CN117062932A - 机械结构零件用钢丝及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种机械结构零件用钢丝，其中，分别以规定量含有C、Si、Mn、P、S、Al、Cr和N，余量由铁和不可避免的杂质构成，设金属组织中的渗碳体中的Cr和Mn的合计含量(质量％)为{Cr+Mn}，设钢中的Cr和Mn的合计含量(质量％)为[Cr+Mn]，且以[C]表示钢中的C量(质量％)时，浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]为(0.5[C]+0.040)以上，此外全部渗碳体的平均当量圆直径为(1.668－2.13[C])μm以上且(1.863－2.13[C])μm以下。

Description

机械结构零件用钢丝及其制造方法

技术领域

本发明涉及机械结构零件用钢丝及其制造方法。

背景技术

制造汽车用零品、建筑机械用零件等各种机械结构零件时，通常，出于对包括热轧线材在内的条钢赋予冷加工性的目的而实施球化退火。而且，对于球化退火所得到的钢丝实施冷加工，其后实施切削加工等的机械加工，由此成形为规定的零件形状。此外，进行淬火回火，以进行最终的强度调整，制造机械结构零件。

近年来，在冷加工工序中，为了防止钢材的裂纹和提高模具寿命，希望一种相较以往更为软质化的钢丝。

作为得到软质化钢丝的方法，例如在专利文献1中，作为冷锻性优异的中碳钢的制造方法，公开了在球化退火处理中，进行2次以上的向奥氏体化温度区域的加热。根据专利文献1的制造方法，显示出能够得到球化退火后的硬度为83HRB以下且组织中的球状碳化物比率为70％以上的冷锻用钢。

在专利文献2中公开有一种具有球化退火后的变形阻力低冷锻性优异的特性的钢材及其制造方法。作为该制造方法，公开有如下内容：对于满足规定成分组成的钢进行热加工处理后，冷却到室温，之后，升温至A1点～A1点+50℃的温度区域，升温后在所述A1点～A1点+50℃的温度区域保持0～1hr保持后，进行2次以上的以10～200℃/hr的平均冷却速度对于所述A1点～A1点+50℃的温度区域至A1点－100℃～A1点－30℃的温度区域进行冷却的退火处理，此后，升温至A1点～A1点+30℃的温度区域，在所述A1点～A1点+30℃的温度区域保持然后冷却时，升温时到达A1点之后，保持在A1点～A1点+30℃的温度区域后进行冷却时，直至到达A1点的所述A1点～A1点+30℃的温度区域，停留时间为10分钟～2小时，以10～100℃/hr的平均冷却速度，对于所述A1点～A1点+30℃的温度区域到A1点－100℃～A1点－20℃的冷却温度区域进行冷却后，在该冷却温度区域保持10分钟～5小时，之后再冷却。

在专利文献3中公开了作为实现减小冷加工时的变形阻力，并且提高抗裂纹性，能够发挥优异的冷加工性的机械结构零件用钢丝，具有规定的成分组成，钢的金属组织由铁素体和渗碳体构成，存在于铁素体晶界的渗碳体的数量比例相对于渗碳体总数为40％以上的机械结构零件用钢丝。在专利文献3中显示出供球化退火的轧制线材的制造条件优选为，在800℃以上且1050℃以下进行精轧，按顺序进行平均冷却速度为7℃/秒以上的第1冷却、平均冷却速度为1℃/秒以上且5℃/秒以下的第2冷却、平均冷却速度比所述第2冷却更快且为5℃/秒以上的第3冷却，所述第1冷却的结束和所述第2冷却的开始，在700～750℃的范围内进行，所述第2冷却的结束和所述第3冷却的开始，在600～650℃的范围内进行，所述第3冷却的结束在400℃以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011－256456号公报

专利文献2：日本特开2012－140674号公报

专利文献3：日本特开2016－194100号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，在专利文献1～3所公开的现有技术中，不能充分降低球化退火后的硬度，球化退火后进行的冷加工中的加工性差，或不能通过冷加工后进行的淬火处理充分提高硬度，即存在淬火性差的情况。换言之，迄今尚没有着眼于提高冷加工性和淬火性的双方的技术。

