CN102741441A - 冷锻性优良的钢丝及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钢丝，其成分组成以质量%计含有C：0.25%~0.60%、Si：0.01%~0.40%、Mn：0.20%~1.50%，且限制Cr为0.20%以下，P为0.030%以下，S为0.040%以下，N为0.010%以下，O为0.0040%以下，剩余部分包含铁和不可避免的杂质，金属组织实质上由铁素体粒子和球状碳化物构成，其中，上述铁素体粒子的平均粒径为15μm以上，上述球状碳化物的平均粒径为0.8μm以下，并且最大粒径为4.0μm以下，并且每1mm2的上述球状碳化物的个数为0.5×106×C%~5.0×106×C%个，上述球状碳化物中，粒径为0.1μm以上的球状碳化物间的最大距离为10μm以下。

Description

冷锻性优良的钢丝及其制造方法
技术领域
本发明涉及作为螺栓、螺钉、螺母等机械部件的原材料使用、通过冷锻或滚压成形等成形的钢丝及其制造方法。本发明特别是涉及能够抑制成形裂纹的冷锻性优良的钢丝及其制造方法。需要说明的是，本发明中作为对象的钢丝也包括将热轧棒钢卷成卷状的“棒钢盘卷”。
本申请基于2010年3月2日在日本申请的特愿2010-045621号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
冷锻由于成品的尺寸精度和生产率优良，因此，在钢制的螺栓、螺钉、螺母等机械部件的成形时，从以往进行的热锻改换成冷锻的趋势扩大。另外，螺栓和螺母等部件多数用于结构用途，因此，添加C和Mn等合金元素，赋予强度。但是，如果合金元素含量增大，则钢材的变形阻力提高和变形能降低，因此，在冷锻时模具负荷增大，从而具有产生模具的磨损和损伤、或在成形部件上产生加工裂纹等课题。
另外，近年来，为了部件制造成本的降低和部件的高功能化，部件形状也变复杂。因此，对于冷锻所用的钢材，要求为软质并且有极高的延展性，以往，通过球状化退火等热处理使热轧材料软质化，从而使加工性提高。关于冷锻用钢的加工性，有：影响模具负荷的变形阻力和影响加工裂纹的产生的延展性，根据各用途所要求的特性不同，要求这些性能的二种或者一种。
基于这样的背景，以往对提高钢材的冷锻性的技术提出了各种方法。
在专利文献1中公开了：通过使铁素体粒子的平均粒径为2~5.5μm，并且将长径为3μm以下、且长宽比为3以下的渗碳体的比率相对于全部渗碳体为70%以上的范围设定为距表面为线径的10%以上，由此提高冷加工性。该方法在使裂纹的产生位置为轧制线材的表面附近的加工时有效，但对于裂纹的产生位置为轧制线材的内部的加工来说，加工性的提高效果小。实际的冷锻是在切断轧制线材后进行冷锻，因此，多数情况下轧制线材的表面附近不会成为裂纹的产生位置，效果受到限制。
专利文献2中公开了：通过将渗碳体间距的标准偏差除以渗碳体间距的平均值而得到的值设定为0.50以下，即，通过使渗碳体间的间隔几乎均匀，冷锻时的变形阻力降低，并且裂纹降低。但是，该方法中，热轧后的组织成为模拟珠光体和贝氏体组织主体的组织。在退火前组织像这样为微小组织的情况下，在退火后，铁素体粒子不会变粗大，变形阻力高，从而在冷锻时具有模具负荷提高的课题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-73137号公报
专利文献2：日本特开2006-316291号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于，提供能够赋予机械结构用所需要的强度、并且具有优良的冷锻性的钢丝及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明是为了解决上述课题而进行的，其主旨如下。
(1)本发明的第一方案为一种钢丝，其成分组成以质量%计含有C：0.25%~0.60%、Si：0.01%~0.40%、Mn：0.20%~1.50%，且限制Cr为0.20%以下、P为0.030%以下、S为0.040%以下、N为0.010%以下、O为0.0040%以下，剩余部分包含铁和不可避免的杂质，金属组织实质上由铁素体粒子和球状碳化物构成。上述铁素体粒子的平均粒径为15μm以上，上述球状碳化物的平均粒径为0.8μm以下且最大粒径为4.0μm以下，并且每1mm2的上述球状碳化物的个数为0.5×106×C%~5.0×106×C%个，上述球状碳化物中，粒径为0.1μm以上的球状碳化物间的最大距离为10μm以下。
