CN104011249A - 冷加工用机械结构用钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种即使实施通常的球状化退火时，也能够实现软质化和硬度的偏差的减小的冷加工用机械结构用钢及其制造方法。具有规定的化学成分组成，钢的金属组织中的珠光体和先共析铁素体相对于全部组织的合计面积率为90面积％以上，先共析铁素体的面积率A，在与规定的关系式所代表有Ae值的关系中满足A＞Ae，并且bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～35μm，以所述bcc－Fe晶粒的当量圆直径计，最大的粒径和第二大的粒径的平均值为50μm以下。

Description

冷加工用机械结构用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车用零件，建筑机械用零件等的各种零件的制造所使用的冷加工用机械结构用钢，特别是涉及球状化退火后的变形阻力低的、具有冷加工性优异的特性的钢材，和用于制造这样的冷加工用机械结构用钢有用的方法。具体来说，就是以通过冷锻、冷镦、冷滚轧等的冷加工而制造的汽车用零件、建筑机械用零件等的各种零件，例如，以螺栓、螺钉、螺帽、插座、球窝接头、内管、扭力杆、离合器外壳、轴承保持架、机架、轮毂、盖子、壳体、底座(受座金)、推杆、轴鞍、块体、内壳、离合器、套筒、外座圈、扣链齿、铁芯、定子、砧座、十字叉、摇臂、底盘、凸缘、鼓、联轴管、连接器、滑轮、金属零件、轭、配帽、气门挺杆、火花塞、小齿轮、转向轴、共轨等的机械零件、传送零件等所使用的高强度机械构造用线材和棒钢为对象，在制造上述的各种机械构造用零件时，室温和加工放热区域的变形阻力低，并且金属模具和原材的裂纹得到抑制，从而能够发挥出优异的冷加工性。
背景技术
在制造汽车用零件、建筑机械用零件等的各种零件时，出于赋予冷加工性的目的，会对于碳钢、合金钢等的热轧材实施球状化退火处理之后再进行冷加工，其后通过实施切削加工等而成形为规定的形状后，进行淬火回火处理，进行最终的强度调整。
近年来，零件形状有复杂化、大型化的倾向，随之而来的是在冷加工工序中，提出了使钢材更软质化，以防止钢材的裂纹和使金属模具寿命提高这样的要求。为了使钢材更软质化，可以通过更长时间的球状化退火处理来达成软质化，但另一方面，从节能的观点出发，就存在热处理时间过长的问题。
至今为止，也提出了几个缩短球状化退火时间，或省略球状化退火时间，仍可得到与通常的球状化退火处理材同等的软质化的方法。作为这样的技术，在例如专利文献1中公开有一种技术，其是通过规定先共析铁素体和珠光体组织，使其平均粒径为6～15μm，并且规定铁素体体积率，从而迅速地进行球状化退火处理，并使冷锻性并立。但是，如果使组织微细，虽然可实现球状化退火处理时间的缩短化，但是进行通常的球状化退火处理(10～30小时左右的退火处理)时，原材的软质化并不充分。
另一方面，在专利文献2中公开有一种技术，其除了规定先共析铁素体的体积率以外，还分别规定珠光体组织和贝氏体组织的体积率，由此可以缩短退火时间。但是，在这一技术中，虽然可达成迅速球状化，但关于软质化仍不充分，并成为贝氏体和珠光体的混合组织的结果是，球状化退火后的硬度有可能产生偏差。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2000－119809号公报
专利文献2：日本国特开2009－275252号公报
发明内容
本发明在这种状况下形成，其目的在于，提供一种即使在实施通常的球状化退火时，也能够由球状化退火实现软质化，并且也能够减少硬度的偏差这样的冷加工用机械结构用钢，和用于制造这样的冷加工用机械结构用钢的有用的方法。
能够达成上述目的的所谓本发明的冷加工用机械结构用钢，具有以下几点要旨：分别含有C：0.3～0.6％(质量％的意思。以下，关于化学成分组成均同。)、Si：0.005～0.5％、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％和N：0.015％以下(不含0％)，余量由铁和不可避免的杂质构成，钢的金属组织为，具有珠光体和先共析铁素体，珠光体和先共析铁素体相对于全部组织的合计面积率为90面积％以上，先共析铁素体的面积率A在与下述(1)式所表示的Ae值的关系中满足A＞Ae，并且相邻的2个晶粒的取向差比15°大的大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～35μm，并且以所述bcc－Fe晶粒的当量圆直径计，最大的粒径和第二大的粒径的平均值在50μm以下。还有，所述所谓“当量圆直径”，是将取向差比15°大的大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒换算成相同面积的圆时的直径(当量圆直径)，“平均当量圆直径”是其平均值。另外，以下为了说明的方便，以bcc－Fe晶粒的当量圆直径计，将最大的粒径和第二大的粒径的平均值称为“粗大部分粒径”。
Ae＝(0.8－Ceq1)×96.75…(1)
其中，Ceq1＝[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]，[C]、[Si]和[Mn]分别表示C、Si和Mn的含量(质量％)。
本发明的冷加工用机械结构用钢的基本的化学成分如上述，但根据需要，还含有如下等成分也有用：(a)从Cr：0.5％以下(不含0％)、Cu：0.25％以下(不含0％)、Ni：0.25％以下(不含0％)、Mo：0.25％以下(不含0％)和B：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上；(b)从Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上，根据所含有的成分，该钢材的特性得到进一步改善。
