CN104204263B - 冷锻性优异的钢线材或棒钢 - Google Patents

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Abstract

本发明提供冷锻性优异的钢线材、棒钢。本发明的钢线材、棒钢是具备规定的化学成分组成的热轧状态的钢线材/棒钢，该钢线材/棒钢的相对于从截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的表层区域的距表面的深度d(mm)满足式(1)，前述表层区域的钢组织是铁素体分率以面积分数计为10％以下且余下是马氏体、贝氏体和珠光体中的1种或2种以上的钢组织，从截面半径R×0.5(mm)到中心的钢组织是铁素体-珠光体或铁素体-贝氏体的钢组织，除去了附着于表面的氧化皮时的周向的表面粗糙度Ra为4μm以下。

Description

冷锻性优异的钢线材或棒钢
技术领域
本发明涉及球化退火后的冷锻性优异的、热轧状态的钢线材或棒钢(包括钢筋(bar-in-coil)。以下相同)。本申请基于2012年4月5日在日本申请的特愿2012-86844号主张优先权，将其内容援用至此。
背景技术
近年来，从提高生产率的方面来看能够减少或省略切削等机械加工的冷锻的需求逐渐高涨。冷锻与热锻相比，变形阻力高、变形能力(延性)不足，因此存在的问题是容易发生模具开裂、钢材开裂。
因此，通常对供于冷锻的钢材实施旨在降低变形阻力、改善变形能力的球化退火。专利文献1公开了如下的线材/棒钢，通过规定铁素体分率而实现软质化、即使在热轧状态下变形阻力也低，因而具有优异的冷加工性。
另外，已知的是球化退火后的变形能力受到球化退火前的组织即前组织的很大影响。例如，专利文献2公开了如下方法，前组织的先共析铁素体分率为5～30面积％、余下由以贝氏体为主体的组织组成，且前述贝氏体中的渗碳体的板条间隔(lathinterval)的平均值为0.3μm以上，由此改善变形能力。另外，专利文献3公开了“球化后的冷锻性优异的渗碳(caseharderning)用钢线材/棒钢，该钢线材/棒钢具有包含铁素体、贝氏体和珠光体的混合组织，将贝氏体的面积分数规定为30％以上，因而进行球化退火时碳化物能够微细化，具有高的变形能力。另外，专利文献4公开了如下的技术方案，考虑将表层组织的铁素体分率规定为10％以下、防止球化退火后的组织的冷加工时的开裂。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2002-146480号公报
专利文献2:日本特开2001-89830号公报
专利文献3:日本特开2005-220377号公报
专利文献4:日本特开2001-181791号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1原本是能够省略退火的技术，不同于防止加工度大的冷加工下本质上成问题的钢材开裂的技术，并非是想要改善钢材开裂的技术。
专利文献2、专利文献3、专利文献4中公开的方法是关于防止加工度大的冷加工下本质上成问题的钢材开裂的技术。然而，这些方法在防止开裂的方面还存在进一步改善的余地。本发明是鉴于上述问题点而首创的，目的在于提供即使是加工度更大的加工下也可防止作为阻碍冷锻化的因素的钢材开裂的、球化退火后的延性优异的热轧状态的冷锻用钢线材或棒钢。
用于解决问题的方案
本发明人等进行深入研究，结果认识到为了改善变形能力用以防止冷锻时的钢材开裂，恰当地控制钢材成分、球化退火前的前组织以及钢材基体的表面粗糙度是有用的。
本发明是基于以上全新的认识而做出的，本发明的主要内容如下所述。
[1]一种冷锻性优异的钢线材/棒钢，其是化学成分如下的、热轧状态的钢线材/棒钢，
所述化学成分以质量％计含有C：0.1～0.6％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.05～2.5％、Al：0.015～0.3％、N：0.0040～0.0150％，P被限制在0.035％以下、S被限制在0.025％以下，余量实质上由铁和无法避免的杂质组成，
