CN116888293A - 冷加工用机械结构用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种冷加工用机械结构用钢，其中，包含C：0.30～0.45质量％、Si：0.10～0.40质量％、Mn：0.50～1.00质量％、P：0.050质量％以下、S：0.050质量％以下、Cr：0.80～1.30质量％、Al：0.01～0.10质量％、余量：铁和不可避免的杂质，先共析铁素体的面积率为10％以上且70％以下，且包含从贝氏体、马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上，位错密度为3.5×10¹⁴m^‑2以上。

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。

背景技术

制造汽车用零品、建筑机械用零件等各种零件时，出于对碳钢或合金钢等的热轧材赋予冷加工性的目的，多数情况是实施球化退火。对于通过进行球化退火后提高了冷加工性的轧制材进行冷加工，根据需要再实施切削加工等机械加工，成形为规定的形状，其后进行淬火回火处理，以进行最终的强度调整。

近年来，从节能化的观点出发，球化退火的条件被重新评估，特别是要求球化退火的短时间化。如果可以削减球化退火的处理时间，则能够期待与之相应的能耗量、CO₂排放量的削减。

然而，使用历来已知的热轧材，大幅缩短球化退火处理的时间(以下，有时称为“球化退火时间”)时，可知作为渗碳体球化程度指标的球化度恶化，难以使钢充分软质化，冷加工性劣化，球化退火时间的短时间化并不容易。因此，正在研究一种技术，其用于即使在缩短球化退火时间时，仍可使钢充分软质化。

例如，在专利文献1中公开有一种机械结构用钢，其通过在具有规定成分的轧制材中，使先共析铁素体的面积率为30％以上且70％以下，并使铁素体晶粒的平均粒径为5～15μm，由此即使缩短球化退火时间，也能够确保冷成形性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2020-125538号公报

发明内容

发明所要解决的问题

通过使用专利文献1所述的机械结构用钢，能够将现有需要15小时左右的球化退火时间(规定的保持温度下的保持时间和从保持温度到规定的空冷开始温度的冷却时间的合计)缩短至10小时左右。但是，缩短球化退火时间的愿望前所未有地强烈，存在的问题是，即便使用专利文献1所述的机械结构用钢，仍无法应对这样的要求。

本发明鉴于这样的状况而提出，提供一种冷加工用机械结构用钢及其制造方法，例如在750℃左右这样比较低的球化退火温度下，即使与以往相比明显缩短球化处理时间，例如显著短于10小时的时间，其也能够充分软质化。

解决问题的手段

本发明的方式1是一种冷加工用机械结构用钢，其中，包含

C：0.30～0.45质量％、

Si：0.10～0.40质量％、

Mn：0.50～1.00质量％、

P：0.050质量％以下、

S：0.050质量％以下、

Cr：0.80～1.30质量％、

Al：0.01～0.10质量％、

余量：铁和不可避免的杂质，

先共析铁素体的面积率为10％以上且70％以下，且包含从贝氏体、马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上，