(2)上述(1)所述的钢丝的上述成分组成以质量%计可以还含有Al：0.001~0.060%、Ti：0.002~0.050%、Ca：0.0001~0.010%、Mg：0.0001~0.010%、Zr：0.0001~0.010%、B：0.0001~0.0060%、Mo：0.01~0.10%、Ni：0.01~0.20%、Cu：0.01~0.25%、Nb：0.001~0.04%、V：0.01~0.20%、Co：0.001~0.2%、W：0.001~0.2%、REM：0.0005~0.01%中的至少一种。
(3)本发明的第二方案为上述(1)或(2)所述的钢丝的制造方法，其具备：加热工序，对具有上述(1)或(2)所述的成分组成的钢坯进行加热；热轧工序，对上述钢坯进行将轧制结束温度设定为Ar1温度以上的热轧，由此得到轧制线材；第一冷却工序，对上述轧制线材以20℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度从上述轧制结束温度冷却至600℃；第二冷却工序，对上述第一冷却工序后的上述轧制线材以15℃/秒以下的平均冷却速度从600℃冷却至550℃；保持工序，将上述第二冷却工序后的上述轧制线材在500℃~600℃、并且450+8.5×F1℃以上的温度范围内保持30秒以上且150秒以下；拉丝加工工序，对上述保持工序后的上述轧制线材进行断面收缩率为25%以上且50%以下的拉丝加工而得到拉丝材料；和退火工序，对上述拉丝材料在650℃以上且Ac1以下进行退火，其中，Ac1=723-10.7×Mn%+29.1×Si%，F1=20×Si%+35×Cr%+55×Mo%。
发明效果
根据本发明，通过使钢丝的变形能力提高，由此使利用冷锻进行的复杂形状部件的成形成为可能，从而制品成品率和生产率提高。另外，以往难于进行的复杂形状部件的一体成形成为可能。
附图说明
图1是关于实施例以及比较例的钢丝示出了铁素体粒径与变形阻力的关系的图。
图2是关于实施例以及比较例的钢丝示出了碳化物最大粒径与临界压缩率的关系的图。
图3是关于实施例以及比较例的钢丝示出了碳化物平均粒径与临界压缩率的关系的图。
图4是关于实施例以及比较例的钢丝示出了球状碳化物个数除以C%而得到的值与临界压缩率的关系的图。
图5是关于实施例以及比较例的钢丝示出了碳化物间最大距离与临界压缩率的关系的图。
图6是关于实施例以及比较例的钢丝示出了Cr量与变形阻力的关系的图。
图7是关于实施例以及比较例的钢丝示出了F1与保持温度的关系的图。
具体实施方式
本发明人们为了提高钢丝的冷锻性，研究了金属组织对变形阻力和延展性带来的影响。其结果，得到如下见解：着眼于碳化物的个数密度和铁素体粒径会对变形阻力产生影响，为了降低变形阻力而得到良好的加工性，缩小碳化物的个数密度、增大铁素体粒径是有效的。另一方面，得到如下见解：着眼于碳化物的粒径和铁素体粒径会对延展性产生影响，为了提高延展性，缩小碳化物的粒径并且使铁素体粒子微小化是有效的。
由于这样的理由，如果要改善变形阻力，则另一方面具有延展性劣化的倾向，为了使变形阻力和延展性均提高，本发明人们对钢丝的金属组织的改良进行了研究。结果发现，同时满足以下条件是有效的：
(a)使铁素体粒子为粗粒；
(b)将球状碳化物的个数密度限定在特定的范围内；
(c)降低球状碳化物的平均粒径和最大粒径；
(d)使球状碳化物间的分散均匀。
以往技术中，为了使含有0.2~0.6%的碳的中碳钢的铁素体粒子粗粒化，需要增大球状碳化物的粒径、降低个数密度。因此，难以同时实现铁素体粒子的粗粒化和球状碳化物的微小化。但是，本发明人们通过将钢材成分控制在适当的范围内，改良制造方法，由此成功地同时实现铁素体粒子的粗大化和球状碳化物的微小化，即，成功地同时实现变形阻力的降低和延展性的提高。
更具体而言，发现了：为了同时实现铁素体粒子的粗大化和球状碳化物的微小化，重要的是：
(e)采用降低了Cr含量的钢成分；
(f)将热轧线材的组织设定为先共析铁素体的分率小且层间隙微小的珠光体组织；
(g)通过拉丝加工等导入位错；
(h)碳化物的球状化在Ac1以下的温度范围内进行退火。
由此得到以往难以得到的中碳钢的铁素体粒子为粗粒并且分散有微小的球状碳化物的组织。
需要说明的是，作为具有由粗粒铁素体和微小球状碳化物形成的组织的钢丝的冷锻性优良的理由，可以认为是：通过使容易成为成型裂纹的产生起点的球状碳化物的粒径变微小，能够抑制龟裂的产生，使变形阻力降低，因此，即使使铁素体粒子为粗粒，也能抑制延展性的劣化。
以下，对基于上述的见解进行的本发明的实施方式，详细进行说明。
(第一实施方式)
以下，对本发明的第一实施方式的冷锻性优良的钢丝的金属组织进行说明。