另一方面，在制造上述这样的本发明的冷加工用机械结构用钢时，按顺序包括如下工序即可：在超过950℃但在1100℃以下的温度进行终轧的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至700℃以上、低于800℃的温度范围的工序；以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上的工序。
另外，按顺序包括如下工序，也能够制造本发明的冷加工用机械结构用钢：在1050℃以上、1200℃以下的温度进行终轧的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至700℃以上、低于800℃的温度范围的工序；以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至580～660℃的温度范围的工序；以1℃/秒以下的平均冷却速度冷却20秒以上或进行保持的工序。
本发明的冷加工用机械结构用钢，具有上述这样的化学成分组成，金属组织也包含：bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径是15～35μm，并且bcc－Fe晶粒内的渗碳体以长宽比计在2.5以下，并且由下述(2)式表示的K值在1.3×10-2以下。该冷加工用机械结构用钢，假定的是在球状化退火之后的。
K值＝(N×L)/E…(2)
其中，E：表示bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径(μm)，N：表示bcc－Fe晶粒内的渗碳体数密度(个/μm2)，L：表示bcc－Fe晶粒内的渗碳体的长宽比。
在本发明中，通过规定化学成分组成，并且规定珠光体与先共析铁素体相对于全部组织的合计面积率，使先共析铁素体的面积率A在与规定的关系式所表示的Ae值的关系中满足A＞Ae，并且适当地规定bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径和粗大粒径，由此，能够实现一种冷加工用机械结构用钢，其即使是实施通常的球状化退火时，也能够使硬度十分低，并且也能够减少硬度的偏差。
附图说明
图1是表示球状化退火后的组织例的附图代用电子显微镜照片。
具体实施方式
本发明者们，为了实现即使实施通常的球状化退火时，也能够由球状化退火实现软质化，并且也能够减少硬度的偏差这样的冷加工用机械结构用钢，而从各种角度进行研究。其结果取得了以下的构想：为了实现球状化退火后的钢的软质化，重要的是使球状化退火后的铁素体晶粒的粒径比较大，并且为了减少因球状渗碳体造成的分散强化，重要的是尽可能加大渗碳体的粒子间距。于是发现，为了在球状化退火后实现上述这样的组织，如果使球状化退火前的金属组织(以下，称为“前组织”)，在以珠光体和先共析铁素体为主相的基础上，尽可以提高组织中的先共析铁素体的面积率，并且使大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒(具体来说，就是先共析铁素体的晶粒和珠光体中的铁素体晶粒)的平均当量圆直径比较大，则能够最大限度地降低球状化退火后的硬度。另外还发现，为了减少硬度的偏差，通过使上述bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径为50μm以下可达成，从而完成了本发明。
在球状化退火后，会变化成以渗碳体(球状渗碳体)和铁素体为主体的组织，不过，渗碳体和铁素体是使钢的变形阻力减少而有助于冷加工性提高的金属组织。但是，仅仅只成为含有球状化的渗碳体和铁素体的金属组织，并不能实现期望的软质化，因此如以下详述这样，还需要适当地控制该金属组织的面积率、先共析铁素体面积率A、bcc－Fe晶粒的平均当量圆粒径等。
组织(前组织)中含有贝氏体和马氏体等的微细的组织时，进行一般的球状化退火，在球状化退火后，由于贝氏体和马氏体的影响，组织仍然微细，软质化不充分。从这一观点出发，需要珠光体和先共析铁素体对于全部组织的合计面积率为90面积％以上。优选为95面积％以上，更优选为97面积％以上。还有，作为珠光体和先共析铁素体以外的金属组织，例如会部分包含能够在制造过程中生成的马氏体和贝氏体等，但是，若这些组织的面积率变高，则强度变高，冷加工性劣化，因此也可以完全不含有。因此珠光体和先共析铁素体相对于全部组织的合计面积率，最优选为100面积％。
由上述宗旨可知明，需要使前组织中的先共析铁素体面积率A尽可能地多。通过增多先共析铁素体的面积率A，在球状化退火后会形成珠光体局部化，球状渗碳体容易生长的(粒子间距容易变大)状态。本发明者们，从使先共析铁素体析出至平衡量这一观点出发进行研究，基于实验，平衡先共析铁素体析出量，由(0.8－Ceq1)×129表示，和先共析铁素体面积率A，能够确保在平衡析出量的75％以上即可，基于这样的构想，作为需要最低限度确保的先共析铁素体量，决定为下述(1)式所表示的Ae值。还有，测量先共析铁素体的面积率A时的铁素体，宗旨是不包括在珠光体组织中所包含的铁素体(只测量“先共析铁素体”)。另外，先共析铁素体的面积率，虽然根据成分系也有所不同，但在本发明中作为对象的化学成分组成中，至多不过65％左右。
Ae＝(0.8－Ceq1)×96.75…(1)
其中，Ceq1＝[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]，[C]、[Si]和[Mn]分别表示C、Si和Mn的含量(质量％)。
即，先共析铁素体面积率A在与上述(1)式所表示的Ae值的关系中满足A＞Ae时，可发挥出加大先共析铁素体面积率带来的效果。相对于此，先共析铁素体的面积率A为上述Ae值以下时(即，A≤Ae)，球状化退火后容易析出新的微细铁素体，软质化不充分。另外，在先共析铁素体面积率A小的状态下，若加大bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径，则容易生成再生珠光体，充分的软质化困难。