位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上。

本发明的方式2，根据方式1所述的冷加工用机械结构用钢，其中，所述先共析铁素体的平均晶粒直径为6μm以下。

本发明的方式3，根据方式1或2所述的冷加工用机械结构用钢，其中，还含有从如下元素所构成的群中选择的1个以上：

Cu：0.25质量％以下(不包括0质量％)、

Ni：0.25质量％以下(不包括0质量％)、和

Mo：0.40质量％以下(不包括0质量％)。

本发明的方式4，根据方式1～3中任一项所述的冷加工用机械结构用钢，其中，还含有从如下元素所构成的群中选择的1个以上：

Ti：0.20质量％以下(不包括0质量％)、

Nb：0.20质量％以下(不包括0质量％)、和

V：1.50质量％以下(不包括0质量％)。

本发明的方式5，根据方式1～4中任一项所述的冷加工用机械结构用钢，其中，还含有从如下元素所构成的群中选择的1个以上：

N：0.01质量％以下(不包括0质量％)、

Mg：0.02质量％以下(不包括0质量％)、

Ca：0.05质量％以下(不包括0质量％)、

Li：0.02质量％以下(不包括0质量％)、和

REM：0.05质量％以下(不包括0质量％)。

本发明的方式6，是方式1～5中任一项所述的冷加工用机械结构用钢的制造方法，其中，包括：

(a)在高于800℃且1000℃以下的加工温度T0下，以20％以上的压缩率进行热加工的工序；

(b)在所述工序(a)之后，以5℃/秒以上的第一冷却速度CR1，冷却至670℃以上且730℃以下的第一冷却温度T1的工序；

(c)在所述工序(b)之后，以所述第一冷却温度T1，在10～600秒的保持时间t1之间进行保持的工序；

(d)在所述工序(c)之后，以5℃/秒以上的第二冷却速度CR2，冷却至550℃以下的第二冷却温度T2的工序。

本发明的方式7是一种钢丝的制造方法，其中，对于以方式6所述的方法制造的冷加工用机械结构用钢，进行退火、球化退火、拉丝加工、镦锻和淬火回火之中1个以上的工序。

发明的效果

本发明的1个实施方式，可以提供一种冷加工用机械结构用钢及其制造，即使以比较低的球化退火温度，在与以往相比明显短的球化退火时间下，也能够充分软质化。

附图说明

图1是表示在本发明的冷加工用结构用钢的制造方法中，钢材的加工热处理模式(加工热处理历程)的示意图。

图2是表示球化退火条件(SA1)的示意图。

具体实施方式

本发明人等从各种角度进行了研究。然后发现，在具有规定成分的冷加工用机械结构用钢中，通过以面积率计包含10％以上且70％以下这样适量的先共析铁素体，金属组织的先共析铁素体以外的部分包含从贝氏体、马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上，使位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上，则能够实现一种冷加工用机械结构用钢，其在球化退火中，即使温度比较低且时间明显短时，也能够充分软质化。

另外发现，这样的冷加工用机械结构用钢，可以通过包括如下工序的方法制造：对于具有规定组成的钢，(a)在高于800℃并在1000℃以下的加工温度T0下，以20％以上的压缩率进行热加工；(b)在工序(a)之后，以5℃/秒以上的第一冷却速度CR1，冷却至670℃以上且730℃以下的第一冷却温度T1；(c)在工序(b)之后，以第一冷却温度T1在10～600秒的保持时间t1之间保持；和(d)在工序(c)之后，以5℃/秒以上的第二冷却速度CR2，冷却至550℃以下的第二冷却温度T2。

以下，展示本发明的实施方式的详情。

还有，在本说明书中，所谓“线材”，按轧制线材的意思使用，是指经历过热轧和其后冷却至室温的冷却工序的线状钢材。另外所谓“钢丝”，是指对上述轧制线材实施退火等而调整过特性的线状钢材。

＜1.化学成分组成＞

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，含有C：0.30～0.45质量％、Si：0.10～0.40质量％、Mn：0.50～1.00质量％、P：0.050％质量％以下、S：0.050质量％以下、Cr：0.80～1.30质量％、Al：0.01～0.10质量％。

以下，对于各元素进行详述。

(C：0.30～0.45质量％)

C是提供强度的元素，低于0.30质量％时，得不到最终制品需要的强度。另一方面，若高于0.45质量％，则钢的冷加工性和韧性降低。因此，C的含量为0.30～0.45质量％。另外，C的含量优选为0.43质量％以下，更优选为0.40质量％以下。这是由于能够使先共析铁素体更多地析出。

(Si：0.10～0.40质量％)

Si作为脱氧元素、和作为以通过固体强化使最终制品的强度增加为目的而使之含有的强度提高元素有用。为了有效地发挥这样的效果，使Si含量为0.10质量％以上。另一方面，若Si过剩地被含有，则硬度过度上升，钢的冷加工性劣化。因此，使Si含量为0.40质量％以下。

(Mn：0.50～1.00质量％)

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。为了有效地发挥这样的效果，使Mn含量为0.50质量％以上。另一方面，若Mn被过剩含有，则硬度上升，钢的冷加工性劣化。因此，使Mn含量为1.00质量％以下。

(P：0.050质量％以下)

P在钢中是不可避免被包含的元素，在钢中发生晶界偏析，成为钢的延展性劣化的原因。因此，使P含量为0.050质量％以下。

(S：0.050质量％以下)

S在钢中是不可避免被包含的元素，在钢中作为MnS存在，使钢的延展性劣化，因此是使钢的冷加工性劣化的有害元素。因此，使S含量为0.050质量％以下。

(Cr：0.80质量％以上且1.30质量％以下)

Cr在通过使钢材的淬火性提高而使最终制品的强度增加方面是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，Cr含量为0.80质量％以上。这样的效果随着Cr含量增加而变大。但是，若Cr含量过剩，则强度变得过高，使钢的冷加工性劣化，因此为1.30质量％以下。

(Al：0.01质量％以上且0.10质量％以下)

Al作为脱氧剂有用，并且与N结合而析出AlN，是防止加工时晶粒异常生长，强度降低的元素。为了有效地发挥这样的效果，Al含量为0.01质量％以上，优选为0.015质量％以上，更优选为0.020质量％以上。但是，若Al含量过剩，则Al₂O₃过剩生成而使冷锻性劣化。因此，Al含量为0.10质量％以下，优选为0.090质量％以下，更优选为0.080质量％以下。

基本成分如上述，在优选的实施方式之一中，余量为铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许根据原料、物资、制造设备等状况而掺杂的元素(例如，B、As、Sn、Sb、Ca、O、H等)的混入。

还有，例如，像P和S这样，通常，含量越少越优选，因此虽然是不可避免的杂质，但关于其组成范围，有些元素如上述另行规定。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除了其组成范围被另行规定的元素的概念。

(其他选择的元素)

此外，在本发明其他优选的实施方式中，在不损害本发明实施方式作用的范围内，可以根据需要含有上述以外的元素。以下示出这样的选择元素的例子。根据所含有的成分，钢的特性得到进一步改善。