本发明鉴于这样的情况而提出，其目的在于，提供一种硬度十分低，冷加工性优异，且通过淬火处理能够得到高硬度，即淬火性优异的机械结构零件用钢丝，和以较短时间就能够制造该机械结构零件用钢丝的机械结构零件用钢丝的制造方法。

在本说明书中，所谓“线材”、“棒钢”，分别是经热轧得到的线状、棒状的钢材，是指球化退火等的热处理和拉丝加工均未实施过的钢材。另外所谓“钢丝”，是指对于线材或棒钢，实施过球化退火等的热处理和拉丝加工的至少一个。在本说明书中，上述线材、棒钢和钢丝统称为“条钢”。

解决问题的手段

本发明的方式1是一种机械结构零件用钢丝，其中，含有：

C：0.05质量％～0.60质量％、

Si：0.005质量％～0.50质量％、

Mn：0.30质量％～1.20质量％、

P：高于0质量％并在0.050质量％以下、

S：高于0质量％并在0.050质量％以下、

Al：0.001质量％～0.10质量％、

Cr：高于0质量％并在1.5质量％以下、和

N：高于0质量％并在0.02质量％以下，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

设金属组织中的渗碳体中Cr和Mn的合计含量(质量％)为{Cr+Mn}，钢中的Cr和Mn的合计含量(质量％)为[Cr+Mn]，且以[C]表示钢中的C量(质量％)时，浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]为(0.5[C]+0.040)以上，并且，

以[C]表示钢中的C量(质量％)时，全部渗碳体的平均当量圆直径为(1.668－2.13[C])μm以上且(1.863－2.13[C])μm以下。

本发明的方式2，根据方式1所述的机械结构零件用钢丝，其中，还含有从

Cu：高于0质量％并在0.25质量％以下，

Ni：高于0质量％并在0.25质量％以下，

Mo：高于0质量％并在0.50质量％以下、和

B：高于0质量％并在0.01质量％以下所构成的群中选择的一种以上。

本发明的方式3，根据方式1或2所述的机械结构零件用钢丝，其中，还含有从

Ti：高于0质量％并在0.2质量％以下、

Nb：高于0质量％并在0.2质量％以下、和

V：高于0质量％并在0.5质量％以下所构成的群中选择的一种以上。

本发明的方式4，根据方式1～3中任一项所述的机械结构零件用钢丝，其中，还含有从

Mg：高于0质量％并在0.02质量％以下、

Ca：高于0质量％并在0.05质量％以下、

Li：高于0质量％并在0.02质量％以下、和

REM：高于0质量％并在0.05质量％以下所构成的群中选择的一种以上。

本发明的方式5，根据方式1～4中任一项所述的机械结构零件用钢丝，其中，铁素体晶粒直径的平均值为30μm以下。

本发明的方式6，是方式1～5中任一项所述的机械结构零件用钢丝的制造方法，其中，包括对于满足方式1～4中任一项所述的化学成分组成的条钢，实施包括下述(1)～(3)的工序的球化退火的工序：

(1)加热到(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T1后，以该温度T1加热保持超过1小时并在6小时以下；

(2)实施合计2～6次的以下的冷却－加热工序，冷却至高于650℃并在(A1－17℃)以下的温度T2，接着，以75℃/小时～160℃/小时的平均升温速度加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T3；

(3)从冷却－加热工序最后一次的温度T3进行冷却。

在此，A1由下式(1)计算。

A1(℃)＝723+29.1×[Si]－10.7×[Mn]+16.9×[Cr]－16.9×[Ni]…(1)