相对于从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的表层区域的距表面的深度d(mm)满足下述式(1)，前述表层区域的钢组织的铁素体分率以面积分数计为10％以下、余下是马氏体、贝氏体和珠光体中的1种或2种以上，从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的钢组织为铁素体-珠光体或铁素体-贝氏体，除去了附着于表面的氧化皮时的周向的表面粗糙度Ra为4μm以下。
0.5≥d/R≥0.03(1)
[2]根据[1]记载的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Cr：3.0％以下、Mo：1.5％以下、Cu：2.0％以下、Ni：5.0％以下和B：0.0035％以下中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]记载的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ca：0.005％以下、Zr：0.005％以下、Mg：0.005％以下和Rem：0.015％以下中的1种或2种以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项记载的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ti：0.20％以下、Nb：0.1％以下、V：1.0％以下和W：1.0％以下中的1种或2种以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项记载的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Sb：0.0150％以下、Sn：2.0％以下、Zn：0.5％以下、Te：0.2％以下、Bi：0.5％以下和Pb：0.5％以下中的1种或2种以上。
[6]根据[1]～[5]中任一项记载的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)。
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)
[7]根据[1]～[6]中任一项记载的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.0035％。
发明的效果
本发明的钢线材或棒钢能够防止在冷锻时发生的钢材的开裂。本发明能够实现以往不可能的加工度大的冷锻，或者能够省略以往没有中间退火就不能冷锻的工序的中间退火。
附图说明
图1所示为式(2)的值与300℃回火硬度的关系图。
具体实施方式
以下详细地说明用于实施本发明的方式。首先，对于本发明的化学成分的限定理由进行说明。以下，关于组成的质量％简记为％。
C：0.1～0.6％、
C是对钢材的基本强度有很大影响的元素。然而，C含量小于0.1％时，得不到充分的强度，不得不更大量地投入其他的合金元素。另一方面，C含量超过0.6％时，原材料硬度上升、变形阻力显著增大，另外导致切削性的大幅降低。因此，本发明中，将C含量设为0.1～0.6％。优选范围是0.4～0.6％。
Si：0.01～1.5％、
Si对于钢的脱氧来说是有效的元素，对于铁素体的强化和提高回火软化阻力来说也是有效的元素。Si小于0.01％时，其效果不充分。然而，Si超过1.5％时，脆化、材料特性降低，并且切削性大幅降低，此外渗碳性受到阻碍。因此，需要使Si含量处于0.01～1.5％的范围内。优选范围是0.05～0.40％。
Mn：0.05～2.5％、
Mn将钢中的S以MnS的形式固定并使之分散。另外，Mn是固溶在基体中用来提高淬透性、确保淬火后的强度的必要元素。然而，Mn含量小于0.05％时，钢中的S与Fe键合而成为FeS，钢变脆。另一方面，若Mn含量增加，具体而言，Mn含量超过2.5％时，则基体的硬度增大、冷加工性降低，并且对强度、淬透性造成的影响也饱和。因此，Mn含量设为0.05％～2.5％。优选范围是0.30～1.25％。
Al：0.015～0.3％、
Al除了对于钢的脱氧是有效的以外，还将存在于钢中的固溶N以AlN的形式固定、对于晶粒微细化来说是有效的。另外，含有B时，对于确保固溶B来说是有用的。为了得到上述的效果而需要为0.015％以上。然而，超过0.3％时，过量地生成Al2O3，成为疲劳强度的降低、引起冷锻开裂的原因，因而将Al含量设为0.015～0.3％。
