CN106460123A - 冷加工用机械结构用钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种冷加工用机械结构用钢，其中，含有C、Si、Mn、P、S、Al、N，金属组织具有珠光体和铁素体，珠光体和铁素体相对于全部组织的合计面积率为90％以上，大角晶界所包围的bcc‑Fe晶粒的平均当量圆直径为5～15μm，先共析铁素体晶粒的平均长宽比为3.0以下，珠光体片层的最窄部的间隔平均为0.20μm以下。

Description

冷加工用机械结构用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷加工用机械结构用钢及其制造方法，特别是涉及球化退火后的变形阻力低、冷加工性优异的机械结构用钢和用于制造该机械结构用钢的有用的方法。本发明的冷加工用机械结构用钢，适合用于通过冷锻、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，钢的形态未特别限定，例如以线材或棒钢等的轧制材为对象。此外，本发明也以轧制之后进行拉丝而得到的拉丝材，即钢丝为对象。作为所述各种零件，具体来说，可列举如下等：螺栓、螺钉、螺帽、承窝(socket)、球窝接头、内管、扭杆、离合器箱、保持架、机架、轮毂、盖子、外壳、垫圈、挺杆、座架、阀、内壳、离合器、套管、轴承外环、链轮、铁芯、定子、铁砧、十字轴、摇臂、机身、凸缘、鼓轮、接头、连接器、滑轮、金属配件、磁轭、配帽、气门挺杆、火花塞、小齿轮、转向轴、共轨等的机械零件、电装零件等。
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，通常出于赋予冷加工性的目的，而对于碳钢、合金钢等热轧材实施球化退火处理。而后，对于球化退火后的轧制材进行冷加工，之后实施切削加工等的机械加工，从而成形为既定的形状，并进行淬火回火处理而进行最终的强度调整。
近年来，出于节能的观点，球化退火的条件被重新考虑，特别是要求球化退火时间的缩短化。如果可以使球化退火的均热处理的时间达到一半以下，则能够充分期待节能化。
所谓球化退火时间的缩短化，例如，是指使均热处理的时间从6小时改为3小时以下。使用现有的冷加工用机械结构用钢，使球化退火时间缩短化时，可知无法充分达成碳化物的球状化。
至今为止，也提出有几个可以迅速进行球化退火的钢线材的制造方法。例如，在专利文献1中，公开有一种可以迅速球状化的钢线材的制造方法，其在进行热终轧之后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至600～650℃。但是，在此技术中，先共析铁素体生成·生长的720～650℃左右的温度域下的冷却速度快(专利文献1的段落0043等)，发生先共析铁素体的微细化和长宽比的增加，由此导致的球化退火后的组织的微细化，进而晶粒微细化带来的硬化发生，认为软质化不充分。
另外，在专利文献2中，作为冷加工用机械结构用钢的制造方法，公开有如下方法，其是在终轧后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至640～680℃的温度范围，其后，以1℃/秒以下的平均冷却速度冷却20秒以上的方法。但是，之后的冷却条件是放冷到室温(专利文献2的段落0040)，认为珠光体的微细化不充分，若缩短球化退火时间，则认为球状化不充分。
此外，在专利文献3中，作为冷镦用钢的制造方法，公开有一种进行热轧，在轧制结束后，以1℃/秒以下的冷却速度进行冷却的方法。但是，即使在珠光体析出的温度域，因为冷却是非常缓慢的缓冷(专利文献3的段落0022)，所以珠光体片层的间隔粗大，如果缩短球化退火时间，则认为得不到充分的球状化组织。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国专利第3742232号公报
专利文献2：日本国特开2013-7088号公报
专利文献3：日本国特开2000-273580号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明在这样的状况之下形成，其目的在于，提供一种即使实施均热处理的时间比通常缩短化的球化退火时，也能够得到与以往同等或其以上的球状化，能够使之软质化这样的冷加工用机械结构用钢，及用于制造这种钢的有用的方法。
用于解决课题的手段
达成上述课题的本发明，是冷加工用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计，分别含有
C：0.3～0.6％、
Si：0.05～0.5％、
Mn：0.2～1.7％、
P：高于0％并在0.03％以下、
S：0.001～0.05％、
Al：0.01～0.1％及
N：0～0.015％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢的金属组织中具有珠光体和铁素体，珠光体和铁素体相对于全部组织的合计面积率为90％以上，
相邻的两个晶粒的取向差比15°大的大角晶界所包围的bcc-Fe晶粒的平均当量圆直径为5～15μm，
先共析铁素体晶粒的平均长宽比满足3.0以下，
并且，珠光体片层的最窄部的间隔平均为0.20μm以下。
本发明的冷加工用机械结构用钢，优选根据需要，以质量％计含有从Cr：高于0％并在0.5％以下、Cu：高于0％并在0.25％以下、Ni：高于0％并在0.25％以下、Mo：高于0％并在0.25％以下及B：高于0％并在0.01％以下所构成的组中选择的一种以上。