还有，其他选择元素中“不包括0质量％”的描述，意思是不包括作为杂质不可避免被包含的量(杂质水平的量)，有意识地进行添加的。

(从Cu：0.25质量％以下(不包括0质量％)、Ni：0.25质量％以下(不包括0质量％)和Mo：0.40质量％以下(不包括0质量％)所构成的群中选择的1个以上)

Cu：0.25质量％以下(不包括0质量％)、Ni：0.25质量％以下(不包括0质量％)

Cu和Ni是使淬火性提高，并且对于提高制品强度有效发挥作用的元素。这种作用随着这些元素的含量增加而增大，但为了有效地发挥，Cu和Ni分别优选为0.05质量％以上，更优选为0.08质量％以上，进一步优选为0.10质量％以上。但是过剩含有时过冷组织过剩生成，强度变得过高冷锻性降低。因此，Cu和Ni分别优选为0.25质量％以下。更优选为0.22质量％以下，进一步优选为0.20质量％以下。还有，Cu和Ni可以分别单独含有，也可以含有两方。另外使Cu和Ni两方含有时的含量，可以分别是上述范围中的任意的含量。

Mo：0.40质量％以下(不包括0质量％)

Mo是在通过提高钢材的淬火性而使最终制品的强度增加上有效的元素，由此可以有意添加而含有。这样的效果随着Mo含量增加而变大。但是，若Mo含量过剩，则强度变得过高，钢的冷加工性劣化。特别是通过使Mo与Cr一起在钢中含有，钢在球化退火后可能很难显著地软质化。因此，Mo为0.40质量％以下。

(从Ti：0.20质量％以下(不包括0质量％)、Nb：0.20质量％以下(不包括0质量％)、和V：1.50质量％以下(不包括0质量％)所构成的群中选择的1个以上)

Ti、Nb、V是与N结合而形成化合物(氮化物)，使钢中的固溶N量减少，可以得到变形抗力降低效果的元素。为了发挥这样的效果，Ti、Nb、V分别优选含有0.05质量％以上，更优选为0.06质量％以上，进一步优选为0.08质量％以上。但是，若过剩地含有这些元素，则氮化物量增加，变形抗力上升，冷锻性劣化，因此Ti、Nb分别优选为0.20质量％以下，更优选为0.18质量％以下，进一步优选为0.15质量％以下，V优选为1.50质量％以下，更优选为1.30质量％以下，进一步优选为1.00质量％以下。还有，Ti、Nb和V可以分别单独而含有，也可以含有两种以上，另外含有两种以上时的含量，可以是各自上述范围内的任意含量。

(从N：0.01质量％以下(不包括0质量％)、Mg：0.02质量％以下(不包括0质量％)、Ca：0.05质量％以下(不包括0质量％)、Li：0.02质量％(不包括0质量％)、和稀土类元素(Rare Earth Metal：REM)：0.05质量％以下(不包括0质量％)所构成的群中选择的1个以上)

N是钢中不可避免被包含的杂质，但若在钢中包含固溶N，则因应变时效招致硬度上升、延展性降低，冷锻性劣化。因此，N优选为0.01质量％以下，更优选为0.009质量％以下，进一步优选为0.008质量％以下。另外，Mg、Ca、Li和REM使MnS等硫化化合物系夹杂物球化，对于提高钢的变形能力是有效的元素。这样的作用随着其含量增加而增大，但为了有效地使之发挥，Mg、Ca、Li和REM的含量，分别优选为0.0001质量％以上，更优选为0.0005质量％以上。但是即使过剩地含有，该效果也是饱和，无法期待与含量相匹配的效果，因此Mg和Li的含量分别优选为0.02质量％以下，更优选为0.018质量％以下，进一步优选为0.015质量％以下。Ca和REM的含量分别优选为0.05质量％以下，更优选为0.045质量％以下，进一步优选为0.040质量％以下。还有，N、Ca、Mg、Li和REM分别可以单独含有，也可以含有两种以上，另外含有两种以上时的含量可以分别是上述范围的任意含量。

所谓REM含量，意思是Sc、Y这两种元素，与La至Lu这15种元素共计17种元素的合计含量，所谓含有REM，意思是含有从这17种元素中选择的1个以上。

＜2.金属组织＞

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，以面积率计，包含先共析铁素体10％以上且70％以下。先共析铁素体有助于球化退火后的钢的软质化。但是，仅仅只包含先共析铁素体，并不能实现以较低温度和短时间进行球化退火后就能够充分软质化的钢。

因此，本申请发明人发现，通过提高位错密度，比如，即使是较低温度和短时间下的球化退火，也能够抑制硬度和硬度偏差，能够充分地使之软质化。

具体来说，在先共析铁素体以外的部分(余量的金属组织)包含从贝氏体、马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上。如以下详述，贝氏体、马氏体和珠光体通过进行恰当的加工热处理，能够提高其内部的位错密度。由此，整体上(即，作为全部金属组织的整体平均)能够使位错密度达到3.5×10¹⁴m^-2以上。

[2－1.先共析铁素体的面积率：10％以上且70％以下]