若预先使前组织中的由大角度晶界包围的bcc(体心立方晶格)－Fe晶粒的平均当量圆直径(以下称为“bcc－Fe晶粒的平均粒径”)为15μm以上，则在球状化退火后可以实现软质化。但是，若前组织中的bcc－Fe晶粒的平均粒径过大，则经过通常的球状化退火，会成为使再生珠光体等的强度增加的组织，软质化困难，因此bcc－Fe晶粒的平均粒径需要为35μm以下。bcc－Fe晶粒的平均粒径优选为18μm以上，更优选为20μm以上。bcc－Fe晶粒的平均粒径优选为32μm以下，更优选为30μm以下。
测量bcc－Fe晶粒的平均粒径时的铁素体，以相邻的2个晶粒的取向差比15°大的大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒为对象，这是由于在取向差为15°以下的小角度粒界，球状化退火造成的影响小。即，所述取向差比15°大的大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒，通过使其换算成相同面积的圆时的直径为上述这样的范围，能够在球状化退火后实现充分的软质化。还有，所述“取向差”也称为“偏离角”或“斜角”，在取向差的测量中，采用EBSP法(Electron Backscattering Pattern法)即可。另外，测量平均粒径的bcc－Fe晶粒，包括先共析铁素体和珠光体组织中所含的铁素体(该铁素体与“先共析铁素体”有所区别)的晶粒。从这一观点出发，测量平均粒径的bcc－Fe晶粒，是与“先共析铁素体”不同的概念。
bcc－Fe晶粒的平均粒径，除了再生珠光体以外，由于对残存珠光体的发生也产生影响，所以通过进行bcc－Fe晶粒的平均粒径的控制，可以进行作为材料整体的平均的软质化。但是，若前组织的粒径有局部性地粗大之处，则在球状化退火后会产生明显硬的部分。在前组织中的由前述大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒之中，通过使当量圆直径最大的晶粒的当量圆直径和当量圆直径第二大的晶粒的当量圆直径的平均值(以下称为“bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径”)在50μm以下，能够抑制局部性的残存珠光体和再生珠光体的发生，抑制硬度的偏差。还有，bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径优选为45μm以下，更优选为40μm以下。
本发明设定为冷加工用机械结构用钢，关于其钢种，只要是作为冷加工用机械结构用钢的通常的化学成分组成即可，关于C、Si、Mn、P、S、Al和N，可以调整到恰当的范围内。从这一观点出发，这些化学成分的恰当的范围及其范围限定理由如下述。
[C：0.3～0.6％]
C在确保钢的强度(最终制品的强度)上是有用的元素。为了有效地发挥这样的效果，C含量需要为0.3％以上。优选为0.32％以上(更优选为0.34％以上)。但是，若C被过剩含有，则强度变高，冷加工性降低，因此需要在0.6％以下。优选为0.55％以下(更优选为0.50％以下)。
[Si：0.005～0.5％]
Si作为脱氧元素，和出于通过固溶体硬化使最终制品的强度增加这一目的而含有，低于0.005％时，这样的效果无法有效地发挥，另外若超过0.5％而过剩地含有，则硬度过度上升，使冷加工性劣化。还有，Si含量优选为0.007％以上(更优选为0.010％以上)，优选为0.45％以下(更优选为0.40％以下)。
[Mn：0.2～1.5％]
Mn在通过淬火性的提高而使最终制品的强度增加上是有效的元素，但低于0.2％时，该效果不充分，若超过1.5％而过剩地含有，则硬度上升而使冷加工性劣化，因此为0.2～1.5％。还有，Mn含量优选为0.3％以上(更优选为0.4％以上)，优选为1.1％以下(更优选为0.9％以下)。
[P：0.03％以下(不含0％)]
P是在钢中不可避免被含有元素，P在钢中发生晶界偏析，成为延展性的劣化的原因，因此抑制在0.03％以下。P含量优选为0.028％以下(更优选为0.025％以下)。
[S：0.03％以下(不含0％)]
S在钢中是不可避免被含有的元素，在钢中作为MnS存在，对于冷加工来说是使延展性劣化的有害的元素，因此需要使其含量在0.03％以下。S含量优选为0.028％以下(更优选为0.025％以下)。
[Al：0.01～0.1％]
Al作为脱氧元素有用，并且在将钢中存在的固溶N作为AlN固定上有用。为了有效地发挥这样的效果，Al含量需要为0.01％以上。但是，若Al含量变得过剩而超过0.1％，则Al2O3过剩地生成，使冷加工性劣化。还有，Al含量优选为0.013％以上(更优选为0.015％以上)，优选为0.090％以下(更优选为0.080％以下)。
[N：0.015％以下(不含0％)]
N是在钢中不可避免地被含有元素，若在钢中含有固溶N，则应变时效带来硬度上升，招致延展性降低，使冷加工性劣化，因此需要抑制在0.015％以下。N含量优选为0.013％以下，更优选为0.010％以下。
本发明的冷加工用机械结构用钢的基本的化学成分组成如上述，余量实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，是除了铁以外，也能够允许不阻碍本发明的钢材的特性的程度下的微量成分(例如，Sb、Zn等)，此外也能够含有P、S、N以外的不可避免的杂质(例如，O、H等)。
在本发明的冷加工用机械结构用钢中，根据需要，还含有如下等成分也有用：(a)从Cr：0.5％以下(不含0％)、Cu：0.25％以下(不含0％)、Ni：0.25％以下(不含0％)、Mo：0.25％以下(不含0％)和B：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上；(b)从Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上，根据所含有的成分，该钢材的特性得到进一步改善。使这些成分含有时的成分范围限定理由如下述。
[从Cr：0.5％以下(不含0％)、Cu：0.25％以下(不含0％)、Ni：0.25％以下(不含0％)、Mo：0.25％以下(不含0％)和B：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上]