在本发明的冷加工用机械结构用钢中，还优选以相对于全部组织的百分率计的先共析铁素体的面积率Af与下式(1)所表示的A具有Af≥A的关系，根据这样的方式，也能够达成上述目标，此外还能够实现球化退火后的软质化。
A＝(103-128×[C％])×0.65(％)…(1)
其中，上述式(1)中，[C％]表示以质量％计的C的含量。
本发明也包括上述冷加工用机械结构用钢的制造方法。所谓该制造方法，具体来说，是冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，
对于具有上述记载的化学成分组成的钢，以800℃以上、低于1100℃进行终轧，
接着，按顺序进行平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却，平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下的第二冷却，平均冷却速度比所述第二冷却快且为5℃/秒以上的第三冷却，
所述第一冷却的结束和所述第二冷却的开始在700～750℃的范围内进行，所述第二冷却的结束和所述第三冷却的开始在600～650℃的范围内进行，所述第三冷却的结束处于400℃以下。
本发明也包括在上述的冷加工用机械结构用钢之中，进一步满足Af≥A的关系的冷加工用机械结构用钢的制造方法，具体来说，是冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，
对于具有上述记载的化学成分组成的钢，以800℃以上、低于1100℃进行终轧，
接着，按顺序进行平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却，平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下，且为由下式(2)表示的CR℃/秒以下的第二冷却，平均冷却速度比所述第二冷却快且为5℃/秒以上的第三冷却，
所述第一冷却的结束和所述第二冷却的开始在700～750℃的范围内进行，所述第二冷却的结束和所述第三冷却的开始在600～650℃的范围内进行，所述第三冷却的结束为400℃以下。
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94(℃/秒)…(2)
其中，上述式(2)中，T表示终轧温度(℃)，[C％]表示以质量％计的C的含量。
本发明也包括钢丝，其特征在于，是对于上述任意的冷加工用机械结构用钢进一步进行拉丝而得到的。
此外，本发明也包括钢丝的制造方法，其特征在于，在制造上述的钢丝时，对于由上述任意的冷加工用机械结构用钢的制造方法制造的冷加工用机械结构用钢进行断面收缩率为30％以下的拉丝加工。
发明效果
根据本发明的冷加工用机械结构用钢，因为适当调整化学成分组成，并且使珠光体和铁素体相对于全部组织的合计面积率为规定以上，使大角晶界所包围的bcc-Fe晶粒的平均当量圆直径、先共析铁素体晶粒的平均长宽比及珠光体片层的最窄部的间隔分别在适当的范围，所以即使球化退火的均热处理时间比通常进行了缩短的情况下，也能够得到与以往同等或其以上的球化程度，能够使之软质化。因此，本发明的冷加工用机械结构用钢，在球化退火后，在室温和加工放热区域内被制造成上述的各种机械结构用零件时，变形阻力低，且可抑制模具和原材的裂纹，能够发挥优异的冷加工性。
附图说明
图1是用于表示珠光体片层的最窄部的间隔的测量方法的说明图。
具体实施方式
本发明人等为了实现以下这样的冷加工用机械结构用钢，即，即使实施均热处理的时间比通常缩短化的球化退火(以下，称为“短时间球化退火”)时，也能够得到与以往同等或其以上的球化程度，能够使之软质化的冷加工用机械结构用钢，而从各种角度进行研究。其结果是得出以下构想，即，为了经短时间球化退火也可实现碳化物的球状化，重要的是使球化退火中的奥氏体晶粒组织微细化，加大晶界面积，增加球状化碳化物的核生成点数量。而且发现，为了实现充分的球状化，如果使球化退火前的金属组织(以下，有称为“前组织”的情况。)成为以珠光体和铁素体为主相的组织，在此基础上尽可能减小大角晶界所包围的bcc-Fe晶粒，并且使先共析铁素体晶粒等轴化，使珠光体的最窄部的间隔为规定以下，则能够提高球化退火后的球化程度，能够将硬度最大限度地降低，从而完成了本发明。
此外，发现通过增加先共析铁素体的面积率，能够进一步降低球化退火后的硬度。以下进行详述。
本发明的钢具有珠光体组织和铁素体组织(与后述的“先共析铁素体”同义)。这些组织是使钢的变形阻力降低而有助于冷加工性提高的金属组织。但是，仅仅只是成为含有铁素体和珠光体的金属组织，还不能实现预期的软质化。因此，如以下说明的，还需要适当控制这些组织的面积率和bcc-Fe晶粒的平均粒径。
球化退火前的前组织中含有贝氏体和马氏体等的微细的组织时，即使进行普通的球化退火，球化退火后因贝氏体和马氏体的影响，组织也会局部性地微细，软质化不充分。从这一观点出发，需要珠光体和铁素体相对于全部组织的合计面积率为90％以上。珠光体和铁素体的合计面积率优选为95％以上，更优选为97％以上。还有，作为珠光体和铁素体以外的金属组织，例如可列举会在制造过程中生成的马氏体和贝氏体等，但若这些组织的面积率变高，则强度变高，冷加工性劣化，因此也可以完全不包含。因此，珠光体和铁素体相对于全部组织的合计面积率，最优选为100％。