N：0.0040～0.0150％
N在钢中与Al、Ti、Nb、V键合而生成氮化物或碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。另外，小于0.0040％时，其效果不充分。然而，超过0.0150％时，其效果饱和，而且在热轧或热锻之前的加热时未固溶的碳氮化物不固溶地残留，变得难以增加对于抑制晶粒的粗大化来说有效的微细的碳氮化物。因此，需要使其含量处于0.0040～0.0150％的范围内。
P：0.035％以下
若P含量增加，具体而言，P含量超过0.035％时，在钢中基体的硬度变大，不仅是冷加工性降低，热加工性和铸造特性也降低。因此，P含量设为0.035％以下。优选范围是0.02％以下。
S：0.035％以下
S含量超过0.035％时，MnS粗大化、成为冷加工时开裂的起点。根据以上的理由，需要使S的含量处于0.035％以下。优选范围是0.01％以下。
此外，作为任意含有元素，为了淬透性的提高、强度赋予，还可以含有Cr：3.0％以下、Mo：1.5％以下、Cu：2.0％以下、Ni：5.0％以下、B：0.0035％以下中的1种或2种以上。
Cr：3.0％以下、
Cr是提高淬透性并且赋予回火软化阻力的元素，在需要高强度化的钢中含有。为了使淬透性稳定地提高，理想的是Cr含量为0.1％以上。另外，超过3.0％地含有Cr时，Cr碳化物生成而钢脆化。因此，本发明中，含有Cr时，将其含量设为3.0％以下。优选范围是0.1～2.0％。
Mo：1.5％以下、
Mo是赋予回火软化阻力且使淬透性提高的元素，含于需要高强度化的钢中。为了使淬透性稳定地提高，理想的是Mo含量为0.01％以上。另外，即便超过1.5％地含有Mo，而其效果已饱和。因此，含有Mo时，将其含量设为1.5％以下。优选范围是0.05～0.25％。
Cu：2.0％以下、
Cu强化铁素体并且对于提高淬透性和提高耐蚀性来说也是有效的元素。为了使淬透性和耐蚀性稳定地提高，理想的是Cu含量为0.1％以上。另外，即便超过2.0％地含有Cu，而从机械性质的方面来看效果已饱和。因此，含有Cu时，将其含量设为2.0％以下。另外，Cu特别易于使热延性降低、成为轧制时的瑕疵的原因，因而优选的是同时含有Ni。
Ni：5.0％以下、
Ni强化铁素体、使延性提高并且对于提高淬透性和提高耐蚀性来说也是有效的元素。为了使淬透性和耐蚀性稳定地提高，理想的是Ni含量为0.1％以上。另外，即便超过5.0％地含有Ni，而从机械性质方面来看效果已饱和，切削性降低。因此，含有Ni时，将其含量设为5.0％以下。
B：0.0035％以下、
固溶B使淬透性提高并且使粒界强度提高，提高作为机械部件的疲劳强度、冲击强度。为了使淬透性和冷加工性稳定地提高，理想的是B含量为0.0005％以上。另外，即便超过0.0035％地含有B，而从机械性质方面来看效果已饱和，此外显著降低热延性。因此，含有B时，将其含量设为0.0035％以下。
此外，作为任意含有元素，还可以含有Ca、Zr、Mg、Rem中的1种或2种以上。
Ca：0.005％以下、
Ca是脱氧元素，生成氧化物。诸如本发明钢那样含有0.015％以上的总Al(T-Al)的钢中，含有Ca时形成铝酸钙(CaOAl2O3)，而该CaOAl2O3与Al2O3相比是低熔点氧化物，因而在高速切削时形成工具保护膜，提高切削性。为了使切削性稳定地提高，理想的是Ca含量为0.0002％以上。另外，Ca含量超过0.005％时，钢中生成CaS，反而降低切削性。因此，含有Ca时，将其含量设为0.005％以下。
Zr：0.005％以下、
Zr是脱氧元素，在钢中生成氧化物。认为该氧化物是ZrO2，而该ZrO2成为MnS的析出核，所以MnS的析出位点增加，有使MnS均一分散的效果。另外，Zr还有如下功能：固溶在MnS中生成复合硫化物，使其变形能力降低，在轧制和热锻时抑制MnS的延伸。如此，Zr对于各向异性的减少来说是有效的元素。为了稳定地得到这些效果，理想的是Zr含量为0.0003％以上。另一方面，即便超过0.005％地含有Zr，不仅成品率急剧变差，而且ZrO2和ZrS等硬质的化合物大量生成，反而使切削性、冲击值和疲劳特性等机械性质降低。因此，含有Zr时，将其含量设为0.005％以下。