(金属组织)
本实施方式的钢丝的金属组织实质上由铁素体粒子和球状碳化物构成。在金属组织中包含贝氏体组织和马氏体组织时，变形阻力增大并且延展性降低，从而使冷锻性劣化，因此，优选不含有这些组织。“金属组织实质上由铁素体粒子和球状碳化物构成”是指金属组织的面积率的97%以上为铁素体粒子和球状碳化物，换言之是指，如果面积率低于3%，则允许贝氏体组织或马氏体组织等的存在。
(铁素体粒子的平均粒径)
铁素体粒子的粗粒化使变形阻力降低，使冷锻时的模具负荷降低。铁素体粒子的平均粒径低于15μm时，变形阻力的降低效果小。因此，铁素体粒子的平均粒径的下限优选为15μm。
铁素体粒子的平均粒径例如使用EBSP(电子背散射衍射；Electron BackScattering Pattern)装置进行测定。具体而言，在与钢丝的长度方向垂直的钢丝断面的表层(表面)附近部、1/4D部(从钢丝的表面向钢丝的中心方向距离钢丝的直径D的1/4的部分)、和1/2D部(钢丝的中心部分)分别测定275μm×165μm的范围。从所测定的铁素体组织的结晶取向图，将取向差达到15度以上的边界视为铁素体晶界。需要说明的是，将一个铁素体粒子的当量圆粒径定义为铁素体粒子的粒径，将其体积平均定义为平均粒径。体积平均是在排除粒径低于1μm的晶粒之后来计算的。
(球状碳化物的最大粒径)
球状碳化物的最大粒径对成形裂纹的产生产生影响，最大粒径变粗大时，从受到变形的碳化物的周围产生裂纹，从而容易发生破裂。球状碳化物的最大粒径超过4.0μm时，延展性降低，容易产生冷锻破裂。因此，将球状碳化物的最大粒径的上限设为4.0μm、优选设为3.0μm以下。
(球状碳化物的平均粒径)
球状碳化物的平均粒径超过0.8μm时，延展性降低，容易产生冷锻破裂。因此，将球状碳化物的平均粒径的上限设为0.8μm、优选设为0.6μm。
需要说明的是，球状碳化物是指由碳化物的长径/短径表示的长宽比为5以下的渗碳体。如果球状碳化物以外的渗碳体相对于全部渗碳体的体积率低于5%，则对冷锻性的影响小，因此，可以含有低于5%的球状碳化物以外的渗碳体。需要说明的是，球状碳化物的平均粒径是指球状碳化物的当量圆直径的个数平均。个数平均是在排除当量圆直径低于0.1μm的球状碳化物之后来计算的。
(每1mm2的球状碳化物的个数)
在每1mm2的球状碳化物的个数低于0.5×106×C%个的情况下，在冷锻时，在碳化物的周围产生裂纹，从而有时发生加工破裂。另外，在超过5.0×106×C%个的情况下，变形阻力增加，从而使模具负荷增加。因此，将每1mm2的球状碳化物的个数的下限设为0.5×106×C%个、优选设为1.0×106×C%个，将上限设为5.0×106×C%个、优选设为2.0×106×C%个。需要说明的是，“C%”是指C含量(质量%)，例如C含量为0.45质量%的情况下，C%=0.45。Mn%、Mo%、Si%、Cr%等标记也同样是指各成分的含量。
(球状碳化物间的最大距离)
0.1μm以上的球状碳化物间的最大距离超过10μm时，球状碳化物的分布变得不均匀，出现强度的不均匀部位。如果存在强度的不均匀部位，则在锻造加工时，通过变形局部地集中，有时会产生冷锻破裂。因此，将球状碳化物间的最大距离的上限设为10μm、更优选设为8μm。
球状碳化物的平均粒径、球状碳化物最大粒径、球状碳化物的个数/C、球状碳化物间距例如通过对扫描型电子显微镜照片进行图像分析而求得。具体而言可以通过如下步骤求出，即：在与钢丝的长度方向垂直的钢丝断面的表层(表面)附近部、1/4D部(从钢丝的表面向钢丝的中心方向距离钢丝的直径D的1/4的部分)和1/2D部(钢丝的中心部分)，以5000倍的倍率观察25μm×20μm的视野各5个视野、共计15个视野，对拍摄照片进行图像分析。将球状碳化物的当量圆直径的个数平均作为平均粒径，将测定视野中的最大粒径作为最大粒径。另外，将在不含有0.1μm以上的碳化物的范围内绘制的圆的最大直径作为碳化物间的最大距离。
下面，对本实施方式的钢丝的成分组成进行说明。
本实施方式的钢丝中含有C、Si、Mn作为必需的化学成分。以下，对各化学成分的优选的含量的范围及其理由进行说明。需要说明的是，本申请中，表示含量的%是指质量%。
(C：0.25~0.60%)
C确保作为机械部件的强度。低于0.25%时，无法确保作为机械部件所需要的强度，超过0.60%时，延展性以及韧性发生劣化。
因此，关于C含量，使下限值为0.25%、优选为0.30%、更优选为0.35%，使上限值为0.60%、优选为0.55%、更优选为0.50%。
(Si：0.01~0.40%)