Cr、Cu、Ni、Mo和B均在通过使钢材的淬火性提高，从而使最终制品的强度增加上是有效的元素，根据需要单独含有或含有2种以上。但是，若这些元素的含量变得过剩，则强度变得过高，使冷加工性劣化，因此以上述方式规定各自优选的上限。更优选Cr为0.45％以下(进一步优选为0.40％以下)，Cu、Ni和Mo为0.22％以下(进一步优选为0.20％以下)，和B为0.007％以下(进一步优选为0.005％以下)。还有，这些元素带来的效果随着其含量增加而变大，但为了有效地发挥这些效果，优选Cr为0.015％以上(更优选为0.020％以上)，Cu、Ni和Mo为0.02％以上(更优选为0.05％以上)，和B为0.0003％以上(更优选为0.0005％以上)。
[从Ti：0.2％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上]
Ti、Nb和V与N形成化合物，减少固溶N，从而发挥着减小变形阻力的效果，因此根据需要能够单独使之含有或含有2种以上。但是，若这些元素的含量变得过剩，则所形成的化合物招致变形阻力的上升，反而使冷加工性降低，因此优选Ti和Nb为0.2％以下，V为0.5％以下。更优选为Ti和Nb为0.18％以下(进一步优选为0.15％以下)，和V为0.45％以下(进一步优选为0.40％以下)。还有，这些元素带来的效果随着其含量增加而变大，但为了有效地发挥其效果，优选Ti和Nb为0.03％以上(更优选为0.05％以上)，和V为0.03％以上(更优选为0.05％以上)。
制造本发明的冷加工用机械结构用钢时，将满足上述这样的成分组成的钢，以超过950℃、1100℃以下的温度终轧后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至700℃以上、低于800℃的温度范围，其后，以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上即可(此方法以下称为“制造方法1”)。作为其他的方法，也可以将满足上述这样的成分组成的钢，以1050℃以上、1200℃以下的温度终轧后，以10℃/秒以上的平均冷却速度即刻冷却至700℃以上、低于800℃的温度范围，之后，以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上以后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至580～660℃的温度范围，再以1℃/秒以下的平均冷却速度冷却20秒以上冷却或进行保持(此方法以下称为“制造方法2”)。对于这些制造方法的各制造条件进行说明。
(制造方法1)
为了将大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒的平均粒径控制在15～35μm，需要适当地控制终轧温度。若该终轧温度超过1100℃，则使平均粒径处于35μm以下困难。另外，若终轧温度超过1100℃，则bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径容易超过50μm。但是，若终轧温度在950℃以下，则使bcc－Fe晶粒的平均粒径处于15μm以上困难，因此需要超过950℃。
以上述温度终轧后，若至700℃以上、低于800℃的温度范围的冷却速度慢，则bcc－Fe晶粒粗大化，存在平均粒径超过35μm的可能性，另外bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径容易超过50μm，因此需要使平均冷却速度为10℃/秒以上。该平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为30℃/秒以上。对于这时的平均冷却速度的上限没有特别限定，作为现实的范围，在200℃/秒以下。另外，关于这时的冷却，如果在作为10℃/秒以上的平均冷却速度的范围内，则也可以是改变冷却速度这样的冷却方式。还有，这时的冷却停止温度，优选为710℃以上(更优选为720℃以上)，780℃以下(更优选低于750℃)。
在上述这样的冷却(即，以10℃/秒以上的平均冷却速度至700℃以上、800℃低于的温度范围的冷却)之后，从这一温度，以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上。即，通过促进先共析铁素体晶粒的析出，确保先共析铁素体面积率A，并且使之均匀地分散，可达成球状渗碳体的生长促进和前组织粗大部分粒径的减小。关于该冷却的平均冷却速度的下限，没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选为0.01℃/秒以上。还有，关于该冷却的结束温度，根据钢材的化学成分组成和终轧温度，至此为止的冷却条件也会有所不同，但大体为660℃左右以下。关于在此之后的冷却，可以是气体中的冷却和放冷等的通常的冷却(平均冷却速度为0.1～50℃/秒左右)。
(制造方法2)
若采用该制造方法2时的终轧温度超过1200℃，则使bcc－Fe晶粒的平均粒径处于35μm以下困难。另外，若终轧温度超过1200℃，则bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径容易超过50μm。但是，若终轧温度低于1050℃，则使bcc－Fe晶粒的平均粒径处于15μm以上困难，因此需要为1050℃以上。
在上述这样的温度范围终轧后，以10℃/秒以上的平均冷却速度即刻冷却至700℃以上、低于800℃的温度范围，但若这时的平均冷却速度慢，则使bcc－Fe晶粒的平均粒径处于35μm以下，和使粗大部分粒径处于50μm以下困难，因此需要确保10℃/秒以上的平均冷却速度。