Mg：0.005％以下、
Mg是脱氧元素，在钢中生成氧化物。从而将硬质的Al2O3改变为比较软质且微细分散的MgO或Al2O3·MgO，提高切削性。另外，它的氧化物易成为MnS的核，还具有使MnS微细分散的效果。为了稳定地得到这些效果，理想的是Mg含量为0.0003％以上。另外，Mg生成与MnS的复合硫化物而将MnS球化，但若过量地含有Mg，具体而言，Mg含量超过0.005％时，促进独立的MgS生成，反而使切削性劣化。因此，含有Mg时，将其含量设为0.005％以下。
Rem：0.015％以下、
Rem(稀土元素)是脱氧元素，生成低熔点氧化物，不仅抑制铸造时喷嘴堵塞，还具有在MnS中固溶或与MnS键合使其变形能力降低而在轧制和热锻时抑制MnS形状的延伸的功能。如此，Rem对于各向异性的减少来说是有效的元素。为了稳定地得到这些效果，理想的是Rem含量为0.0001％以上。另外，超过0.015％地含有Rem时，大量生成Rem的硫化物，切削性变差。因此，含有Rem时，将其含量设为0.015％以下。
此外，作为任意含有元素，还可以含有Ti、Nb、V、W中的1种或2种以上。
Ti：0.20％以下、
Ti是形成碳氮化物、抑制奥氏体粒生长、有助于强化的元素，在需要高强度化的钢以及要求低应变的钢中作为用于防止粗大粒的整粒化元素(granulatingelement)使用。另外，Ti也是脱氧元素，还具有通过形成软质氧化物而使切削性提高的效果。优选的是设为0.001％以上的含量以便稳定地得到以上的效果。另外，Ti含量超过0.1％时，作为热裂的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，机械性质反而受损。因此，本发明中含有Ti时，将其含量设为0.20％以下。优选范围是0.001～0.20％。
Nb：0.1％以下、
Nb也是形成碳氮化物、利用二次析出硬化来强化钢、抑制奥氏体粒生长且有助于强化的元素，在需要高强度化的钢和要求低应变的钢中作为用于防止粗大粒的整粒化元素使用。为了稳定地得到高强度化的效果，理想的是Nb含量为0.01％以上。另外，超过0.1％地含有Nb时，作为热裂的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，机械性质反而受损。因此，含有Nb时，将其含量设为0.1％以下。
V：1.0％以下、
V也是可形成碳氮化物、利用二次析出硬化来强化钢的元素，含于需要高强度化的钢中。然而，为了稳定地得到高强度化的效果，理想的是V含量为0.03％以上。另外，超过1.0％地含有V时，作为热裂的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，机械性质反而受损。因此，含有V时，将其含量设为1.0％以下。
W：1.0％以下、
W也是可形成碳氮化物、利用二次析出硬化来强化钢的元素。为了稳定地得到高强度化的效果，理想的是W含量为0.01％以上。另外，超过1.0％地含有W时，作为热裂的原因的未固溶的粗大的碳氮化物析出，机械性质反而受损。因此，含有W时，将其含量设为1.0％以下。
此外，作为任意含有元素，还可以含有Sb、Sn、Zn、Te、Bi、Pb中的1种或2种以上。
Sb：0.0150％以下、
Sb将铁素体适度地脆化，使切削性提高。为了稳定地得到切削性提高的效果，理想的是Sb含量为0.0005％以上。另外，若Sb含量增加、具体而言超过0.0150％时，Sb的宏观偏析变得过多，冲击值大幅降低。因此，Sb含量设为0.0150％以下。
Sn：2.0％以下、
Sn具有使铁素体脆化而延长工具寿命以及使表面粗糙度提高的效果。为了稳定地得到这些效果，理想的是Sn含量为0.005％以上。另外，即便超过2.0％地含有Sn，而其效果已饱和。因此，含有Sn时，将其含量设为2.0％以下。
Zn：0.5％以下、
Zn具有使铁素体脆化而延长工具寿命以及使表面粗糙度提高的效果。为了稳定地得到这些效果，理想的是Zn含量为0.0005％以上。另外，即便超过0.5％地含有Zn，而其效果已饱和。因此，含有Zn时，将其含量设为0.5％以下。
Te：0.2％以下、
Te是切削性提高元素。另外，具有生成MnTe或与MnS共存而使MnS的变形能力降低、抑制MnS形状的延伸的功能。如此，Te对于各向异性的减少来说是有效的元素。为了稳定地得到这些效果，理想的是Te含量为0.0003％以上。另外，Te含量超过0.2％时，不仅其效果饱和，而且热延性降低而易成为瑕疵的原因。因此，含有Te时，将其含量设为0.2％以下。