Si作为脱氧元素发挥功能，并且是对钢赋予必要的强度、淬火性且对提高回火软化阻力有效的元素。低于0.01%时，这些效果不充分，超过0.40%时，韧性、延展性发生劣化，同时硬度上升，冷锻性劣化。
因此，关于Si含量，使下限值为0.01%、优选为0.03%、更优选为0.05%，使上限值为0.40%、优选为0.35%、更优选为0.30%。
(Mn：0.20~1.50%)
Mn是用于对钢赋予必要的强度、淬火性所必需的元素。低于0.20%时，效果不充分，超过1.50%时，韧性发生劣化，并且硬度上升，冷锻性劣化。
因此，关于Mn含量，使下限值为0.20%、优选为0.25%、更优选为0.30%，使上限值为1.50%、优选为1.25%、更优选为1.00%。
本实施方式的钢丝中，P、S、Cr、N、O的含量受到限制。以下对各化学成分的能够允许的含量的范围及其理由进行说明。
(P：0.030%以下)
P会提高冷锻时的变形阻力，使韧性劣化。另外，由于发生晶界偏析，使淬火回火后的晶界脆化，从而使韧性劣化，因此，优选降低P含量。
因此，关于P含量，限制为0.030%以下，优选限制为0.025%以下，更优选限制为0.020%以下。
(S：0.040%以下)
S与Mn等合金元素反应而以硫化物的形式存在。这些硫化物使切削性提高。S含量超过0.040%时，会使冷锻性发生劣化，并且会使淬火回火后的晶界脆化，从而韧性发生劣化。
因此，关于S含量，限制为0.040%以下，优选限制为0.035%以下，更优选限制为0.030%以下。
(Cr：0.20%以下)
Cr通过0.01%以上的含量，具有使钢的淬火性提高并且提高强度的效果，但如果含量增加，则在退火时阻碍层状珠光体的球状化，使冷锻性劣化。如果含量超过0.20%，则在工业上能够廉价地量产的退火时间下的球状化变得困难。
因此，关于Cr含量，限制为0.20%以下，优选限制为0.15%以下，更优选限制为0.10%以下。
(N：0.010%以下)
N通过0.001%以上的含量，在作为机械部件使用时，将使原奥氏体晶粒微小化，从而使靭性提高。另外，N与Al、Ti等键合而形成氮化物，作为钉轧粒子发挥作用，使晶粒微小化。N含量低于0.001%时，氮化物的析出量不足，晶粒变粗大，延展性发生劣化，因此，可以将下限值规定为0.001%、优选规定为0.002%。另一方面，N含量超过0.010%时，通过由固溶N引起的动态应变时效，变形阻力增加，使加工性劣化。
因此，关于N含量，限制为0.010%以下，优选限制为0.008%以下，更优选限制为0.006%以下。
(O：0.0040%以下)
O(氧)会在钢中不可避免地含有，以Al或Ti等的氧化物存在。O含量高时，形成粗大的氧化物，引起疲劳损坏。
因此，关于O含量，抑制为0.0040%以下，优选抑制为0.0030%以下，更优选抑制为0.0020%以下。
(剩余部分：铁和不可避免的杂质)
上述化学成分以外的成分组成(剩余部分)在不含有下述所示的选择性地添加的化学成分的情况下，包含铁和不可避免的杂质。不可避免的杂质的含量只要是不使本发明的效果显著劣化的程度就是允许的，但优选尽可能使其降低。
本实施方式的钢丝可以进一步含有Al、Ti、Ca、Mg、Zr、B、Mo、Ni、Cu、Nb、V、Co、W、REM中的至少一种作为选择性地添加的化学成分。在钢丝中添加各化学成分时的优选的含量及其理由如下。需要说明的是，这些成分为选择性地添加的成分，因此，可以说各成分的下限值均为0%。
(Al：0.001~0.060%)
Al以脱氧以及奥氏体晶粒的微小化为目的进行添加。通过使奥氏体晶粒径微小化，进行淬火回火从而对机械部件赋予强度时，将使靭性提高。Al作为脱氧元素发挥作用，并且形成AlN而作为钉轧粒子发挥作用，使奥氏体晶粒径微小化。另外，Al将固溶N固定，抑制动态应变时效，具有降低变形阻力的效果。Al的添加量低于0.001%时，这些效果不能发挥，另外，超过0.060%时，效果饱和，并且钢材的生产率劣化，因此，将上限设为0.060%。
(Ti：0.002~0.050%)
Ti以脱氧以及奥氏体晶粒的微小化为目的进行添加。通过使奥氏体晶粒径微小化，进行淬火回火从而对机械部件赋予强度时，将使靭性提高。Ti作为脱氧元素发挥作用，并且形成TiN而作为钉轧粒子发挥作用，使奥氏体晶粒径微小化。另外，Ti将固溶N固定，抑制动态应变时效，具有降低变形阻力的效果。Ti的添加量低于0.002%时，这些效果不起作用，另外，超过0.050%时，生成粗大的TiN，疲劳特性劣化，因此，将上限设为0.050%。
(Ca：0.0001~0.010%)
(Mg：0.0001~0.010%)