前组织中，若预先使大角晶界所包围的bcc(body-centered cubic，体心立方晶格)-Fe晶粒的平均当量圆直径(以下，仅称为“bcc-Fe平均粒径”)为15μm以下，则即使在短时间的球化退火后也能够达成充分的球化程度。如果能够使球化程度达到很小，则有助于软质化，并且冷加工时的抗龟裂性提高。bcc-Fe平均粒径优选为14μm以下，更优选为13μm以下。但是，若前组织中的bcc-Fe平均粒径过小，则引起球化退火后的金属组织的晶粒微细化导致的强化，软质化困难。因此，使bcc-Fe平均粒径的优选的下限为5μm以上，优选的下限为6μm以上，更优选为7μm以上。还有，所谓晶粒的当量圆直径，意思是与各晶粒为相同面积的圆的直径。
成为前述的bcc-Fe平均粒径的控制对象的组织，是相邻的2个晶粒的取向差比15°大的大角晶界所包围的bcc-Fe晶粒。这是由于所述取向差为15°以下的小角晶界中，因球化退火带来的影响小。通过使所述大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径为规定范围，即使经短时间的球化退火，也能够达成充分的球化程度。还有，所述的“取向差”，也称为“偏离角”或“斜角”，取向差的测量采用EBSP法(Electron Back Scattering Pattern(电子背散射花样)法)即可。另外，测量平均粒径的大角晶界所包围的bcc-Fe，意思除了先共析铁素体以外，也包括珠光体组织中所包含的铁素体。
此外，在本发明的钢中，先共析铁素体的平均长宽比为3.0以下。长宽比大的晶粒容易朝向纵长方向即长径方向发生晶粒生长，难以朝向宽度方向即短径方向发生晶粒生长。若先共析铁素体的平均长宽比过大，则短时间的球化退火后，会引起金属组织的晶粒微细化造成的强化，软质化不充分。从这一观点出发，需要前组织中的先共析铁素体晶粒的平均长宽比为3.0以下。所述平均长宽比优选为2.7以下，更优选为2.5以下。平均长宽比的下限理想的是优选为1.0，也有1.5左右的情况。
如前所述，本发明的钢具有珠光体和铁素体，若使珠光体的形态微细化，则即使以短时间的球化退火，仍能够促进碳化物的球化，得到充分的球化组织。从这一观点出发，需要前组织中的珠光体片层的最窄部的间隔平均(以下，仅称为“平均片层间隔”)为0.20μm以下。平均片层间隔优选为0.18μm以下，更优选为0.16μm以下。平均片层间隔的下限没有特别限定，但通常为0.05μm左右。
此外，在钢的金属组织中，若先共析铁素体的面积率增加，则球化退火中的碳化物析出点减少，碳化物的数密度减少和碳化物的粗大化被促进。由此，碳化物的粒子间距变宽，能够得到更软质组织。另一方面，先共析铁素体的面积率受含碳量的影响而发生变化，若碳量增加，则先共析铁素体面积率减少。用于得到良好的球化材料的恰当的先共析铁素体面积率同样根据含碳量变化，碳量越多，铁素体面积率越减少。从这一观点出发，根据许多实验结果发现，前组织中的以相对于全部组织的百分率计的先共析铁素体的面积率Af与下式(1)所表示的A具有Af≥A的关系，由此能够实现进一步的软质化。
A＝(103-128×[C％])×0.65(％)…(1)
其中，上述式(1)中，[C％]表示以质量％计的C的含量。
A优选为(103-128×[C％])×0.70，更优选为(103-128×[C％])×0.75。
本发明是冷加工用机械结构用钢，此钢种作为冷加工用机械结构用钢而具有通常的化学成分组成即可，关于C、Si、Mn、P、S、Al、N可以调整至以下的适当的范围。还有，在本说明书中，关于化学成分组成的所谓的“％”，意思是质量％。
C：0.3～0.6％
C在确保钢的强度，特别是在确保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。C含量优选为0.32％以上，更优选为0.34％以上。但是，若C过剩地被含有，则强度变高而冷加工性降低，因此需要为0.6％以下。C含量优选为0.55％以下，更优选为0.50％以下。
Si：0.05～0.5％
Si作为脱氧元素，以及出于使固溶体硬化带来的最终制品的强度增加这一目的而使之含有。为了有效地发挥这样的效果，将Si含量定为0.05％以上。Si含量优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上。另一方面，若Si过剩地被含有，则硬度过度上升而使冷加工性劣化。因此将Si含量定为0.5％以下。Si含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
Mn：0.2～1.7％
Mn是通过淬火性的提高，对于增加最终制品的强度有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，将Mn含量定为0.2％以上。Mn含量优选为0.3％以上，更优选为0.4％以上。另一方面，若Mn被过剩地含有，则硬度上升而使冷加工性劣化。因此将Mn含量定为1.7％以下。Mn含量优选为1.5％以下，更优选为1.3％以下。
P：高于0％并在0.03％以下
P是钢中不可避免被包含的元素，在钢中引起晶界偏析，成为延展性劣化的原因。因此，P含量定为0.03％以下。P含量优选为0.02％以下，更优选为0.017％以下，特别优选为0.01％以下。P含量越少越优选，最优选为0％，但也有因制造工序上的制约等而残存的情况(即高于0％)，其程度例如为0.001％左右。
S：0.001～0.05％