其后，为了确保先共析铁素体面积率A，并且使之均匀地分散而减小前组织的粗大部分粒径，而以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上。通过以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上(冷却时间)，可确保先共析铁素体的面积率A，并且使之均匀地分散，达成球状渗碳体的生长促进和前组织的粗大部分粒径的减小。关于该冷却的平均冷却速度的下限，没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选为0.01℃/秒以上。冷却时间至少需要100秒以上，但优选为400秒以上，更优选为500秒以上。另外考虑生产率和设备上的制约，从能够以现实的时间实施这样的观点出发，冷却时间优选为2000秒以下(更优选为1800秒以下)。
终轧温度高时(例如，1200℃左右)，从防止bcc－Fe晶粒的平均粒径超过35μm，和bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径超过50μm的观点出发，可以适宜在上述的冷却之后进行急冷。该冷却的平均冷却速度至少需要10℃/秒以上。该平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为30℃/秒以上。关于这时的平均冷却速度的上限没有特别限定，但作为现实的范围，在200℃/秒以下。另外，关于将这时的冷却停止的温度，若低于580℃，则先共析铁素体+珠光体的合计面积率有低于90面积％的可能性，另一方面，若超过660℃，则bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径容易超过50μm。关于其以后的冷却，以1℃/秒以下的平均冷却速度进行20秒以上的冷却即可。还有，关于从580℃以上、660℃以下的温度范围进行的冷却，也可以不采取积极地冷却，而是原样保持。
如上述这样制造冷加工用途机械结构用钢后，对于该钢材实施通常的球状化退火，由此，能够得到金属组织如下的钢材：bcc－Fe晶粒的平均粒径为15～35μm，并且bcc－Fe晶粒内的渗碳体其长宽比为2.5以下，并且由下述(2)式表示的K值为1.3×10-2以下。
K值＝(N×L)/E…(2)
其中，E：表示bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径(μm)，N：表示bcc－Fe晶粒内的渗碳体数密度(个/μm2)，L：表示bcc－Fe晶粒内的渗碳体的长宽比。
作为用于使球状化退火材软质化的组织因素，渗碳体的长宽比的减小，和减小渗碳体的数密度的技术至今为止也有所报告。例如在日本国特开2000－73137号公报中公开，通过减小渗碳体的长宽比，变形阻力降低。
在上述的技术中，是通过使材料组织整体的渗碳体数密度(＝铁素体晶界上的渗碳体数密度+铁素体晶内的渗碳体数密度)，和材料组织整体的渗碳体的长宽比减少来实现软质化。相对于此，在本发明中判明的是，为了使之软质化，相比铁素体晶界上的渗碳体，通过使铁素体晶内(bcc－Fe晶粒内)的渗碳体数密度减少，能够取得巨大的效果。
另外为了钢材的软质化，加大球状化退火后的铁素体粒径也有效，这是早就已知的，但对通常的钢材实施通常的球状化退火时，若想尝试加大球状化退火后的铁素体粒径，则取而代之的是在球状化退火中容易存在再生珠光体和残存珠光体，因此铁素体晶内的渗碳体的长宽比变大，或铁素体晶内的渗碳体数变多，其结果是，无法充分获得球状化退火后的软质化。反之，虽然存在以球状化退火后的铁素体粒微细为前提，减小渗碳体的长宽比，和减少渗碳体数密度的技术，但其在软质化的观点上来说并不充分。
相对于此，如本发明，通过预先适当地控制球状化前组织(前组织的粒径和铁素体面积率等)，球状化退火后的铁素体晶粒的粗大化，和铁素体晶内的渗碳体数量减少，并且铁素体晶内的渗碳体长宽比减小得到并立，其结果判明，球状化退火后的硬度比以往降低，并且偏差也得到抑制。而且，若由上述(2)式表示的K值处于1.3×10-2以下，则能够显著地取得软质化和硬度的偏差减小的效果。
还有，在本发明的通常的球状化退火中，为了保持在(铁素体+奥氏体)二相域而分解层状的珠光体，其后实现渗碳体的球状化，设想的是在紧接A1相变点之下一边进行徐冷或保持一边使之冷却的处理。通过实施这样的球状化退火，能够得到上述这样的球状化组织。
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，根据前、后述的宗旨改变设计的均包含在本发明的技术范围内。
实施例
使用下述表1所示的化学成分组成的钢种，使各种制造条件(终轧温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却时间：参照后述表2、4)变化，制作前组织不同的8.0mm(实施例1)或17.0mm(实施例2)的线材。
[表1]
*余量:铁和P、S、N以外的不可避免的杂质
(组织因素的测量方法)
在测量所得到的各线材(轧制材)的组织因素(组织、bcc－Fe晶粒的平均粒径和bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径)，和球状化退火后的硬度时，各线材、各实验室试验片材均以能够观察到纵截面的方式进行树脂填埋，相对于线材的半径D，测量D/4的位置。
(前组织的bcc－Fe晶粒的平均粒径和粗大部分粒径的测量)
前组织的bcc－Fe晶粒的平均粒径，和bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径，使用EBSP分析装置和FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜)进行测量。以结晶取向差(斜角)超过15°的边界(大角度晶界)作为结晶晶界来定义“晶粒”，决定bcc－Fe晶粒的平均粒径。这时的测量区域为400μm×400μm，测量步进为0.7μm间隔，表示测量方位的可靠性的置信指数(Confidence Index)低于0.1的测量点从分析对象中删除。另外前组织的bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径，基于上述分析结果，为最大值和第二大的值(当量圆直径)的平均值。