(Zr：0.0001~0.010%)
Ca、Mg、Zr以脱氧为目的进行添加。这些元素对脱氧有效，并且使氧化物微小化，具有使疲劳强度提高的效果。添加量低于0.0001%时，没有效果，超过0.010%时，形成粗大的氧化物，疲劳特性劣化，因此，将各自的下限设为0.0001%、上限设为0.010%。
(B：0.0001~0.0060%)
为了提高淬火性，在钢丝中可以含有0.0001~0.0060%的B。低于0.0001%时，效果不充分，添加超过0.0060%，效果饱和，因此，设为0.0001~0.0060%。
(Mo：0.01~0.10%)
Mo使钢的淬火性提高，并且生成Mo2C等碳化物，具有提高强度的效果。低于0.01%时，没有效果，添加超过0.10%时，阻碍碳化物的球状化，使冷锻性劣化，因此，将下限设为0.01%、将上限设为0.10%。
(Ni：0.01~0.20%)
Ni具有使钢的淬火性提高且提高强度的效果。低于0.01%时，没有效果，添加超过0.20%时，使合金成本增加，因此，将下限设为0.01%、将上限设为0.20%。
(Cu：0.01~0.25%)
Cu具有使钢的淬火性提高、并且析出而提高强度的效果。低于0.01%时，没有效果，添加超过0.25%时，使热延展性劣化，容易生成表面瑕疵，因此，将下限设为0.01%、将上限设为0.25%。
(Nb：0.001~0.04%)
Nb具有生成NbC等碳化物、提高强度的效果。低于0.001%时，没有效果，添加超过0.04%时，使冷锻性劣化，因此，将下限设为0.001%、将上限设为0.04%。
(V：0.01~0.20%)
V具有生成VC等碳化物、提高强度的效果。低于0.01%时，没有效果，添加超过0.20%时，使冷锻性劣化，因此，将下限设为0.01%、将上限设为0.20%。
(Co：0.001~0.2%)
Co通过添加0.001%以上，对延展性以及靭性的提高有效。添加超过0.2%时，效果饱和，并且合金成本增加，因此，将上限设为0.2%。
(W：0.001~0.2%)
W通过添加0.001%以上，使WC析出，对强度的提高有效。添加超过0.2%时，效果饱和，并且增加合金成本，因此，将上限设为0.2%。
(REM：0.0005~0.01%)
REM(稀土金属；Rare Earth Metal)通过添加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。添加超过0.01%时，生成粗大的氧化物，降低靭性，因此，将上限设为0.01%。
(第二实施方式)
以下，对本发明的第二实施方式的冷锻性优良的钢丝的制造方法，详细进行说明。
本实施方式的钢丝制造方法至少包括：加热工序、热轧工序、第一冷却工序、第二冷却工序、保持工序、拉丝加工工序和退火工序。以下，对各工序详细进行说明。
(加热工序)
加热工序中，准备含有在第一实施方式中所说明的成分组成的钢坯，加热至950℃以上且1300℃以下。
(热轧工序)
热轧工序中，将加热后的钢坯在Ar1温度(℃)以上的轧制结束温度下进行热轧，制造轧制线材。轧制结束温度低于Ar1温度(℃)时，铁素体粒子微小化，无法得到铁素体粒子的平均粒径为15μm以上的组织。
(第一冷却工序)
第一冷却工序中，以20℃/秒以上且100℃/秒以下的第一平均冷却速度从轧制结束温度冷却至600℃。冷却速度以及成分对钢丝的组织带来影响。即，在C、Mn、Cr的含量低的情况下，冷却速度小时，先共析铁素体组织的分率提高，退火后的碳化物间的最大距离增大。因此，为了得到规定的组织，选择成分和冷却速度即可。第一平均冷却速度低于20℃/秒的情况下，先共析铁素体组织的分率增加，退火后，球状碳化物间的最大距离超过10μm。另一方面，由于第一平均冷却速度超过100℃/秒，因此，冷却设备等的成本增大。
(第二冷却工序)
第二冷却工序中，以15℃/秒以下的第二平均冷却速度从600℃冷却至550℃。第二平均冷却速度超过15℃/秒的情况下，通过Si、Cr、Mo等合金元素的含量高的成分，生成贝氏体组织，退火后的冷锻性发生劣化。
(保持工序)
保持工序中，在500℃~600℃、并且450+8.5×F1℃以上的温度范围内保持30秒以上且150秒以下。