S是钢中不可避免被包含的元素，在钢中作为MnS存在，使延展性劣化，因此是对冷加工性有害的元素。因此将S含量定为0.05％以下。S含量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下。但是，因为S具有使可切削性提高的作用，所以使之0.001％以上有用。S含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。
Al：0.01～0.1％
Al作为脱氧元素有用，并且在将存在于钢中的固溶N作为AlN固定方面有用。为了有效地发挥这样的效果，将Al含量定为0.01％以上。Al含量优选为0.013％以上，更优选为0.015％以上。但是，若Al含量过剩，则Al2O3过剩地生成，使冷加工性劣化。因此将Al含量定为0.1％以下。Al含量优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。
N：0～0.015％
N是钢中不可避免被包含的元素，若钢中包含固溶N，则因应变时效导致硬度上升，招致延展性降低，使冷加工性劣化。因此N含量定为0.015％以下。N含量优选为0.013％以下，更优选为0.010％以下。N含量越少越为优选，0％最优选，但由于制造工序上的制约等，也有残存0.001％左右的情况。
本发明的机械结构用钢的基本成分如上述，余量实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，意思是除了铁以外还能够允许不阻碍本发明的特性的程度的、例如Sb、Zn等的微量成分，除此之外，还能够含有P、S、N以外的例如O、H等的不可避免的杂质。此外在本发明中，也可以根据需要含有以下的任意元素，根据所含有的成分，钢的特性得到进一步改善。
从Cr：高于0％并在0.5％以下、Cu：高于0％并在0.25％以下、Ni：高于0％并在0.25％以下、Mo：高于0％并在0.25％以下及B：高于0％并在0.01％以下所构成的组中选择的一种以上
Cr、Cu、Ni、Mo和B均是使钢材的淬火性提高，从而对于增加最终制品的强度有效的元素，根据需要单独含有或含有两种以上。这样的效果随着这些元素的含量增加而变大，用于有效地发挥所述效果的优选的含量如下，Cr量为0.015％以上，更优选为0.020％以上，Cu量、Ni量和Mo量均为0.02％以上，更优选为0.05％以上，B量为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
但是，若Cr、Cu、Ni、Mo和B的含量过剩，则强度过高而使冷加工性劣化。因此，Cr含量优选为0.5％以下，Cu、Ni和Mo含量均优选为0.25％以下，B含量优选为0.01％以下。这些元素的优选的含量如下，Cr量为0.45％以下，更优选为0.40％以下，Cu、Ni和Mo量均为0.22％以下，更优选为0.20％以下，B量为0.007％以下，更优选为0.005％以下。
为了制造本发明的冷加工用机械结构用钢，优选对于满足上述成分组成的钢调整热轧时的终轧温度，并且将其后的冷却速度分为3个阶段而适当调整冷却速度和温度范围。具体来说，
以800℃以上、低于1100℃进行终轧，并按顺序进行
平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却；
平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下的第二冷却；
平均冷却速度比所述第二冷却快且5℃/秒以上第三冷却，
所述第一冷却的结束和所述第二冷却的开始在700～750℃的范围内进行，所述第二冷却的结束和所述第三冷却的开始在600～650℃的范围内进行，使所述第三冷却的结束处于400℃以下。对于终轧温度和第1～3冷却分别详细加以说明。
(a)终轧温度：800℃以上、低于1100℃
为了使大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径处于5～15μm，需要适当控制终轧温度。若终轧温度处于1100℃以上，则难以使bcc-Fe平均粒径处于15μm以下。但是，若终轧温度低于800℃，则难以使bcc-Fe平均粒径处于5μm以上，因此为800℃以上。终轧温度的优选的下限为900℃以上，更优选为950℃以上。终轧温度的优选的上限为1050℃以下，更优选为1000℃以下。
(b)第一冷却
从作为终轧温度的800℃以上、低于1100℃起开始，并在700～750℃的温度范围结束的第一冷却中，即在金属组织发生晶粒生长的温度域，若冷却速度慢，则bcc-Fe晶粒粗大化，有大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径高于15μm的可能性。因此，使第一冷却中的平均冷却速度为7℃/秒以上。第一冷却的平均冷却速度优选为10℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。第一冷却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。还有，在第一冷却的冷却中，只要平均冷却速度在7℃/秒以上，也可以使冷却速度变化而进行冷却。
(c)第二冷却