(组织的观察)
在珠光体+先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)、先共析铁素体面积率A(F面积率A)的测量中，利用硝酸乙醇腐蚀液使组织显现，用光学显微镜进行组织观察，以倍率400倍拍摄10个视野。以这些照片为基础，通过图像分析，判定珠光体+先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)、先共析铁素体面积率A(F面积率A)。组织分析，在上述各照片中，随机选择100点，判别各点的组织。用各组织(铁素体、珠光体、贝氏体、其他)存在的点数除以总点数，求得组织分率。还有，在组织分析时，组织内很白，无浓淡的区域判定为先共析铁素体，其他的有浓淡的部分分散而混杂的对比暗淡的区域差别为珠光体，白色的部分以针状混杂的区域判定为贝氏体。
(球状化退火后的硬度的测量)
球状化退火后的硬度的测量，使用维氏硬度计，以载荷1kgf测量15点，求得其平均值(Hv)。另外，也求得15点测量的硬度的标准偏差。这时的硬度的基准，平均值满足下述(3)式的判断为合格。作为硬度的偏差的判定，样本标准偏差(不偏标准偏差)[由excel的函数(STDEV)计算15点]在5以内为合格。
Hv＜88.4×Ceq2+80.0…(3)
其中，Ceq2＝[C]+0.2×[Si]+0.2×[Mn]，[C]、[Si]和[Mn]分别表示C、Si和Mn的含量(质量％)。
[实施例1]
使用上述表1所示的钢种A。使用实验室的加工热模拟试验装置模拟轧制工序，轧制最终温度(加工最终温度)、冷却条件(平均冷却速度、冷却停止温度)如下述表2这样变化，分别制造前组织不同的试样。还有，在表2的制造条件中，“冷却1”表示从终轧温度至700℃以上、低于800℃的温度范围的冷却，“冷却2”表示进行“冷却1”后的冷却，“冷却3”表示进行“冷却2”后的冷却，“冷却4”表示进行“冷却3”后的冷却(制造方法1的情况下，无“冷却3”和“冷却4”)。还有，表2所示的条件结束后，进行气体冷却(平均冷却速度1～50℃/秒)，冷却至室温(25℃)附近。
[表2]
这时，加工热模拟试样为8.0mm×12.0mm，热处理结束后进行二等分，分别作为前组织调查用试样和球状化退火用的试样。另外，球状化退火是进行如下热处理，即，将试样分别进行真空封入，用大气炉，保持740℃×6小时(均热)后，以平均冷却速度10℃/时冷却至710℃并保持2小时，其后以平均冷却速度10℃/时冷却至660℃并放冷。
其中，前组织的珠光体+先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)、bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)、先共析铁素体面积率A(F面积率A)、bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)和球状化退火后的硬度的测量结果，显示在下述表3中。还有，C含量为0.46％的钢种A的软质化的基准，基于上述(3)式，低于Hv137。
[表3]
根据这些结果，能够进行如下考察。试验No.1～4是满足本发明所规定的全部要件的例子，可知能够充分降低球状化退火后的硬度，另外硬度的偏差也小(减小标准偏差)。
相对于此，试验No.5～10是欠缺本发明所规定的某一要件的例子，某一特性劣化。即，试验No.5是终轧温度高，冷却1的平均冷却速度慢，而且冷却3的冷却停止温度高的例子，bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)和粗大部分粒径(α粗大部分粒径)均大，并且先共析铁素体面积率A(F面积率A)也低，球状化退火后的硬度高，并且标准偏差也大。
试验No.6是在终轧后在700℃以上、低于800℃的温度范围内实施徐冷(冷却2)的例子(相对于制造方法2)，bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)小，并且先共析铁素体面积率A(F面积率A)也低，球状化退火后的硬度为高的状态。
试验No.7是终轧温度高的例子(相对于制造方法1)，bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)大，并且标准偏差也大。试验No.8是终轧温度高，并且冷却1的冷却停止温度低的例子(相对于制造方法1)，先共析铁素体面积率A(F面积率A)也低，并且bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)大，球状化退火后的硬度的标准偏差大。
试验No.9是“冷却2”的平均冷却速度快，并且冷却时间短的例子，先共析铁素体面积率A低，球状化退火后的硬度高的状态。试验No.10是“冷却2”的平均冷却速度快，并且“冷却3”的冷却停止温度低的例子，由于贝氏体的析出导致珠光体和先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)低于90面积％，球状化退火后的硬度高。
[实施例2]
使用上述表1所示的钢种B～L，使制造条件(终轧温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却时间)以下述表4的方式变化，制作前组织不同的试样(17mm的线材)。还有，在表4的制造条件中，“冷却1”～“冷却4”与实施例1相同。这时，加工热模拟试样为17.0mm×15.0mm，热处理结束后进行二等分，分别作为前组织调查用试样和球状化退火用的试样。另外球状化退火是进行如下热处理，即，将试样分别进行真空封入，用大气炉，保持740℃×6小时(均热)后，以平均冷却速度10℃/时冷却至710℃并保持2小时，其后以平均冷却速度10℃/时冷却至660℃放冷。
[表4]