其中，[元素]表示各元素的含量(质量％)，未包含的元素的含量为0。

本发明的方式7，根据方式6所述的机械结构零件用钢丝的制造方法，其中，所述条钢是对于线材以高于5％的减面率实施拉丝加工而得到的钢丝。

发明的效果

根据本发明，能够提供冷加工性优异，并且淬火性优异的机械结构零件用钢丝，和该机械结构零件用钢丝的制造方法。

附图说明

图1是说明本实施方式的机械结构零件用钢丝的制造方法中，球化退火的条件的图。

图2是说明比较例的热处理工序的图。

图3是说明现有技术中的热处理工序的图。

图4是说明另一现有技术中的热处理工序的图。

图5是说明另一现有技术中的热处理工序的图。

具体实施方式

本发明人等，为了实现冷加工性优异，并且淬火性优异的机械结构零件用钢丝而进行了镜意研究，其结果发现，使渗碳体中的Mn和Cr的合计含量，相对于钢中的Mn和Cr的合计含量达到一定以上的比例，并且，使全部渗碳体的平均尺寸，根据钢中的C量而处于一定范围内即可。此外还发现，为了实现上述金属组织，形成使化学成分组成在一定范围内的金属组织，并且在机械结构零件用钢丝的制造方法，特别是以规定的条件进行球化退火是有效的。以下，首先从该机械结构零件用钢丝的金属组织开始，对于本实施方式的机械结构零件用钢丝进行说明。

1.金属组织

历来，进行通过对于钢材实施球化退火，形成由铁素体和渗碳体构成的金属组织，以确保冷加工性，但为了兼具更优异的冷加工性和更优选的淬火性，仅形成上述金属组织还不能达成。由此，本发明人等为了实现兼备优异的冷加工性和优异的淬火性的机械结构零件用钢丝，从各种角度进行了锐意研究。首先，本发明人等着眼于渗碳体中的Mn量和Cr量。发现例如如果以后述的制造条件进行球化退火，使全部渗碳体的平均尺寸达到一定以上，且提高渗碳体中的Mn量和Cr量，则能够相对减少铁素体中的Mn量和Cr量，抑制固溶强化带来的硬化，可实现低硬度，能够提高冷加工性。而且还发现，通过将全部渗碳体的平均尺寸抑制在一定以下，能够抑制淬火处理工序在高温保持下的渗碳体的不熔，能够提高淬火性。至今为止，并没有同时关注到渗碳体中的Mn量与Cr量、和全部渗碳体的平均尺寸的两方。

[设渗碳体中的Cr和Mn的合计含量(质量％)为{Cr+Mn}，设钢中的Cr和Mn的合计含量(质量％)为[Cr+Mn]，以[C]表示钢中的C量(质量％)时，浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]为(0.5[C]+0.040)以上]

Cr和Mn是容易在渗碳体中固溶的代表性的元素。但是，一部分固溶在铁素体中，其固溶量越多，铁素体母相越得到强化，硬度增大。因此，渗碳体中的Cr和Mn的合计含量{Cr+Mn}，在钢中的Cr和Mn的合计含量[Cr+Mn]中所占比例，即，浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]越大，越能够减少在渗碳体以外的相中所占的、铁素体中的Cr和Mn的合计含量，其结果是，Cr和Mn对铁素体的固溶强化量减少，随之而来的是，硬度得到降低，冷加工性提高。浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]的下限，由于受钢中C量影响，所以设钢中的C量(质量％)为[C]，为(0.5[C]+0.040)以上。浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]，优选为(0.5[C]+0.042)以上。另一方面，若考虑可行的制造条件等，则浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]的上限，大致为0.5[C]+0.500。

关于上述渗碳体，形态未特别限定，除了球形的渗碳体以外，也包括高宽比大的棒状的渗碳体。上述高宽比，是渗碳体粒子作为最长长度的长径、与相对于长径垂直的方向上作为最长长度的短径之比(长径/短径)。还有，作为测量对象的渗碳体大小的标准没有限定，但如后述的实施例所示，能够测量Cr和Mn的合计含量的、渗碳体的尺寸为最小尺寸。具体来说，以后述实施例所示的方法进行电解萃取残渣测量时，残留在孔径0.10μm的过滤器上的渗碳体为测量对象。另外，所谓钢中的Cr和Mn的合计含量，如后述的实施例所示，是钢中的平均Cr含量和平均Mn含量的合计，例如金属组织由铁素体和渗碳体形成时，是指铁素体和渗碳体中以质量％计的Cr和Mn的合计含量。

[以[C]表示钢中的C量(质量％)时，全部渗碳体的平均当量圆直径为(1.668－2.13[C])μm以上且为(1.863－2.13[C])μm以下]