为了使先共析铁素体晶粒等轴化，即，使先共析铁素体晶粒的平均长宽比为3.0以下，从700～750℃的温度范围起开始，并在600～650℃的温度范围结束的第二冷却中，即在先共析铁素体析出的温度域，以5℃/秒以下的平均冷却速度进行缓冷。另一方面，若第二冷却的平均冷却速度过慢，则bcc-Fe晶粒粗大化，存在大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径高于15μm的可能性。因此，第二冷却的平均冷却速度为1℃/秒以上。第二冷却的平均冷却速度的优选的下限为2℃/秒以上，更优选为2.5℃/秒以上。第二冷却的平均冷却速度的优选的上限为4℃/秒以下，更优选为3.5℃/秒以下。
(d)第三冷却
为了使珠光体的平均片层间隔为0.20μm以下，从600～650℃的温度范围起开始，并在400℃以下结束的第三冷却中，即在珠光体相变的温度域，以比第二冷却快且5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。若是比5℃/秒慢的冷却，则难以使珠光体的平均片层间隔为0.20μm以下。第三冷却的平均冷却速度优选为10℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。还有，第三冷却的平均冷却速度的上限没有特别限定，但作为现实的范围为200℃/秒以下。另外，在第三冷却中，只要平均冷却速度为5℃/秒以上，也可以使冷却速度变化而进行冷却。进行第三冷却之后，进行放冷等的通常的冷却而冷却至室温即可。第三冷却的结束温度的下限没有特别限定，例如为200℃。
特别是在本发明的冷加工用机械结构用钢中，为了使上述先共析铁素体的面积率Af与上述式(1)所表示的A满足Af≥A的关系，优选在上述的冷加工用机械结构用钢的制造方法中，更严格地控制所述第二冷却。
具体来说，
对于满足上述化学组成的钢，
以800℃以上、低于1100℃进行终轧，
接着，按顺序进行平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却；
平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下，且为由下式(2)表示的CR℃/秒以下的第二冷却；
平均冷却速度比所述第二冷却快且为5℃/秒以上第三冷却，
所述第一冷却的结束和所述第二冷却的开始在700～750℃的范围内进行，所述第二冷却的结束和所述第三冷却的开始在600～650℃的范围内进行，所述第三冷却的结束在400℃以下即可。
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94(℃/秒)…(2)
其中，上式(2)中，T表示终轧温度(℃)，[C％]表示以质量％计的C的含量。
关于终轧温度和第一、第三冷却与前述的制造方法相同，以下对于第二冷却详细地说明。
(e)第二冷却
为了使先共析铁素体晶粒等轴化，即，使先共析铁素体晶粒的平均长宽比为3.0以下，此外先共析铁素体的面积率Af满足上述Af≥A的关系，在先共析铁素体析出的温度域缓冷即可。但是，用于得到预期的先共析铁素体的面积率的第二冷却的临界最大冷却速度由碳浓度和终轧温度决定。即，碳浓度越高，珠光体的面积率越大，因此先共析铁素体的面积率越小。另外最终温度越高，冷却中的相变温度越处于低温，先共析铁素体的面积率越小。本发明人等通过许多实验了解到以上这些关系，并导出上述式(2)。也就是，从700～750℃的温度范围起开始，并在600～650℃的温度范围结束的第二冷却中，优选以1℃/秒以上、5℃/秒以下，且以由上述式(2)表示的CR℃/秒以下的平均冷却速度进行缓冷。第二冷却的平均冷却速度高于CR℃/秒时，不能满足上述Af≥A的要件。第二冷却的平均冷却速度的优选的下限为2℃/秒以上，更优选为3℃/秒以上。第二冷却的平均冷却速度优选为(CR-0.5)℃/秒以下，更优选为(CR-1)℃/秒以下，但根据CR的值不同，则不是这一限度。
本发明的冷加工用机械结构用钢，意思是球化退火前的钢，例如是棒钢或线材这样的轧制材。另外，本发明也包括轧制之后进行了拉丝的拉丝材，即钢丝。
本发明的钢丝，在进行所述第三冷却而冷却至室温后，再在室温下进行拉丝加工即可，这时的断面收缩率为30％以下即可。若进行拉丝，则钢中的碳化物被破坏，能够在其后的球化退火中促进碳化物的凝集，因此对于球化退火的均热处理时间的缩短有效。若拉丝加工的断面收缩率高于30％，则退火后的强度变高，有可能使冷加工性劣化，因此拉丝加工的断面收缩率优选为30％以下。拉丝加工的断面收缩率的优选的上限为25％以下，更优选为20％以下。断面收缩率的下限没有特别限定，但为2％以上便能够得到效果。拉丝加工的断面收缩率的优选的下限为4％以上，更优选为6％以上。
如果使用本发明的钢，则进行短时间的球化退火，例如在Ac1～Ac1+30℃左右的温度范围进行1～3小时左右球化退火时，例如C含量为0.45％左右的钢种的情况下，能够使球化程度达到2.5以下。若球化程度为2.5以下，则冷加工时的抗龟裂性提高。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，在能够符合前述、后記的宗旨的范围当然可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
使用下述表1所示的化学成分组成的钢进行轧制，得到φ10.0mm的线材，再使用实验室的加工Formaster(以下，表示为“加工F”)试验装置，得到φ8.0mm×12.0mm的加工F试验片。还有，后述的表2的No.4中，使用由轧制得到的线材，表2的No.19、20中，使用在轧制之后再进行拉丝而得到的拉丝材。No.4、19、20中，表2的“加工条件”意思是轧制条件。另外，在表2和表4所述的加工F试验片中，以表中所述的加工条件模拟实机的轧制条件。