通过使先共析铁素体大量存在，能够在球化退火中促进渗碳体等碳化物的凝集·球化，其结果是，能够降低钢的硬度。从这一观点出发，先共析铁素体的面积率需要为10％以上。先共析铁素体的面积率优选为20％以上，更优选为30％以上，进一步优选为40％以上。另一方面，为了得到以面积率计超过70％的先共析铁素体，需要非常长时间的缓冷和保持等特別的处理，由此难以使用普通量产设备。因此，使先共析铁素体的面积率的上限为70％。

先共析铁素体等的特定金属组织的面积率，能够在金属组织照片上网格状画线，统计该组织存在的交点(网格点)点数，根据统计值对于全部交点数比例求得。这时，交点上是先共析铁素体等对象金属组织与其他金属组织的边界时，统计为0.5个点。

另外，观察金属组织的位置，是中心部与表面的中间点，即如果是线材，则是距表面为线材直径D的四分之一的位置(D/4位置)。

[2－2.包含从贝氏体、马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上]

除了上述的先共析铁素体以外，还包含从贝氏体，马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上。

贝氏体、马氏体和珠光体，如后述，通过进行恰当的加工热处理，能够提高伴随相变而形成于内部的位错密度。而且，像这样形成位错密度高的金属组织，能够得到整体上高达3.5×10¹⁴m^-2以上的位错密度。

贝氏体、马氏体和珠光体可以存在其中的任意一个，也可以存在两个以上。

另外，贝氏体、马氏体和珠光体的量(面积率)，如果整体上能够得到3.5×10¹⁴m^-2以上的位错密度，则可以为任意值。贝氏体、马氏体和珠光体的合计(贝氏体、马氏体和珠光体之中存在的合计)相对于前述的先共析铁素体以外的金属组织(剩余金属组织)总体，以面积率计，优选为50％以上，更优选为70％以上。

进一步更优选为，剩余金属组织总体优选由贝氏体、马氏体和珠光体的任意1个以上构成。这是由于能够更容易地得到希望的位错密度。还有，所谓“剩余金属组织总体由贝氏体、马氏体和珠光体的任意1个以上构成”，可以包括如下情况，观察比较狭窄的视野面积的结果是，剩余金属组织中未确认到贝氏体、马氏体和珠光体以外的金属组织，但观察更广阔的视野面积，则确认到少量的贝氏体、马氏体和珠光体以外的金属组织。

还有，所谓本说明书中使用的术语“珠光体”，其概念不仅包括能够明确观察到所谓片层组织的形态，也包括渗碳体被分割，并非纯粹的片层结构的所谓“微细珠光体”。

珠光体优选由微细珠光体构成。这是由于能够更容易地得到希望的位错密度。

[2－3.位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上]

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上，优选为5×10¹⁴m^-2以上。通过达成高位错密度，能够在球化退火时促进碳化物的分割和固溶。其结果是，即使在较低温度下短时间进行球化退火时，也能够抑制硬度的偏差，进行充分的软质化。

位错密度更优选为1×10¹⁶m^-2以下。这是由于若位错密度高于1×10¹⁶m^-2，则根据球化退火的热处理条件，球化退火后的位错密度变得比较高，硬度有可能变高。

这样的高位错密度，仅仅只存在贝氏体、马氏体和珠光体的1个以上时并不能达成，而是如后述能够通过进行恰当的加工热处理，使伴随相变而导入的位错增加而达成。

位错密度，如实施例所示的详情，能够在X射线衍射中，根据由Williamson－Hall(WH)法得到的应变(晶格应变)和伯格斯矢量的值而求得。

[2－4.先共析铁素体的平均晶粒直径为6μm以下]

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，优选先共析铁素体的平均晶粒直径为6μm以下。这是由于，通过使先共析铁素体的平均晶粒直径为6μm以下，能够更确实地抑制球化退火后的硬度偏差。

＜3.制造方法＞

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，如以下详情所示，能够通过如下方式制造，在规定的温度范围进行规定的热加工后，以规定的条件进行伴随冷却和保持的加工热处理。

图1是表示本发明的冷加工用结构用钢的制造方法中，钢材的加工热处理模式(加工热处理历程)的示意图。在图1所示的制造方法中，是对于具有上述化学成分的例如线材这样的钢材，进行包括以下工序(a)～(d)的加工热处理。

(a)在高于800℃并在1000℃以下的加工温度T0下，以20％以上的压缩率进行热加工的工序

(b)在工序(a)之后，以5℃/秒以上的第一冷却速度CR1冷却至670℃以上且730℃以下的第一冷却温度T1的工序

(c)在工序(b)之后，以第一冷却温度T1在10～600秒的保持时间t1之间保持的工序

(d)在工序(c)之后，以5℃/秒以上的第二冷却速度CR2冷却至550℃以下的第二冷却温度T2的工序

以下对于各工序进行说明。

[工序(a)：在高于800℃并在1000℃以下的加工温度T0下，以20％以上的压缩率进行热加工的工序]

如图1所示将具有上述化学组成的钢材(例如，线材)加热至温度T0(加工温度T0)，进行热加工。加工温度T0高于800℃且在1000℃以下。另外，热加工的压缩率为20％以上。