Bi：0.5％以下、
Bi是切削性提高元素。为了稳定地得到提高切削性的效果，理想的是Bi含量为0.005％以上。另外，即使超过0.5％地含有Bi，不仅是切削性提高效果已饱和，而且热延性也降低而易成为瑕疵的原因。因此，含有Bi时，将其含量设为0.5％以下。
Pb：0.5％以下、
Pb是切削性提高元素。为了稳定地得到提高切削性的效果，理想的是Pb含量为0.005％以上。另外，即使是超过0.5％地含有Pb，不仅是切削性提高效果已饱和，而且热延性也降低而易成为瑕疵的原因。因此，含有Pb时，将其含量设为0.5％以下。
除了以上的成分范围之外，进一步通过以满足下述式(2)的方式含有Si、Mn、或进而含有Cr、Mo、V中的1种或2种以上，从而在通过冷锻将本发明的钢线材/棒钢成形为例如齿轮之后进行渗碳淬火回火而使用时，提高渗碳淬火回火后的软化阻力、能够保持高的高温硬度、能够提高面疲劳强度。由于齿轮咬合时的摩擦导致瞬间达到约300℃，因而通过抑制300℃回火时的软化、确保硬度，从而能够制造面疲劳强度更优异的齿轮部件。
对于回火软化阻力来说以往Si、Mn、Cr、Mo、V是有效的。通过对于成分组成为C：0.11～0.60％(质量％，以下相同。)、Si：0.10～1.5％、Mn：0.05～2.46％、P：0.01～0.03％、S：0.007～0.01％、Al：0.02～0.025％、Cr：0～3.0％、Mo：0～1.5％、V：0～0.4％、N：0.0040～0.0140％的钢30级别实施渗碳淬火回火处理(以950℃×300分钟、碳势0.8的条件在气体渗碳处理后进行淬火，然后实施150℃×90分钟的回火。)之后保持300℃×90分钟从而调查了钢材的300℃回火硬度，结果如图1所示，认识到式(2)的值与300℃回火硬度有一定的关系。根据图1，通过将式(2)的值设为55以上，从而能够得到通常作为齿轮使用的JISSCM420以上的300℃回火硬度。
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)
含有B：0.0005～0.0035％和Ti：0.02～0.20％时，B使淬透性提高，Ti以TiN的形式将N固定而抑制BN的生成、增加固溶B量，由此能够进一步提高淬透性。进而通过冷锻将本发明的钢线材/棒钢成形为例如齿轮之后进行渗碳淬火回火而使用时，渗碳淬火回火之后固溶B在粒界偏析而能够制造粒界强度提高、低循环疲劳强度优异的部件。
接着，对于本发明中应用的组织和硬度的规定理由进行说明。
本发明人对于冷锻用钢线材的延性提高的对策进行了深入研究，结果弄清了为了提高球化退火材的延性、防止锻造开裂，重要的是球化退火后的组织是均一且微细的。并且认识到为了实现它，有效的是将钢线材的球化退火前的组织的铁素体分率抑制在特定量以下并使余下为微细的马氏体、贝氏体、珠光体中的1种或2种以上的混合组织。
本发明是热轧状态的钢线材或棒钢，相对于从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的表层区域的距表面的深度d(mm)满足下述式(1)。另外，前述表层区域的钢组织的铁素体分率为10％以下且余下是马氏体、贝氏体和珠光体中的1种或2种以上。另外，从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的钢组织为铁素体-珠光体或铁素体-贝氏体。
0.5≥d/R≥0.03(1)
其中，d是相对于从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的表层区域的距表面的深度(mm)。R是钢线材或棒钢的截面半径。
对于硬度分布、组织分布的规定理由进行说明。
将圆柱材镦锻的情况下，力学上有越靠近表面越容易开裂的倾向，本发明人用实验方法调查了将不容易开裂的均一且微细的组织从表面设置到何种深度为好。其结果，相对于从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的表层区域的距表面的深度d小于0.03R时，从深度d的附近发生龟裂、临界开裂(criticalcracking)特性变差，因此设为d≥0.03R。d超过0.5R时，变形阻力显著增大，引发模具寿命的降低，因此设为d≤0.5R。