保持温度低于500℃的情况下，生成马氏体组织或贝氏体组织，退火后的强度提高，使冷锻性劣化。另一方面，保持温度超过600℃的情况下，通过先共析铁素体组织的分率增加和珠光体的层间隙变粗大，由此引起退火后的碳化物的分散的不均匀化和平均粒径的粗大化，从而使冷锻性劣化。另外，对于钢丝的组织，保持温度以及成分的影响大，通过抑制贝氏体组织和马氏体组织的生成，形成珠光体组织成为主体的组织，能够使拉丝加工与退火后的铁素体的平均粒径为15μm以上。由于Si、Cr、Mo使珠光体转变温度上升，因此，这些合金元素的含量高时，容易生成贝氏体组织。在由20×Si%+35×Cr%+55×Mo%求出的F1值高、450+8.5×F1(℃)超过500℃的情况下，使保持温度为450+8.5×F1℃以上。这是由于，抑制贝氏体组织的生成，从而不会使退火后的冷锻性劣化。
需要说明的是，优选的保持温度范围为550℃以上且600℃以下。在保持时间低于30秒的情况下，珠光体转变没有完成，冷却后的残留奥氏体组织的体积率增加，由此使退火后的冷锻性劣化。在保持时间为150秒以上时，对生产率有妨碍。需要说明的是，线材的冷却、规定的温度范围保持时可以使用向熔盐槽中浸渍来进行。
(拉丝加工工序)
保持工序后的轧制线材在冷却后，实施拉丝加工。通过进行拉丝加工，在之后的退火时促进碳化物的球状化，并且促进铁素体晶粒的生长，从而使铁素体粒子变成粗粒。拉丝加工的断面收缩率低于25%时，这些效果不充分，冷锻性发生劣化。断面收缩率超过50%，效果饱和，并且线径变小，用途受到限制。
因此，关于拉丝断面收缩率，将下限设为25%、优选设为30%，将上限设为50%、优选设为45%。
(退火工序)
球状化退火在650℃以上且Ac1温度(℃)以下进行。其中，Ac1=723-10.7×Mn%+29.1×Si%。退火温度低于650℃时，碳化物的球状化变得不充分，使加工性劣化。另外，超过Ac1时，碳化物变粗大，平均粒径超过0.6μm，并且个数也降低。因此，将退火温度的下限设为650℃、将上限设为Ac1。
实施例
基于实施例进一步对本发明进行说明，实施例中的条件是用于确认本发明的实施可能性以及效果的条件例，本发明并不仅限定于该条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨并能实现本发明的目的，则能够采用各种条件。
将用于制造钢丝1~35的钢坯A~L的成分组成示于表1、表2。
表1
  钢坯   C   Si   Mn   P   S   Cr   N   O
  A   0.26   0.23   0.48   0.008   0.008   0.02   0.0024   0.0016
  B   0.35   0.11   1.42   0.015   0.009   0.01   0.0088   0.0017
  C   0.37   0.21   0.73   0.013   0.005   0.02   0.0033   0.0015
  D   0.40   0.18   0.69   0.016   0.012   0.02   0.0044   0.0013
  E   0.43   0.21   0.64   0.02   0.018   0.02   0.0030   0.0011
  F   0.48   0.32   0.77   0.011   0.035   <0.01   0.0042   0.0010
  G   0.56   0.06   0.34   0.007   0.014   0.09   0.0055   0.0008
  H   0.36   0.22   0.71   0.009   0.008   0.25   0.0041   0.0018
  I   0.37   0.20   0.69   0.011   0.009   0.18   0.0042   0.0015
  J   0.36   0.21   0.70   0.008   0.008   0.22   0.0038   0.0014
  K   0.25   0.18   0.80   0.015   0.016   0.20   0.0030   0.0015
  L   0.44   0.15   0.80   0.014   0.015   0.01   0.0035   0.0012
表2
  钢坯   Al   Ti   Ca   Mg   Zr   B   Mo   Ni   Cu   Nb   V   Co   W   REM   F1   450+8.5×F1   Ac1
  A   0.028   5.3   495.05   725
  B   0.013   0.0022   2.6   471.675   711
  C   0.029   4.9   491.65   721
  D   0.0012   0.13   0.11   4.3   486.55   721