为了确保需要量的先共析铁素体，使加工温度T0为1000℃以下且使热加工的压缩率为20％以上。另外，通过使加工温度T0为1000℃以下，使热加工的压缩率为20％以上，也具有能够使先共析铁素体晶粒变得微细这样的效果。

若加工温度T0为800℃以下，则接下来进行的冷却时高温范围内的相变被促进，不能使位错密度达到3.5×10¹⁴m^-2以上，因此加工温度T0高于800℃。

热加工如果能够使压缩率为20％以上，则可以是任意方式。作为热加工的例子，能够列举冲压加工和轧制加工。

压缩率以如下方式计算。

＜实施冲压加工时的压缩率(这种情况下，压缩率也称为压下率)＞

压缩率(％)＝(h1－h2)/h1×100

h1：加工前的钢材高度，h2：加工后的钢材的高度

＜通过轧制加工得到线材时的压缩率(这种情况下，压缩率也称为减面率)＞

压缩率(％)＝(S1－S2)/S1×100

S1：加工前的钢材截面积，h2：加工后的钢材截面积

一次热加工的压缩率可以为20％以上，另外也可以在保持在温度T0的状态下进行多次热加工，使总压缩率为20％以上。

[工序(b)：在工序(a)之后，以5℃/秒以上的第一冷却速度CR1冷却至670℃以上且730℃以下的第一冷却温度T1的工序]

在工序(a)之后，如图1所示，以第一冷却速度CR1冷却至第一冷却温度T1。第一冷却温度T1为670℃以上且730℃以下。第一冷却速度CR1为5℃/秒以上。通过以5℃/秒以上冷却至第一冷却温度T1，能够使得到的冷加工用结构用钢的位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上。另外，通过使第一冷却速度CR1为5℃/秒以上，能够使先共析铁素体晶粒微细化。

冷却速度可以使热电偶等接触型温度计接触钢材而进行测量。另外，作为简便的方法，也可以使用非接触型的温度计测量钢材的表面温度。

[工序(c)：在工序(b)之后，以第一冷却温度T1在10～600秒的保持时间t1之间保持的工序]

在工序(b)之后，如图1所示，以第一冷却温度T1在保持时间t1之间保持。

保持时间t1为10～600秒，优选为10～400秒，更优选为10～200秒。为了得到以面积率计为10～70％的先共析铁素体量，在第一冷却温度T1下的保持时间t1为10秒以上。另一方面，若保持时间t1高于600秒，则伴随从第一冷却温度T1进一步冷却时发生的相变而产生的位错密度可能低于3.5×10¹⁴m^-2。另外，若保持时间t1过长，则在奥氏体中C和其他合金元素稠化，在之后的冷却过程中生成的铁素体的生长受到抑制，可能难以确保充分的铁素体面积率，因此保持时间t1为600秒以下。保持时间t1优选为400秒以下，更优选为200秒以下。

[工序(d)：在工序(c)之后，以5℃/秒以上的第二冷却速度CR2冷却至550℃以下的第二冷却温度T2的工序]

工序(c)之后，如图1所示，以第二冷却速度CR2冷却至第二冷却温度T2。第二冷却温度T2为550℃以下。另外第二冷却速度CR2为5℃/秒以上。第二冷却速度CR2优选为50℃/秒以下。为了使得到的冷加工用结构用钢的位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上，以5℃/秒以上的冷却速度，在第一冷却温度T1到550℃以下的温度T2之间冷却。

关于工序(d)之后的向低于第二冷却温度T2的温度的冷却，在图1所示的实施方式中，作为例示显示的是，以第二冷却温度T2在保持时间t2之间保持，以第三冷却速度CR3(例如，炉冷、放冷或急冷(例如气体急冷))冷却至室温。

但是，并不限于此，而是可以进行任意的冷却。作为这样的冷却示例，可以使第二冷却温度T2为室温，以第二冷却速度CR2从第一冷却温度T1冷却至室温。

以第二冷却温度T2在保持时间t2之间保持时，优选使第二冷却温度T2为400℃～550℃，使保持时间t2为100～3000秒。通过使第二冷却温度T2为400℃以上，能够更容易地得到期望的铁素体面积率。第二冷却温度T2更优选为500℃以上。使第二冷却温度T2为550℃以下，能够更容易地得到高位错密度。第二冷却温度T2更优选为540℃以下。通过使保持时间t2为100秒以上，能够更容易地得到希望的铁素体面积率。保持时间t2更优选为150秒以上，进一步优选为210秒以上。通过使保持时间t2为3000秒以下，既能够确保高生产率，又能够更容易地得到高位错密度。保持时间t2更优选为1500秒以下。

另外，可以由第二冷却速度CR2冷却至第二冷却温度T2后，不进行保持(即，保持时间t2为0秒)，从第二冷却温度T2，以不同于第二冷却速度CR2的第三冷却速度CR3冷却至室温。这时，第三冷却速度CR3可以比第二冷却速度CR2快，也可以比其慢。作为得到第三冷却速度CR3的冷却方法，能够例示炉冷、放冷或急冷(例如气体急冷)。这种情况下，第二冷却速度CR2和第三冷却速度CR3优选为1～25℃/秒。若第二冷却速度CR2和第三冷却速度CR3为1℃/秒以上，则能够更容易地得到高位错密度，若第二冷却速度CR2和第三冷却速度CR3为25℃/以下，则能够更容易地得到希望的铁素体面积率。