测量球状化退火前(前组织)的珠光体+先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)、bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)、先共析铁素体面积率A(F面积率A)和bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)，并且按上述要领测量球状化退火后的硬度。其中，前组织的珠光体+先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)、bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)、先共析铁素体面积率A(F面积率A)、bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)和球状化退火后的硬度的测量结果显示在下述表5中。还有，表5中也同时显示上述(3)式的右边的值(以下称为“B值”)。
[表5]
根据这些结果能够进行如下考察。试验No.11～20是满足本发明所规定的全部要件的例子，可知能够充分降低球状化退火后的硬度，另外硬度的偏差也小。
相对于此，试验No.21～26是欠缺本发明所规定的某一要件的例子，某种特性劣化。即，试验No.21是终轧温度低的例子，bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)小，球状化退火后的硬度高。试验No.22是“冷却1”的冷却停止温度高的例子(相对于制造方法2)，先共析铁素体面积率A(F面积率A)低，并且bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)大，球状化退火后的硬度高，并且标准偏差也大。
试验No.23是“冷却2”的冷却时间短的例子，先共析铁素体面积率A(F面积率A)低，球状化退火后的硬度高。试验No.24是终轧温度高，“冷却2”的平均冷却速度快，并且“冷却3”的平均冷却速度慢的例子(相对于制造方法2)，先共析铁素体面积率A(F面积率A)低，并且bcc－Fe晶粒的粗大部分粒径(α粗大部分粒径)大，球状化退火后的硬度高，并且标准偏差也大。
试验No.25是“冷却3”的平均冷却速度慢的例子，bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)小，球状化退火后的硬度高。试验No.26是使用了Cr含量多的钢种L的例子，虽然采用了适当的制造条件，但是先共析铁素体面积率A(F面积率A)也低，并且由于马氏体的析出导致珠光体和先共析铁素体的合计面积率(P+F的比例)低于90面积％，球状化退火后的硬度高。
[实施例3]
上述试验No.1～26之中，重新制作下述表6所示的试样，实施球状化退火。这时球状化退火是进行如下热处理，即，将试样分别进行真空封入，用大气炉，保持740℃×4小时(均热)后，以平均冷却速度10℃/时冷却至720℃，其后以平均冷却速度2.5℃/时冷却至710℃，之后以平均冷却速度10℃/时冷却至660℃并放冷。还有，表6所示的试验No.，对应实施例1、2所示的试验No.(直至球状化退火的制造条件等都与上述相同)。
以下述的方法，分别测量球状化退火后的bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)、bcc－Fe晶粒内的渗碳体的长宽比、bcc－Fe晶粒内的渗碳体的数密度和K值，并且按上述的要领测量球状化退火后的硬度。
(bcc－Fe晶粒内的渗碳体的长宽比，bcc－Fe晶粒内的渗碳体的数密度的测量)
对于实施了球状化退火的各试验片(试样)，接下述所示的步骤进行金属组织因素的测量。将球状化退火后的各试验片埋入树脂之后，利用砂纸、金刚石抛光轮、电解研磨对于切断面进行镜面研磨。其后用硝酸乙醇进行腐蚀后，以FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜)对于试验片的镜面研磨面进行观察、摄像。这时的观察倍率，根据组织尺寸为2000～4000倍。在任意的10处进行观察，拍摄各观察位置的组织。
组织例显示在图1(附图代用电子显微镜照片)中。从这样的组织中，为了测量bcc－Fe晶粒内的渗碳体，通过图像处理将与bcc－Fe结晶晶界接合的渗碳体删除(全部涂黑)。还有，与bcc－Fe结晶晶界相接，纵长方向伸向晶内的渗碳体，作为晶内的渗碳体统计。其判断基准是，即使与晶界相接，渗碳体的长径与晶界的切线方向构成的角度仍为20°以上，并且长径为3μm以上的渗碳体，可视为存在于晶内。使用实施了这些处理的图像，使用图像分析装置(Media Cybernetics社制：Image-Pro Plus)，测量bcc－Fe晶晶内的渗碳体的长宽比，和bcc－Fe晶晶内的渗碳体数密度。
(bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)的测量)
球状化退火后的bcc－Fe晶粒的平均粒径的测量，使用EBSP分析装置和FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜)进行测量。以结晶取向差(斜角)超过15°的边界(大角度晶界)作为结晶晶界来定义“晶粒”，决定bcc－Fe晶粒的平均粒径(α平均粒径)。这时的测量区域为400μm×400μm，测量步进为0.7μm间隔，表示测量方位的可靠性的置信指数(ConfidenceIndex)低0.1的测量点从分析对象中去除。
测量结果显示在下述表6中。
[表6]
由表6能够进行如下考察。试验No.1～3、11、12、14、17～20，是满足本发明所规定的全部要件的例子，可知球状化退火后的α粒径小，渗碳体的长宽比也小，能够充分降低球状化退火后的硬度，球状化退火后的硬度的偏差也小。
相对于此，在试验No.5、7、21～25中，欠缺本发明所规定的某一要件，球状化退火后显示出下述这样的倾向。即，试验No.5是对于前组织α平均粒径和前组织α粗大部分粒径大，并且前组织F面积率也小的试样进行球状化退火，结果是球状化退火后的α平均粒径大，而且渗碳体的长宽比大，球状化退火后的硬度高，并且球状化退火后的硬度的标准偏差也大。