【表1】
对于所得到的线材、拉丝材或加工F试验片，按照下述(1)～(5)的要领评价组织，并且进行球化退火后的球化程度和硬度的测量。表2的No.19、20是拉丝材，但以拉丝之前的线材的状态评价组织。无论在何种测量中，线材、拉丝材和加工F试验片均以能够观察到纵截面的方式，即能够观察到与轴线平行的截面的方式进行树脂包埋，测量线材等的D/4位置。还有，所述D意思是线材等的直径。
(1)组织的观察
全部组织中的铁素体和珠光体的合计面积率、先共析铁素体晶粒的平均长宽比和面积率的测量中，通过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻使组织显现，用光学显微镜以倍率400倍，对于220μm×165μm的视野进行5个视野的观察并拍摄。以所得到的照片为基础，通过图像分析测量铁素体和珠光体的合计面积率，以及先共析铁素体晶粒的长宽比，计算平均值。先共析铁素体晶粒的长宽比的测量时，对于各原材，晶粒的测量数设为合计100以上。先共析铁素体的面积率的测量时，格子状引出等间隔的10根纵线、横线，测量存在于100个交点上的先共析铁素体的点数，以各视野的先共析铁素体的点数作为先共析铁素体的面积率(％)，计算其平均值。
(2)大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径的测量
大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径的测量中，使用EBSP分析装置及FE-SEM(Field-Emission Scanning Electron Microscope，场发射型扫描电子显微镜)。将结晶取向差(斜角)高于15°的边界，即大角晶界作为结晶晶界而定义“晶粒”，并决定bcc-Fe晶粒的平均粒径。这时，测量区域为200μm×400μm，测量步进作为1.0μm间隔进行测量，表示测量方位的可靠性的置信指数(Confidence Index)为0.1以下的测量点从分析对象中去除。
(3)珠光体片层的最窄部的间隔的测量
图1(a)表示珠光体的片层组织1的模式图，图1(b)表示片层组织1的放大图。珠光体的片层组织1如图1(b)所示，片层铁素体3和片层渗碳体2是层状(片层状)排列的组织，所谓本发明中规定的片层间隔是片层渗碳体2的间隔。对于经镜面研磨的纵剖面试样，通过苦味醇蚀刻使组织显现，使用FE-SEM进行D/4位置的组织观察，以倍率3000倍拍摄42μm×28μm的区域，或以倍率5000倍拍摄25μm×17μm的区域合计5个视野。这时，使各视野中至少包含一个珠光体。在拍摄的照片的各视野中选择最微细的片层间隔的珠光体，引出与层状组织正交，且始终端处于片层渗碳体的厚度中心的线段4，测量线段长度L和线段包含的片层渗碳体的条数n(条数n中也包括始终端的片层渗碳体)，用式(3)计算片层间隔λ。这时，n为5以上。
λ＝L/(n-1)…(3)
(4)球化退火后的球化程度的测量
球化退火后的球化程度的测量中，通过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻使组织显现，使用光学显微镜，以倍率400倍观察5个视野而进行。根据JIS G3539：1991的附图，在No.1～No.4中评价各视野的球化程度，计算5个视野的平均值。平均值不是整数时，在舍去小数的数值上加0.5，将其作为球化程度。球化程度越小，意味着是越良好的球状化组织。
(5)球化退火后的硬度的测量
球化退火后的硬度HV的测量，使用维氏硬度计，以载荷1kgf测量5点，求得其平均值。
实施例1
使用上述表1所示的钢种A，使加工温度(相当于终轧温度)、冷却速度以下述表2的方式变化，分别制作前组织不同的试样，即轧制材、拉丝材或加工F试验片。还有，在表2的制造条件中，“第一冷却”意思是从加工温度起开始，并在700～750℃的温度范围结束的冷却，“第二冷却”意思是从“第一冷却”的结束温度起开始，并在600～650℃的温度范围的冷却，“第三冷却”意思是从“第二冷却”的结束温度起开始，并在400℃以下的温度结束的冷却。无论哪一例，在第三冷却结束后均放冷至室温，对于No.19和20在此后进一步实施拉丝处理。
还有，在表2中，冷却结束温度“-”，是指冷却速度不变而连续地冷却。即，表示不使冷却速度变化而持续冷却。例如，在No.13中，第一冷却和第二冷却连续，1050℃→640℃以10℃/s进行冷却，640℃→300℃以20℃/s进行冷却。另外，No.16中，第一～第三冷却连续，1000℃→300℃以10℃/s进行冷却。
【表2】
加工Formaster的试验片的尺寸为φ8.0mm×12.0mm，在热处理结束后8等分，其中之一作为组织调查用的试样，另一个作为球化退火用试样。球化退火中，将试验片分别真空封入，通过在大气炉中进行以下的(i)、(ii)的热处理而进行。
(i)以Ac1+20℃进行2小时均热保持后，以平均冷却速度10℃/小时冷却至640℃，之后放冷的热处理(表中表述为SA1)
(ii)以Ac1+5℃进行2小时均热保持后，以平均冷却速度10℃/小时冷却至640℃，之后放冷的热处理(表中表述为SA2)
还有，Ac1使用由下式计算的值。下式中，(％元素名)意思是各元素的以质量％计的含量。
Ac1(℃)＝723-10.7(％Mn)-16.9(％Ni)+29.1(％Si)+16.9(％Cr)