钢中的渗碳体量为一定时，渗碳体的尺寸越大，渗碳体的数密度越减少，渗碳体间的距离越长。钢中的渗碳体间的距离越长，越难以析出强化，其结果是，能够降低硬度。另外，通过使渗碳体的尺寸达到一定以上，能够使提高渗碳体中的Cr和Mn的合计含量带来的硬度降低效果易于发挥。从这些观点出发，在本发明中，以[C]表示钢中的C量(质量％)时，使全部渗碳体的平均当量圆直径为(1.668－2.13[C])μm以上。全部渗碳体的平均当量圆直径，优选为(1.669－2.13[C])μm以上。另一方面，若渗碳体过于粗大化，则在冷加工后的淬火处理工序中进行高温保持时，渗碳体无法充分熔化，不能通过淬火得到足够高的硬度。因此在本发明中，使全部渗碳体的平均当量圆直径为(1.863－2.13[C])μm以下。优选为(1.858－2.13[C])μm以下。

在专利文献3中公开了存在于铁素体晶界的渗碳体、与存在于铁素体晶内的渗碳体相比，冷加工时受到的应变量较小，因此使变形阻力降低。但是在专利文献3中，未控制全部渗碳体的平均尺寸，其结果是，在淬火处理工序的高温保持中不能充分熔化渗碳体，淬火性差。本发明是为了实现兼具优异的冷加工性和优异的淬火性的机械结构零件用钢丝，而着眼于渗碳体中的Cr和Mn的合计含量的比例和全部渗碳体的平均尺寸这两方的技术。

本实施方式的机械结构零件用钢丝的金属组织，是具有球化渗碳体的球化组织，能够通过对于满足后述化学成分组成的条钢，例如，实施后述的球化退火而取得。

本发明的机械结构零件用钢丝的金属组织，实质由铁素体和渗碳体构成。上述所谓“实质”，意思是本发明的机械结构零件用钢丝的金属组织中占据的铁素体以面积率计为90％以上，高宽比为3以上的棒状渗碳体，以面积率计为5％以下，如果对冷加工性的不利影响小，则允许AlN等的氮化物和氮化物以外的夹杂物，以面积率计低于3％。所述铁素体的面积率，可进一步为95％以上。

在本说明书中，所谓“铁素体”，是指晶体结构为bcc结构的部分，也包括铁素体和渗碳体的层状组织即珠光体中的铁素体。

另外，所谓“铁素体晶粒直径”的测量对象即“铁素体晶粒”，包含球化不充分而在球化退火中生成的棒状渗碳体的晶粒也是评价对象，但包含自球化退火前就可能残留的棒状渗碳体的晶粒(珠光体晶粒)则从对象除外。具体来说，是指使用nital(硝酸2体积％，乙醇98体积％)进行蚀刻后，用光学显微镜、以1000倍观察时能够确认的、“晶内不存在渗碳体的晶粒”和“晶内存在渗碳体，并能够观察到渗碳体形状的(即，渗碳体与铁素体的边界清晰可辨)晶粒”。使用上述光学显微镜，在1000倍下无法观察到渗碳体形状的(即，无法明确观察到渗碳体与铁素体的边界)晶粒，在本实施方式中从判断对象中除外，不包括在“铁素体晶粒”中。

[铁素体晶粒直径的平均值：30μm以下]

本实施方式的机械结构零件用钢丝，优选所述金属组织中的铁素体晶粒直径的平均值为30μm以下。如果铁素体晶粒直径的平均值为30μm以下，则能够提高机械结构零件用钢丝的延展性，能够进一步抑制冷加工时的裂纹发生。铁素体晶粒直径的平均值，更优选为25μm以下，进一步优选为20μm以下。铁素体晶粒直径的平均值越小越优选，但如果考虑可行的制造条件等，则下限大约为2μm。

(特性)

满足下述的化学成分组成，且具有上述金属组织的本实施方式的机械结构零件用钢丝，能够兼顾可良好地实施冷加工的低硬度、和淬火处理后的高硬度。在本实施方式中，分别以[C]、[Cr]、[Mo]表示钢中的C量(质量％)、Cr量(质量％)、Mo量(质量％)时(未包含的元素为0质量％)，硬度、在后述的实施例中为球化退火后的硬度，满足下式(2)，并且淬火处理后的硬度满足下式(3)时，判定为硬度十分低，冷加工性优异，并且可达成淬火处理后的高硬度，即淬火性优异。

(球化退火后的)硬度(HV)＜91([C]+[Cr]/9+[Mo]/2)+91…(2)