将前述表层区域的铁素体分率以面积分数计设为10％以下是基于以下的理由。球化退火前的组织(前组织)的铁素体分率高时，球化退火后的渗碳体的分散集中在前组织中的铁素体部以外的部分。而其结果是球化退火后的渗碳体的分布不均一、临界开裂特性变差。该现象当铁素体分率以面积分数计超过10％突显，因此将铁素体分率以面积分数计限制在10％以下。优选为5％以下、更优选为3％以下。铁素体以外的剩余组织为马氏体、贝氏体和珠光体中的1种或2种以上。
从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的钢组织只要为铁素体-珠光体或铁素体-贝氏体、满足上述的硬度分布，则对于组织分率没有特别的限制。
为了设为上述的硬度分布、组织分布，精轧之后立刻对钢材表面浇水，由此将钢材表面温度暂时冷却到100～600℃，然后停止浇水，因内部的保有热使钢材表面温度恢复到200～700℃。由此，可以抑制表层的铁素体相变，使铁素体分率为10％以下，使余下为马氏体、贝氏体、珠光体中的1种或2种以上的混合组织。需要说明的是，本发明中，将热轧后对钢材表面浇水而冷却了的钢线材/棒钢称为“热轧状态的钢线材/棒钢”。
另一方面，对于从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的钢组织，钢材表面的浇水的影响小，因而铁素体生成、成为铁素体-珠光体或铁素体-贝氏体。
接着，对于表面粗糙度的规定理由进行说明。
对热轧状态的钢线材或棒钢实施球化退火之后沿长度方向切断的试验片进行镦锻时的临界开裂特性受到基体的表面粗糙度的影响。其中，热轧状态的钢线材或棒钢呈现为基体的表面被氧化皮覆盖的状态。若单纯地测定表面粗糙度，则会变为测定基体之上覆盖的氧化皮的表面粗糙度，无法知悉对临界开裂特性有影响的基体的表面粗糙度。因而，通过除去附着于表面的氧化皮来测定周向的表面粗糙度，变得能够测定对临界开裂特性有影响的基体的表面粗糙度。对于采用各种条件进行轧制使表面粗糙度大幅变化的轧制材，调查了除去氧化皮之后的表面粗糙度和临界开裂特性，结果表面粗糙度越大、临界开裂特性越降低，而若使表面粗糙度小至Ra≤4μm，则临界开裂特性不会降低，因而规定为Ra≤4μm。Ra是根据JISB0601：’82中定义的Ra而算出的。
其中，氧化皮的除去可以通过酸洗、喷丸等来进行。酸洗例如在浓度10质量％、60℃的盐酸溶液中以浸渍时间3～14分钟(优选为4～12分钟、更优选为5～10分钟)的处理条件进行。除了盐酸以外，也可以使用硫酸。喷丸例如将直径0.5mm、硬度47.3HRC的钢球以投射密度90Kg/m3、投射速度70m/s投射来进行。
为了使钢线材或棒钢酸洗了时的周向的表面粗糙度Ra为4μm以下，除了将钢坯从加热炉中取出之后恰当地进行粗轧前的除氧化皮以外，需要的是将从粗轧到精轧的轧制通材中的钢材表面温度保持在高至一定的温度以上。通过将轧制通材中的钢材表面温度的最低温度设为860℃以上、优选为900℃以上、进一步优选为910℃以上来实现。轧制通材中的钢材表面温度低时，变形能力降低，形成微细的褶皱状的变形，表面粗糙度增大。将钢坯从加热炉中取出后，热轧前或轧制中的除氧化皮通常采用高压水来实施，为了恰当地进行除氧化皮，需要设定高的除氧化皮水压。然而，提高除氧化皮水压时，轧制通材中的钢材表面温度降低，因而为了确保上述最低温度，需要适当、准确地设定钢坯加热温度、除氧化皮水压。
实施例
以下根据实施例来具体地说明本发明。需要说明的是，这些实施例用于说明本发明、而并不限定本发明的范围。
按照表3和表4的条件对具有表1和表2所示化学成分的162mm见方的钢坯进行轧制。除了试验编号17以外的所有实施例从轧制后的棒钢中采取试验片，调查了显微组织和硬度分布、酸洗后的表面粗糙度。然而，对于试验编号17在轧制后进行一侧0.5mm的外周车削而制成φ44的棒钢，进而从该棒钢中采取试验片，调查了显微组织和硬度分布、表面粗糙度。
接着，在轧制后(其中，试验编号17为切削后)将暂时冷却至室温的棒钢加热并在Ac1+5℃～Ac3-5℃的范围保持20分钟，实施以5.5℃/小时以下的冷却速度缓慢冷却到Ac1-70℃的球化退火的热处理，制成以长度方向高达轧制直径的1.5倍的方式垂直于棒钢的轧制方向地切断的压缩试验片，进行镦锻试验，调查了临界压缩率。将结果归纳示于表3、4。