试验No.7是对于前组织α粗大部分粒径大的试样进行球状化退火，结果球状化退火后的渗碳体的长宽比大，并且K值大的例子，球状化退火后的硬度的标准偏差大。试验No.21、No.25是对于前组织α平均粒径小的试样进行球状化退火，结果为球状化退火后的α平均粒径小，并且K值大的例子，球状化退火后的硬度高。
试验No.22、No.24是对于前组织的F面积率小，并且前组织α粗大部分粒径大的试样进行球状化退火，结果是球状化退火后的渗碳体的长宽比大，此外K值大的例子，球状化退火后的硬度高，并且硬度的标准偏差也大。试验No.23是对于前组织的F面积率小的试样进行球状化退火，结果是球状化退火后的K值大的例子，球状化退火后的硬度高。
以上，对于本发明的实施方式进行了说明，但本发明不限于上述的实施方式，只要在专利权利要求的范围内有所记述，也可以实施各种变更。
本申请基于2011年12月19日申请的日本专利申请(专利申请2011－277683)和2012年3月26日申请的日本专利申请(专利申请2012-070365)，其内容在此参照并援引。
产业上的可利用性
在本发明中，通过规定化学成分组成，并规定珠光体和先共析铁素体相对于全部组织的合计面积率，使先共析铁素体的面积率A在与规定的关系式所表示的Ae值的关系中满足A＞Ae，并且适当地规定bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径和粗大粒径，由此能够实现一种冷加工用机械结构用钢，即使是对其实施通常的球状化退火时，也能够充分降低硬度，并且也能够减小硬度的偏差。

Claims (7)

1.一种冷加工用机械结构用钢，其特征在于，分别含有
C：0.3～0.6质量％、
Si：0.005～0.5质量％、
Mn：0.2～1.5质量％、
P：0.03质量％以下(不含0质量％)、
S：0.03质量％以下(不含0质量％)、
Al：0.01～0.1质量％、和
N：0.015质量％以下(不含0质量％)，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢的金属组织为，具有珠光体和先共析铁素体，珠光体和先共析铁素体相对于全部组织的合计面积率在90面积％以上，并且先共析铁素体的面积率A在与下述(1)式所表示的Ae值的关系中满足A＞Ae，
并且相邻的2个晶粒的取向差比15°大的大角度晶界所包围的bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～35μm，并且以所述bcc－Fe晶粒的当量圆直径计，最大的粒径和第二大的粒径的平均值在50μm以下，
Ae＝(0.8－Ceq1)×96.75…(1)
其中，Ceq1＝[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]，[C]、[Si]和[Mn]分别表示C、Si和Mn的含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的冷加工用机械结构用钢，其中，还含有从
Cr：0.5质量％以下(不含0质量％)、
Cu：0.25质量％以下(不含0质量％)、
Ni：0.25质量％以下(不含0质量％)、
Mo：0.25质量％以下(不含0质量％)、和
B：0.01质量％以下(不含0质量％)所构成的群中选择的一种以上作为其他元素。
3.根据权利要求1所述的冷加工用机械结构用钢，其中，还含有从
Ti：0.2质量％以下(不含0质量％)、
Nb：0.2质量％以下(不含0质量％)、和
V：0.5质量％以下(不含0质量％)所构成的群中选择的一种以上作为其他元素。
4.根据权利要求2所述的冷加工用机械结构用钢，其中，还含有从
Ti：0.2质量％以下(不含0质量％)、
Nb：0.2质量％以下(不含0质量％)和
V：0.5质量％以下(不含0质量％)所构成的群中选择的一种以上作为其他元素。
5.一种冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～4中任一项所述的冷加工用机械结构用钢的方法，其中，按顺序包括：
在超过950℃但在1100℃以下的温度进行终轧的工序；
以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至700℃以上但低于800℃的温度范围的工序；
以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上的工序。
6.一种冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～4中任一项所述的冷加工用机械结构用钢的方法，其中，按顺序包括：
在1050℃以上但在1200℃以下的温度进行终轧的工序；
以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至700℃以上但低于800℃的温度范围的工序；
以0.2℃/秒以下的平均冷却速度冷却100秒以上的工序；
以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至580～660℃的温度范围的工序；
以1℃/秒以下的平均冷却速度冷却20秒以上或进行保持的工序。
7.一种冷加工用机械结构用钢，其特征在于，具备权利要求1～4中任一项所述的化学成分组成，金属组织为，bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径为15～35μm，并且bcc－Fe晶粒内的渗碳体以长宽比计在2.5以下，并且由下述(2)式表示的K值在1.3×10-2以下，
K值＝(N×L)/E…(2)
其中，E：表示bcc－Fe晶粒的平均当量圆直径(μm)，N：表示bcc－Fe晶粒内的渗碳体数密度(个/μm2)，L：表示bcc－Fe晶粒内的渗碳体的长宽比。
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