淬火处理后的硬度(HV)＞380ln([C])+1010…(3)

2.化学成分组成

对于本实施方式的机械结构零件用钢丝的化学成分组成进行说明。

[C：0.05质量％～0.60质量％]

C是支配钢材强度的元素，含量越增加，淬火回火后的强度越高。为了有效地发挥上述效果，C量的下限为0.05质量％。C量优选为0.10质量％以上，更优选为0.15质量％以上，进一步优选为0.20质量％以上。但是，若C量过剩，则在球化退火后的组织中，球状渗碳体的数量过剩，硬度增加，因此冷加工性降低。因此，C量的上限定为0.60质量％。C量优选为0.55质量％以下，更优选为0.50质量％以下。

[Si：0.005质量％～0.50质量％]

Si除了在熔炼时作为脱氧材料使用以外，还有助于强度的提高。为了有效地发挥该效果，Si量的下限为0.005质量％。Si量优选为0.010质量％以上，更优选为0.050质量％以上。但是，Si有助于铁素体的固溶强化，具有显著提高球化退火后的强度的作用。若Si含量过剩，则上述作用导致冷加工性劣化，因此Si量的上限为0.50质量％。Si量优选为0.40质量％以下，更优选为0.35质量％以下。

[Mn：0.30质量％～1.20质量％]

Mn作为脱氧材料有效地发挥作用，并且是有助于淬火性提高的元素。为了充分地发挥该效果，Mn量的下限为0.30质量％。Mn量优选为0.35质量％以上，更优选为0.40质量％以上。但是，若Mn量过剩，则容易发生偏析，韧性降低。因此，Mn量的上限为1.20质量％。Mn量优选为1.10质量％以下，更优选为1.00质量％以下。

[P：高于0质量％并在0.050质量％以下]

P(磷)是不可避免的杂质，是在钢中发生晶界偏析，对锻造性和韧性造成不良影响的有害元素。因此，P量为0.050质量％以下。P量优选为0.030质量％以下，更优选为0.020质量％以下。P量越少越优选，但通常包含0.001质量％以上。

[S：高于0质量％并在0.050质量％以下]

S(硫)是不可避免的杂质，在钢中形成MnS，使延展性劣化，因此是对冷加工性有害的元素。因此，S量为0.050质量％以下。S量优选为0.030质量％以下，更优选为0.020质量％以下。S量越少越优选，但通常包含0.001质量％以上。

[Al：0.001质量％～0.10质量％]

Al是作为脱氧材料被包含的元素，具有伴随脱氧而减少杂质的效果。为了发挥这一效果，Al量的下限为0.001质量％。Al量优选为0.005质量％以上，更优选为0.010质量％以上。但是，若Al量过剩，则非金属夹杂物增加，韧性降低。因此，Al量的上限定为0.10质量％。Al量优选为0.08质量％以下，更优选为0.05质量％以下。

[Cr：高于0质量％并在1.5质量％以下]

Cr是使钢的淬火性提高，具有提高强度的效果，并且具有促进渗碳体球化效果的元素。具体来说，Cr固溶于渗碳体，在球化退火的加热时延缓渗碳体的熔化。加热时渗碳体未熔化而有部分残留，在冷却时，难以生成高宽比大的棒状渗碳体，容易得到球化组织。因此，Cr量高于0质量％，优选为0.01质量％以上。此外，也可以为0.05质量％以上，进一步为0.10质量％以上。从进一步促进渗碳体球化的观点出发，能够高于0.30质量％，也能够进一步高于0.50质量％。若Cr量过剩，则含碳元素的扩散延迟，使渗碳体的熔化过于延迟，难以得到球化组织。其结果是，本实施方式的硬度降低效果有可能下降。因此，Cr量为1.50质量％以下，优选为1.40质量％以下，更优选为1.25质量％以下。从进一步加快元素扩散的观点出发，Cr量可以进一步为1.00质量％以下，更进一步为0.80质量％以下，再进一步处于0.30质量％以下。

[N：高于0质量％并在0.02质量％以下]，

N在钢中是不可避免被包含的杂质，但若钢中大量包含固溶N，则应变时效造成硬度上升，招致延展性降低，冷加工性劣化。因此，N量为0.02质量％以下，优选为0.015质量％以下，更优选为0.010质量％以下。