〔硬度分布、显微组织〕
对于将垂直于棒钢的轧制方向地切断的截面(C截面)进行树脂包埋而得到的样品，以试验力1.961N的条件使用显微维氏硬度仪(microVickers)调查间隔100μm的硬度分布，将相对于从截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的区域视为距表面的深度dmm。
接着，使用光学显微镜，对于表层部是距棒线材的C截面的相差90度的4个方向的表层为200μm深及距表层为dmm深的共计8处，在倍率1000倍下进行观察，测定铁素体分率。另外，在从表层到dmm的范围内，除了铁素体以外的是马氏体、贝氏体和珠光体中的1种或2种以上。
〔表面粗糙度〕
进行酸洗的情况下，在浓度10质量％、温度60℃的盐酸溶液中浸渍5～10分钟而进行酸洗，通过目视确认除去了整个外周的氧化皮之后，测定周向的粗糙度，算出JISB0601：’82中定义的Ra。
〔临界压缩试验〕
采用应变速度为10s-1的条件的镦锻试验，调查了破损概率达到50％的压缩率(％)。关于开裂，通过目视以及根据需要通过光学显微镜将龟裂长度为0.5mm以上视为开裂。由于模具面压力的关系，压缩率将80％设为上限。80％下不发生开裂的情况将临界压缩率视为80％。
由表3和表4明确可知，发明例(试验编号1～27、37～78)的临界压缩率明显优于比较例(试验编号28～36)的临界压缩率。
比较例的试验编号28、31、32中d的范围在规定外，由于球化退火前的表层组织不好，球化退火后的渗碳体没有充分地均一分散，因此临界压缩率降低。编号28、31因由冷却时的水量不足、编号32因由水冷带内的通材速度为高速而导致冷却不足。
比较例编号29、30中轧制温度低，导致轧制时的变形能力降低，因而表面粗糙度变差、临界压缩率降低。
比较例编号33、34中使冷加工性降低的P或S的化学成分超出本申请的规定，结果加工极限降低。
比较例编号35中，将钢坯从加热炉取出后，热轧前的除氧化皮水压过低，导致未充分地除氧化皮，因而表面粗糙度超出本申请规定，结果加工极限降低。
比较例编号36中，将钢坯从加热炉中取出后，热轧前的除氧化皮水压过高，造成轧制通材中的钢材表面的最低温度低、在本发明规定外，造成轧制时的变形能力降低，因而表面粗糙度变差、加工极限降低。
此外，对于实施例37～78，在球化退火后进行渗碳淬火回火处理(在以950℃×300分钟、碳势0.8的条件气体渗碳处理后进行淬火，然后实施150℃×90分钟的回火。)。
〔面疲劳强度〕
制作辊点蚀试验用的小辊(具有直径26mm×宽18mm的圆筒面)，以赫氏应力(Hertzstress)3000MPa、滑动率-40％、ATF油温80℃的条件实施辊点蚀疲劳试验。将直到点蚀发生为止的反复数记载于表4。点蚀不发生的情况下，辊点蚀疲劳试验反复10000000次为止。
〔低循环疲劳强度〕
制作4点弯曲疲劳试验片(13mm×80mmL、中央部有3mmV型切口)，采用应力比0.1的正弦波以1Hz的频率实施4点弯曲的低循环疲劳试验。表4记载了500次强度。
满足式(2)的实施例37～76的面疲劳强度高于实施例77、78。
与不含Ti和B的实施例37～56相比，可知含有Ti：0.02～0.20％、含有B：0.0005～0.0035％的实施例57～78的低循环疲劳优异。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]

Claims (18)

1.一种冷锻性优异的钢线材/棒钢，其是化学成分如下的、热轧状态的钢线材/棒钢，
所述化学成分以质量％计含有C：0.1～0.6％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.05～2.5％、Al：0.015～0.3％、N：0.0040～0.0150％，P被限制在0.035％以下、S被限制在0.025％以下，余量由铁和无法避免的杂质组成，
