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の冷間加工用鋼。