根据以上说明的制造方法，能够得到本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢。

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，假设是之后实施球化退火，但也可以根据情况，在球化退火前或球化退火后实施其他的加工(拉丝加工等)。

本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢，例如后述的实施例所示，即使在750℃这样比较低的温度下，使球化退火时间(规定的保持温度下的保持时间和从保持温度冷却至规定的空冷开始温度的冷却时间的合计)比以往(专利文献1中约11小时)大幅缩短为5小时程度以下，也能够充分地软质化。另外，在本发明中，通过对于以上述制造条件得到的钢材(冷加工用结构用钢)，进行退火、球化退火、拉丝加工、镦锻和淬火回火之中1个以上的工序，能够制造钢丝。在此所说的钢丝，是指对于以上述制造条件得到的钢材，实施退火、球化退火、拉丝加工、镦锻、淬火回火等而调整了特性的线状钢材，但除了上述退火等工序以外，也包括经受过二次加工制造厂商通常进行的工序的线状钢材。

如以上，说明了本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢的制造方法，但在理解了本发明的实施方式的冷加工用机械结构用钢的希望特性的本领域技术人员进行试错，制造具有本发明的实施方式的希望特性的冷加工用机械结构用钢的方法中，存在找出上述制造方法以外的方法的可能性。

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，在能够符合前述和后述宗旨的范围，可以适宜加以变更实施，这些均包括在本发明的技术范围内。

表1

使用表1所述的钢种1(SCM435)、钢种2(SCM440)和钢种3(SCR440)的轧制材，制作φ8mm×12mm的加工Formaster用的试验片。SCM435、SCM440和SCR440是日本工业标准JIS G4053所规定的钢种。

还有，如表1所示，钢种1和钢种2包含Cu和Ni，但均是杂质水平，即，Cu和Ni是不可避免的杂质，并非有意添加的。另外，钢种3含0.01质量％的Mo，是杂质水平，即，钢种3的Mo是不可避免的杂质，并非有意添加的。

对于制作的加工Formaster用的试验片，使用加工Formaster试验机，进行上述图1所示的加工热处理，制作冷加工用结构用钢的试样。

以10℃/秒加热至加工温度T0，到达加工温度T0后保持300秒后，作为热加工进行2次冲压加工。第一次冲压加工以50/秒的应变速度将试验片的高度从12mm冲压至7mm(ε＝0.54)，5秒后作为第二次冲压加工，以50/秒的应变速度，将试验片的高度从7mm冲压至3mm(ε＝0.85)。

表2中显示加工温度T0、第一冷却温度T1、第一冷却速度CR1、保持时间t1、第二冷却温度T2和第二冷却速度CR2。另外，作为参考，表2中也显示保持时间t2和第三冷却速度CR3。

试样No.1－3和No.1－4，第二冷却温度T2为室温，因此，是以第二冷却速度CR2从第一冷却温度T1冷却至室温的试样。试样No.1－5、No.2－2和No.3－4是以加工温度T0进行热加工后，以30℃/秒冷却至室温的试样。

还有，脱离上述本发明实施方式的制造方法所示条件时，附加下划线。

表2

沿着中心轴切断加工热处理后的试样，将其四等分，得到包括纵剖面在内的4个试样。其中一个作为未实施球化退火的试样(以下，有时称为球化退火前试样)，对另一个实施球化退火(以下，有时称为球化退火后试样)。球化退火分别将试样放入真空封入管中进行。

图2是表示球化退火条件(SA1)的示意图。

球化退火为，以80℃/小时加热至750℃，保持1小时后，以30℃/小时的冷却速度冷却至660℃，之后放冷而进行。

即，球化退火温度是比较低的750℃，球化退火时间是明显短的约4.7小时。另外保持时间也是显著短的1小时。

关于球化退火前试样，以能够观察纵截面的方式进行树脂包埋，进行(1)先共析铁素体的面积率的测量和先共析铁素体以外的组织的观察、(2)先共析铁素体的平均晶粒直径的测量、和(3)位错密度的测量。

另外，对于球化退火后试样，与上述同样，也是以能够观察纵截面的方式进行树脂包埋，(4)测量球化退火后的硬度及其偏差。

在(1)～(4)任意一项测量和观察中，均设试样的直径为D，从试样的表面朝向中心轴在D/4的位置实施。

(1)先共析铁素体的面积率的测量

对于球化退火前试样的纵剖面，通过硝酸乙醇腐蚀液蚀刻使组织显现，对于D/4位置用光学显微镜以倍率400倍(视野区域：横220μm×纵165μm)拍摄照片。对于得到的照片，网络状地引等间隔的15条纵线，等间隔的10条横线，测量150个交点上存在的先共析铁素体的点数，用该点数除以150的值作为先共析铁素体的面积率(％)。