按照上述(1)～(5)的要领评价的球化退火前的组织，以及球化退火后的球化程度和硬度显示在表3中。还有，C含量为0.44％的钢种A的球化程度及硬度的基准中，球化程度为2.5以下，硬度为144HV以下。
【表3】
由表3的结果能够进行如下考察。没有实施拉丝的例子No.1～8，和作为实施了拉丝的例子的试验No.19、20均是满足本发明所规定的全部要件的例子，即使经SA1或SA2这样的短时间的球状化处理，球化退火后的球化程度也良好，能够达成软质化。
另一方面，No.9～18是欠缺本发明中规定的某个要件的例子，球化退火后的球化程度及硬度的至少任意一个达不到基准。No.9～11是加工温度(相当于终轧温度)高的例子，大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径大。此外，No.11是第二冷却的冷却速度也快，先共析铁素体的平均长宽比大。因此，No.9～11均是球化退火后的球化程度差，硬度高的状态。另外，No.18是加工温度低的例子，大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径小，其结果是，为球化退火后的硬度高的状态。
No.12是第一冷却的冷却速度慢的例子，大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径大，其结果是，球化退火后的球化程度差。若球化程度高，则冷加工时的抗龟裂性降低。No.13、14、16、17是第二冷却的冷却速度快的例子，先共析铁素体的平均长宽比大，为球化退火后的硬度高的状态。No.14是第二冷却的冷却速度特别快的例子，由于过冷组织的析出，导致先共析铁素体和珠光体的面积率不足，也成为球化退火后的硬度特别上升的要因。No.15是第三冷却的冷却速度慢的例子，珠光体的平均片层间隔大，球化退火后的球化程度差，为硬度高的状态。
实施例2
使用上述表1所示的钢种B～I，与实施例1同样地使用实验室的加工Formaster试验装置，使加工温度(相当于终轧温度)、冷却速度以下述表4的方式变化，分别制作前组织不同的试样。表4所述的第一～第三冷却与表2为相同的意思。
【表4】
对于这些试验片，按照与实施例1相同的要领评价前组织，并且按照与实施例1相同的要领进行球化退火，评价球化退火后的球化程度和硬度。结果显示在表5中。还有，球化退火后的球化程度的基准均为2.5以下，球化退火后的硬度的基准中，C含量为0.33％的钢种，即钢种D为HV134以下，C含量为034～0.36％的钢种，即钢种F、H为HV136以下，C含量为0.44～0.45％的钢种，即钢种B、C、G、I为HV144以下，C含量为0.48％的钢种，即钢种E为HV148以下。
【表5】
由表5的结果能够进行如下考察。试验No.21～31均是满足本发明所规定的全部要件的例子，即使经SA1或SA2这样短时间的球状化处理，球化退火后的球化程度也良好，可达成软质化。
相对于此，No.32～38是欠缺本发明的中规定的某个要件的例子，无法达到球化退火后的球化程度和硬度的至少任意一个基准。No.32是加工温度(相当于终轧温度)高的例子，大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径大，球化退火后的球化程度差。No.37是加工温度低的例子，大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径小，其结果是，为球化退火后的硬度高的状态。
No.33是第三冷却的冷却速度慢的例子，珠光体平均片层间隔大，球化退火后的球化程度差，为球化退火后的硬度高的状态。No.34、35是第一冷却的冷却速度慢的例子，大角晶界所包围的bcc-Fe平均粒径大，为球化退火后的球化程度差的状态。No.36是第二冷却的冷却速度快的例子，先共析铁素体的平均长宽比大，为球化退火后的硬度高的状态。No.38是使用了Mn含量多的钢种I的例子，为球化退火后的硬度高的状态。
实施例3
此外为了对于先共析铁素体的面积率的影响度进行调查，使用上述表1所示的钢种J～L，与实施例1同样使用实验室的加工Formaster试验装置，使加工温度(相当于终轧温度)、冷却速度按下述表6的方式变化，分别制作前组织不同的试样。表6所述的第一～第三冷却是与表2相同的意思。
【表6】
对于这些试验片，按照与实施例1相同的要领评价前组织，并且按照与实施例1相同的要领进行球化退火，评价球化退火后的球化程度和硬度。结果显示在表7中。还有，球化退火后的球化程度的基准中，C含量为0.35～0.45％的钢种，即钢种J、K为2.5以下，C含量为0.56％的钢种，即钢种L为3.0以下，球化退火后的硬度的基准中，C含量为0.35％的钢种，即钢种J为HV136以下，C含量为0.45％的钢种，即钢种K为HV144以下，C含量为0.56％的钢种，即钢种L为HV156以下。
【表7】
由表7的结果能够进行如下考察。No.39～40、42～49、51～52、54～55、57～65均是满足本发明中规定的全部要件的例子，即使经SA1这样短时间的球状化处理，球化退火后的球化程度也良好，可达成软质化。其中，No.39～40、42～48、51～52、54～55、60、63～65是还满足本发明的优选要件、即Af≥A的要件的例子，即使经SA1这样的短时间的球状化处理，球化退火后的球化程度也良好，可达成进一步的软质化。