  E   0.026   4.9   491.65   722
  F   0.0014   0.09   0.01   0.1   11.4   546.475   724
  G   0.0024   4.4   486.975   721
  H   0.031   13.2   561.775   722
  I   0.032   0.02   0.03   0.001   10.3   537.55   721
  J   0.032   0.02   0.02   0.001   11.9   551.15   722
  K   0.031   0.03   0.0015   0.01   10.6   540.1   720
  L   0.019   3.4   478.475   719
钢丝1~25是通过如下步骤来制造的：(1)对加热后的钢坯实施热轧；(2)在轧制生产线上的熔盐槽中保持规定的温度以及时间进行冷却；(3)对轧制线材实施拉丝加工而制造拉丝材料；(4)对拉丝材料进行退火。
作为比较对象的钢丝26~35通过如下步骤、即通过以往的制造方法进行制造：(1)对加热后的钢坯实施热轧；(2)卷取后，在盘条轧制控制冷却线进行冷却；(3)对轧制线材实施拉丝加工而制造拉丝材料；(4)对拉丝材料进行退火。
表3中，关于钢丝1~35，示出了使用的钢坯、轧制线材的线径(mm)、热轧的轧制结束温度(℃)、从轧制结束温度冷却至600℃时的第一平均冷却速度(℃/秒)、从600℃冷却至550℃时的第二平均冷却速度(℃/秒)、保持温度(℃)、保持时间(s)、拉丝断面收缩率(%)、退火温度(℃)、退火时间(小时)。
表3
Figure BDA00001956505500161
关于这样制造的钢丝1~35，测定铁素体粒子的平均粒径、球状碳化物的平均粒径、球状碳化物的最大粒径、碳化物的个数/C、和碳化物间最大距离。
铁素体粒子的平均粒径使用EBSP装置进行测定。具体而言，在与钢丝的长度方向垂直的钢丝断面的表层(表面)附近部、1/4D部(从钢丝的表面向钢丝的中心方向距离钢丝的直径D的1/4的部分)和1/2D部(钢丝的中心部分)，分别测定275μm×165μm的范围。从测定的铁素体组织的结晶取向图，将取向差达到15度以上的边界视为铁素体晶界。
球状碳化物的平均粒径、球状碳化物最大粒径、球状碳化物的个数/C、球状碳化物间距通过对扫描型电子显微镜照片进行图像分析而求得。具体而言可以通过如下步骤求出，即：在与钢丝的长度方向垂直的钢丝断面的表层(表面)附近部、1/4D部(从钢丝的表面向钢丝的中心方向距离钢丝的直径D的1/4的部分)和1/2D部(钢丝的中心部分)，以5000倍的倍率观察25μm×20μm的视野各5个视野、共计15个视野，对拍摄照片进行图像分析。将球状碳化物的当量圆直径的个数平均作为平均粒径，将测定视野中的最大粒径作为最大粒径。另外，将在不含有0.1μm以上的碳化物的范围内绘制的圆的最大直径作为碳化物间的最大距离。
另外，关于钢丝1~35，作为冷锻性的评价，测定了变形阻力和临界压缩率。
从退火后的钢丝上采集直径5.0×7.5mm的试验片，通过带同心圆状的凹槽的模具，约束端面，进行压缩试验。变形阻力为以相当应变（等效应变）为1.6、压缩率为73.6%进行加工时的相当应力（等效应力）。关于临界压缩率，使用在直径为5.0×7.5mm的压缩试验片的周部轴方向上具有曲率为0.15mm、深度为0.8mm、角度为30°的切口的试验片，将不会产生裂纹（破裂）的最大的压缩率设为临界压缩率。
将这些测定结果示于表4。
表4
Figure BDA00001956505500181
表4中进一步示出了钢丝1~13、16~25与通常退火材(钢丝26~35)的比较结果。“好”表示与以往的球状化退火材料相比冷锻性优良，“相当”表示为与以往的球状化退火材料同等的冷锻性(变形阻力在±20MPa以内、临界压缩率在±2%以内)，“差”表示与以往的球状化退火材料相比冷锻性差。
由钢丝13~15可知，使用Cr含量多的钢坯H、J的情况下，即使采用适当的制造条件，也无法使铁素体粒子粗粒化，因此，不能发挥优良的冷锻性。
另外可知，采用本发明中规定的化学成分含量以及制造方法的钢丝，与比较对象的钢丝26~35比较，变形阻力为同等以上，并且临界压缩率均优良。
另外，图1~图7中示出了关于钢丝1~35的评价结果。
图1关于钢丝1~35示出了铁素体粒径与变形阻力的关系。由该图可知，铁素体粒径为15μm以上的钢丝的变形阻力低。