这时，网格上如果是先共析铁素体与其他组织的边界，则作为0.5。

另外，一并对于先共析铁素体以外的部分(剩余金属组织)，通过金属组织观察，识别其为哪种相。

(2)先共析铁素体的平均晶粒直径的测量

对于球化退火前试样的纵剖面，通过硝酸乙醇蚀刻使组织显现，对于D/4位置用光学显微镜以倍率400倍(视野区域：横220μm×纵165μm)或倍率1000倍(视野区域：横147μm×纵110μm)拍摄照片。然后，使用图像分析软件(Image－Pro Plus ver7.0)，计算视野中的各先共析铁素体晶粒的尺寸(圆当量直径)，其平均值作为先共析铁素体的平均晶粒直径。

还有，与照片的端部相接的先共析铁素体粒(不能测量本来粒径的先共析铁素体晶粒)从统计对象中除外。

(3)位错密度的测量

电解研磨球化退火前试样，制作位错密度的测量用的试样。对于此试样，使用株式会社理学制水平型X线衍射装置SmartLab进行X射线衍射。

X射线衍射分布图的测量，靶用金属为Co，通过θ/2θ衍射法以2θ在40°至130°的范围进行测量。

使用得到的衍射分布图，根据Williamson－Hall(WH)法求得应变。WH法使用下式。

βcosθ/λ＝0.9/D+2εsinθ/λ (式1)

β²＝β_m ²－β_s ² (式2)

在此，β为真半高宽(rad)，θ为布拉格角(rad)，λ为入射X射线波长(nm)(作为λ使用0.1789nm)，D微晶的大小(nm)，ε为晶格应变。

还有，装置常数引起的衍射线宽扩展由近似式(式2)校正。β_m是实测的半高宽，β_s是无应变试料的半高宽(装置函数)。作为无应变試料，使用NIST制的Si640d。

更详细地说，测量试样的先共析铁素体(α-Fe)的(110)、(211)、(220)面的衍射峰，求得衍射角2θ和半高宽β_m。

然后，在横轴取sinθ/λ，纵轴取βcosθ/λ，绘制上述各晶面的测量结果。

对于绘图以1次函数(y＝ax+b)引近似曲线。根据该直线倾斜度和截距求得应变(ε)和微晶尺寸(D)，据此求得应变(ε)。

位错密度ρ使用应变ε和伯格斯矢量b，能够如(式3)这样记述。

ρ＝14.4ε²/b² (式3)

在此，伯格斯矢量b的大小使用0.25×10^－9m。

由此，计算位错密度ρ。

(4)球化退火后的硬度及其偏差

为了确认球化退火带来的软质化效果，对于球化退火后试样的纵剖面，使用维氏硬度计，在D/4位置以1kgf的载荷测量5处(5点)硬度。以其平均值(HV)作为试样的硬度(HV)，另外根据测量值求得标准偏差，以其作为硬度偏差(HV)。关于钢种1(SCM435)的试样，硬度HV在165以下，如果硬度偏差HV为7.0以下，则判断为得到充分软质化。另一方面，关于C量更多的钢种2(SCM440)和钢种3(SCR440)的试样，硬度HV为180以下，如果硬度偏差HV为7.0以下，则判断为得到充分软质化。

根据以上所述方法求得的先共析铁素体的面积率和先共析铁素体以外的组织、先共析铁素体的平均晶粒直径的测量、位错密度、球化退火后的硬度和该硬度的偏差显示在表3中。

在表3中，对于脱离本发明实施方式所示要件时、和脱离软质化评价标准时附加下划线。

另外，在先共析铁素体以外的组织中所谓“主体”，意思是在上述观察的视野区域(横220μm×纵165μm)内，未确认到这一种金属组织以外的金属组织(但是，在观察更宽阔视野区域时，并不排除确认到少量其他金属组织的可能性)。

还有，试样No.2－1的先共析铁素体以外的组织中确认到的珠光体是微细珠光体。

表3

由表2和表3，可进行如下考察。

试样No.1－1、1－2、1－3、2－1和3－1～3－3，均是满足本发明实施方式所规定的全部要件的例子。而后，在比较低的750℃的温度，且相当短的时间(保持1时间，球化退火时间約4.7时间)的球化退火后，硬度和硬度偏差均良好，即得到充分软质化。

另一方面，试样No.1－4、1－5、1－6、2－2和3－4，是不满足本发明所规定的1个以上要件的例子，球化退火后的硬度和硬度偏差的至少一方不良，即软质化不充分。

试样No.1－4中，加工温度T0过高，第一冷却温度T1过低，此外保持时间t1过长。因此，位错密度过小。于是，球化退火后的硬度和硬度偏差不良。

试样No.1－5中，第一冷却温度T1为过低的室温，因此，不能在适当的第一冷却温度T1(670℃～730℃)下确保保持时间t1。其结果是，无法得到足够的先共析铁素体。于是球化退火后的硬度不良。