相对于从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的区域的平均硬度HV0.2来说高达20HV0.2以上的表层区域的距表面的深度d(mm)满足下述式(1)，所述表层区域的钢组织的铁素体分率以面积分数计为10％以下、余下是马氏体、贝氏体和珠光体中的1种或2种以上，从距表面的深度为截面半径R×0.5(mm)到中心的钢组织为铁素体-珠光体或铁素体-贝氏体，除去了附着于表面的氧化皮时的周向的表面粗糙度Ra为4μm以下，
0.5≥d/R≥0.03(1)。
2.根据权利要求1所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Cr：3.0％以下、Mo：1.5％以下、Cu：2.0％以下、Ni：5.0％以下和B：0.0035％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ca：0.005％以下、Zr：0.005％以下、Mg：0.005％以下和Rem：0.015％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ti：0.20％以下、Nb：0.1％以下、V：1.0％以下和W：1.0％以下中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1或2所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Sb：0.0150％以下、Sn：2.0％以下、Zn：0.5％以下、Te：0.2％以下、Bi：0.5％以下和Pb：0.5％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1或2所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
7.根据权利要求1或2所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.0035％。
8.根据权利要求3所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Ti：0.20％以下、Nb：0.1％以下、V：1.0％以下和W：1.0％以下中的1种或2种以上。
9.根据权利要求3所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Sb：0.0150％以下、Sn：2.0％以下、Zn：0.5％以下、Te：0.2％以下、Bi：0.5％以下和Pb：0.5％以下中的1种或2种以上。
10.根据权利要求4所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Sb：0.0150％以下、Sn：2.0％以下、Zn：0.5％以下、Te：0.2％以下、Bi：0.5％以下和Pb：0.5％以下中的1种或2种以上。
11.根据权利要求8所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还含有Sb：0.0150％以下、Sn：2.0％以下、Zn：0.5％以下、Te：0.2％以下、Bi：0.5％以下和Pb：0.5％以下中的1种或2种以上。
12.根据权利要求3所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
13.根据权利要求4所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
14.根据权利要求5所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
15.根据权利要求8所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
16.根据权利要求9所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
17.根据权利要求10所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
18.根据权利要求11所述的钢线材/棒钢，其中，钢的化学成分以质量％计还满足下述式(2)，
31Si+15Mn+23Cr+26Mo+100V≥55式(2)。
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