图2关于钢丝1~35示出了球状碳化物的最大粒径与临界压缩率的关系。由该图可知，球状碳化物最大粒径为4μm以下的钢丝的临界压缩率高。
图3关于钢丝1~35示出了碳化物平均粒径与临界压缩率的关系。由该图可知，球状碳化物的平均粒径为0.8mm以下的钢丝的临界压缩率高。
图4关于钢丝1~35示出了球状碳化物个数除以C%而得到的值与临界压缩率的关系。由该图可知，每1mm2的个数为0.5×106×C%~5.0×106×C%个的钢丝的临界压缩率高。
图5关于钢丝1~35示出了碳化物间最大距离与临界压缩率的关系。由该图可知，球状碳化物中粒径为0.1μm以上的碳化物间的最大距离为10μm以下的钢丝的临界压缩率高。
另外，由图1~图5可知，属于本发明的任意一种钢丝均是临界压缩率高且变形阻力低。
图6示出了Cr量与变形阻力的关系。其中，为了评价Cr量对冷锻性产生的影响，关于使用C、Si、Mn的含量类似的钢坯种类C、I、J的钢丝3、13、14、15，示出了Cr量与变形阻力的关系。由该图可知，Cr量超过0.2%时，变形阻力急剧增大。
图7示出了F1值与保持温度的关系。其中，关于属于本发明的钢丝1、2、3、5、6、8、11、12、14、16、21、和不属于本发明的钢丝4、17、18、19、20、24、25，示出了F1值与保持温度的关系。将保持温度设定得高的钢丝20以及25，铁素体粒径和碳化物间最大距离不优选，因此，变形阻力和临界压缩率变差。将保持温度设定得低的钢丝4、17、18、19、24，铁素体粒径不优选，因此，变形阻力变差。
由以上的实施例可知，钢成分和制造方法基于本发明适当地进行控制的情况下，球状碳化物的平均粒径、最大粒径、铁素体粒径、以及球状碳化物间的最大距离适当，因此，与以往的球状化退火材料比较，变形阻力为同等以上，并且临界压缩率提高。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够提供冷锻优良的钢丝，因此，能够使复杂形状部件的成品率和生产率提高。

Claims (3)

1.一种钢丝，其特征在于，其成分组成以质量%计含有：C：0.25~0.60%、Si：0.01~0.40%、Mn：0.20~1.50%，且限制Cr为0.20%以下、P为0.030%以下、S为0.040%以下、N为0.010%以下、O为0.0040%以下，剩余部分包含铁和不可避免的杂质，金属组织实质上由铁素体粒子和球状碳化物构成，
其中，所述铁素体粒子的平均粒径为15μm以上，
所述球状碳化物的平均粒径为0.8μm以下且最大粒径为4.0μm以下，并且每1mm2的所述球状碳化物的个数为0.5×106×C%~5.0×106×C%个，
所述球状碳化物中，粒径为0.1μm以上的球状碳化物间的最大距离为10μm以下。
2.根据权利要求1所述的钢丝，其特征在于，所述成分组成以质量%计还含有：Al：0.001~0.060%、Ti：0.002~0.050%、Ca：0.0001~0.010%、Mg：0.0001~0.010%、Zr：0.0001~0.010%、B：0.0001~0.0060%、Mo：0.01~0.10%、Ni：0.01~0.20%、Cu：0.01~0.25%、Nb：0.001~0.04%、V：0.01~0.20%、Co：0.001~0.2%、W：0.001~0.2%和REM：0.0005~0.01%中的至少一种。
3.权利要求1或2所述的钢丝的制造方法，其特征在于，其具备：
加热工序，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯进行加热；
热轧工序，对所述钢坯进行将轧制结束温度设定为Ar1温度以上的热轧，由此得到轧制线材；
第一冷却工序，对所述轧制线材以20℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度从所述轧制结束温度冷却至600℃；
第二冷却工序，对所述第一冷却工序后的所述轧制线材以15℃/秒以下的平均冷却速度从600℃冷却至550℃；
保持工序，将所述第二冷却工序后的上述轧制线材在500℃~600℃、并且450+8.5×F1℃以上的温度范围内保持30秒以上且150秒以下；
拉丝加工工序，对所述保持工序后的所述轧制线材进行断面收缩率为25%以上且50%以下的拉丝加工而得到拉丝材料；和
退火工序，对所述拉丝材料在650℃以上且Ac1以下进行退火，
其中，Ac1=723-10.7×Mn%+29.1×Si%，
F1=20×Si%+35×Cr%+55×Mo%。
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