试样No.1－6中，加工温度T0过高，第一冷却温度T1过高，此外第二冷却速度CR2过慢。因此，位错密度过小。因为先共析铁素体的量充分，所以球化退火后的硬度值良好，但因为位错密度低，所以硬度偏差不良。

试样No.2－2中，第一冷却温度T1为过低的室温，因此，不能在适当的第一冷却温度T1(670℃～730℃)下确保保持时间t1。其结果是，无法得到足够的先共析铁素体。于是球化退火后的硬度不良。

试样No.3－4中，第一冷却温度T1为过低的室温，因此，不能在适当的第一冷却温度T1(670℃～730℃)下确保保持时间t1。其结果是，无法得到足够的先共析铁素体。于是，球化退火后的硬度不良。

本发明的冷加工用机械结构用钢，适于通过冷锻、冷镦锻或冷轧等的冷加工制造的各种零件的原材。钢的形态没有特别限定，例如能够为线材或棒钢等轧制材。

所述零件，例如，包括汽车用零件建筑机械用零件，具体来说，包括：螺栓、螺钉、螺母、插座、球窝接头、内胎、扭杆、离合器外壳、保持架、外壳、轮毂、盖子、壳体、垫圈、挺杆、鞍座、阀、内壳、离合器、套筒、外环、链轮、定子、砧座、十字轴、摇臂、车体、凸缘、滚筒、接头、连接器、滑轮、金属配件、叉形件、底座、气门挺杆、火花塞、小齿轮、转向轴和共轨等。本发明的冷加工用机械结构用钢，作为适合用作上述零件原材的机械结构用钢在工业上有用，球化退火后，在室温和加工放热区域制造成上述各种零件时，变形抗力低，能够发挥优异的冷加工性。

本申请伴随以申请日为2021年02月26日的日本专利申请，特愿第2021－30472号和申请日为2021年12月23日的日本专利申请，特愿第2021－209428号为基础申请的优先权主张。特愿第2021－30472号和特愿第2021－209428号通过参照编入本说明书。

Claims (7)

1.一种冷加工用机械结构用钢，其含有

C：0.30～0.45质量％、

Si：0.10～0.40质量％、

Mn：0.50～1.00质量％、

P：0.050质量％以下、

S：0.050质量％以下、

Cr：0.80～1.30质量％、

Al：0.01～0.10质量％、

余量：铁和不可避免的杂质，

先共析铁素体的面积率为10％以上且70％以下，并且包含从贝氏体、马氏体和珠光体所构成的群中选择的1个以上，

位错密度为3.5×10¹⁴m^-2以上。

2.根据权利要求1所述的冷加工用机械结构用钢，其中，所述先共析铁素体的平均晶粒直径为6μm以下。

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，还含有以下的(A)～(C)中的至少1个：

(A)从Cu：0.25质量％以下且不包括0质量％、Ni：0.25质量％以下且不包括0质量％、和Mo：0.40质量％以下且不包括0质量％所构成的群中选择的1个以上；

(B)从Ti：0.20质量％以下且不包括0质量％、Nb：0.20质量％以下且不包括0质量％、和V：1.50质量％以下且不包括0质量％所构成的群中选择的1个以上；

(C)从N：0.01质量％以下且不包括0质量％、Mg：0.02质量％以下且不包括0质量％、Ca：0.05质量％以下且不包括0质量％、Li：0.02质量％以下且不包括0质量％、和REM：0.05质量％以下且不包括0质量％所构成的群中选择的1个以上。

4.一种权利要求1或2所述的冷加工用机械结构用钢的制造方法，其中，包括：

(a)在高于800℃且1000℃以下的加工温度T0下，以20％以上的压缩率进行热加工的工序；

(b)在所述工序(a)之后，以5℃/秒以上的第一冷却速度CR1，冷却至670℃以上且730℃以下的第一冷却温度T1的工序；

(c)在所述工序(b)之后，以所述第一冷却温度T1在10～600秒的保持时间t1之间进行保持的工序；

(d)在所述工序(c)之后，以5℃/秒以上的第二冷却速度CR2冷却至550℃以下的第二冷却温度T2的工序。

5.一种钢丝的制造方法，其中，对于由权利要求4所述的方法制造的冷加工用机械结构用钢，进行退火、球化退火、拉丝加工、镦锻和淬火回火之中的1个以上的工序。

6.一种权利要求3所述的冷加工用机械结构用钢的制造方法，其中，包括：

(a)在高于800℃且1000℃以下的加工温度T0下，以20％以上的压缩率进行热加工的工序；

(b)在所述工序(a)之后，以5℃/秒以上的第一冷却速度CR1冷却至670℃以上且730℃以下的第一冷却温度T1的工序；

(c)在所述工序(b)之后，以所述第一冷却温度T1在10～600秒的保持时间t1之间进行保持的工序；

(d)在所述工序(c)之后，以5℃/秒以上的第二冷却速度CR2冷却至550℃以下的第二冷却温度T2的工序。

7.一种钢丝的制造方法，其中，对于由权利要求6所述的方法制造的冷加工用机械结构用钢，进行退火、球化退火、拉丝加工、镦锻和淬火回火之中的1个以上的工序。