另一方面，No.49、57～59、61～62是第二冷却的冷却速度比式(2)的CR(℃/秒)快的例子，欠缺本发明中规定的先共析铁素体的面积率的要件Af≥A。虽然可达成球化退火后的球化程度和硬度这两方面的基准，但与满足先共析铁素体的面积率的要件的例相比，为硬度高的状态。
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94(℃/秒)…(2)
No.41.50、53、56是第二冷却的冷却速度比5(℃/秒)快的例子，欠缺本发明中规定的先共析铁素体的平均长宽比和面积率的要件。因此，为球化退火后的硬度高的状态。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而加以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说不言而喻。
本申请基于2014年6月16日申请的日本专利申请(专利申请2014-123430)、2015年3月19日申请的日本专利申请(专利申请2015-056664)，其内容在此作为参照援引。
产业上的可利用性
根据本发明的冷加工用机械结构用钢，能够通过短时间的球化退火使之软质化，适合作为螺栓、螺钉、螺帽、承窝、球窝接头、内管、扭杆、离合器箱、保持架、机架、轮毂、盖子、外壳、垫圈、挺杆、座架、阀、内壳、离合器、套管、轴承外环、链轮、铁芯、定子、铁砧、十字轴、摇臂、机身、凸缘、鼓轮、接头、连接器、滑轮、金属配件、磁轭、配帽、气门挺杆、火花塞、小齿轮、转向轴、共轨等的机械零件、电装零件等的各种零件的原材使用，在工业上有用。
符号说明
1 珠光体的片层组织
2 片层渗碳体
3 片层铁素体
4 与层状组织正交，且始终端处于片层渗碳体的厚度中心的线段

Claims (7)

1.一种冷加工用机械结构用钢，其特征在于，以质量％计分别含有
C：0.3～0.6％、
Si：0.05～0.5％、
Mn：0.2～1.7％、
P：高于0％并在0.03％以下、
S：0.001～0.05％、
Al：0.01～0.1％及
N：0～0.015％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢的金属组织中具有珠光体和铁素体，珠光体和铁素体相对于全部组织的合计面积率为90％以上，
相邻的两个晶粒的取向差比15°大的大角晶界所包围的bcc-Fe晶粒的平均当量圆直径为5～15μm，
先共析铁素体晶粒的平均长宽比满足3.0以下，
并且，珠光体片层的最窄部的间隔平均为0.20μm以下。
2.根据权利要求1所述的冷加工用机械结构用钢，其中，以质量％计还含有从
Cr：高于0％并在0.5％以下、
Cu：高于0％并在0.25％以下、
Ni：高于0％并在0.25％以下、
Mo：高于0％并在0.25％以下及
B：高于0％并在0.01％以下所构成的组中选择的一种以上。
3.根据权利要求1或2所述的冷加工用机械结构用钢，其中，以相对于全部组织的百分率计的先共析铁素体的面积率Af与下式(1)所表示的A还具有Af≥A的关系，
A＝(103-128×[C％])×0.65…(1)
其中，上式(1)中，[C％]表示以质量％计的C的含量，A的单位为％。
4.一种冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，
在制造权利要求1或2所述的冷加工用机械结构用钢时，
以800℃以上、低于1100℃进行终轧，
接着按顺序进行平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却，平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下的第二冷却，平均冷却速度比所述第二冷却快且为5℃/秒以上的第三冷却，
所述第一冷却的结束和所述第二冷却的开始在700～750℃的范围内进行，所述第二冷却的结束和所述第三冷却的开始在600～650℃的范围内进行，所述第三冷却的结束处于400℃以下。
5.冷加工用机械结构用钢的制造方法，其特征在于，
在制造权利要求3所述的冷加工用机械结构用钢时，
以800℃以上、低于1100℃进行终轧，
接着按顺序进行平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却，平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下，且为由下式(2)所表示的CR℃/秒以下的第二冷却，平均冷却速度比所述第二冷却快且在5℃/秒以上的第三冷却，
所述第一冷却的结束和所述第二冷却的开始在700～750℃的范围内进行，所述第二冷却的结束和所述第三冷却的开始在600～650℃的范围内进行，所述第三冷却的结束为400℃以下，
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94…(2)
其中，上式(2)中，T表示终轧温度，T的单位为℃，[C％]表示以质量％计的C的含量，CR的单位为℃/秒。
6.一种钢丝，其特征在于，对于权利要求1～3中任一项所述的冷加工用机械结构用钢进一步进行拉丝而得到的。
7.一种钢丝的制造方法，其特征在于，在制造权利要求6所述的钢丝时，对于以权利要求4或5所述的制造方法制造的冷加工用机械结构用钢进行断面收缩率为30％以下的拉丝加工。
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