[余量]

余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等状况而掺杂的微量元素(例如，As、Sb、Sn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，有像上述另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去了其组成范围被另行规定的元素的概念。

本实施方式的机械结构零件用钢丝，在化学成分组成中，包含上述元素即可。以下所述的选择元素，可以不包含在内，但根据需要，通过与上述元素一起含有，能够更容易地达成淬火性等的确保。以下，对于选择元素进行阐述。

[从Cu：高于0质量％并在0.25质量％以下、Ni：高于0质量％并在0.25质量％以下、Mo：高于0质量％并在0.50质量％以下、和B：高于0质量％并在0.01质量％以下所构成的群中选择的一种以上]

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。这些元素的效果随着其含量增加而增大。用于有效发挥上述效果的优选下限为，Cu、Ni、Mo分别高于0质量％，更优选为0.02质量％以上，进一步优选为0.05质量％以上，B高于0质量％，更优选为0.0003质量％以上，进一步优选为0.0005质量％以上。

另一方面，若这些元素的含量过剩，则强度过高，冷加工性可能劣化，因此如上述这样确定各自优选的上限。更优选为Cu、Ni各自的含量在0.22质量％以下，进一步优选为0.20质量％以下，Mo的含量更优选为0.40质量％以下，进一步优选为0.35质量％以下，B含量更优选为0.007质量％以下，进一步优选为0.005质量％以下。

[从Ti：高于0质量％并在0.2质量％以下、Nb：高于0质量％并在0.2质量％以下、和V：高于0质量％并在0.5质量％以下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，发挥降低变形阻力的效果，因此可以根据需要使之单独含有或含有两种以上。这些元素的效果随着其含量增加而增大。关于任意一种元素，用于有效发挥上述效果的优选下限均高于0质量％，更优选为0.03质量％以上，进一步优选为0.05质量％以上。但是，若这些元素的含量过剩，则招致所形成的化合物变形阻力上升，冷加工性反而可能降低，因此，优选Ti和Nb各自的含量为0.2质量％以下，V的含量为0.5质量％以下。Ti和Nb各自的含量，更优选为0.18质量％以下，进一步优选为0.15质量％以下，V含量更优选为0.45质量％以下，进一步优选为0.40质量％以下。

[从Mg：高于0质量％并在0.02质量％以下、Ca：高于0质量％并在0.05质量％以下、Li：高于0质量％并在0.02质量％以下、和稀土类元素(Rare Earth Metal：REM)：高于0质量％并在0.05质量％以下所构成的群中选择的一种以上]

Mg、Ca、Li和REM是使MnS等硫化化合物系夹杂物球化，对于提高钢的变形能力有效的元素。这样的作用随着其含量增加而增大。为了有效地发挥上述效果，Mg、Ca、Li和REM的含量分别优选为高于0质量％，更优选为0.0001质量％以上，进一步优选为0.0005质量％以上。但是，即使过剩含有，其效果也是饱和，不能期待与含量匹配的效果，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与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，Mg、Ca、Li和REM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内的任意含量。所谓所述REM，意思是包括镧系元素(La至Lu的15种元素)、Sc(钪)和Y(钇)。

本实施方式的机械结构零件用钢丝的形状等没有特别限定。例如可列举直径为5.5mm～60mm的。

3.制造方法

为了得到本发明方式的机械结构零件用钢丝的金属组织，在制造该机械结构零件用钢丝时，优选如以下说明这样恰当地控制球化退火条件。有关用于制造供球化退火的线材或棒钢的热轧工序，未特别限定，遵循通用方法即可。如后述，也可以在球化退火前施加拉丝加工。供球化退火的作为条钢的线材、钢丝、棒钢的直径未特别限定，线材和钢丝的情况下，例如为5.5mm～60mm，棒钢的情况下，例如为18mm～105mm。

参照图1，对于本发明的实施方式的机械结构零件用钢丝的制造方法中的球化退火条件进行说明。图1是表示本发明实施方式的制造方法中球化退火条件说明图的一例，关于冷却－加热工序的重复次数等，不受此图1限定。

本发明的实施方式的机械结构零件用钢丝的制造方法，包括含有下述(1)～(3)工序的球化退火工序。

(1)加热到(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T1后，以该温度T1加热保持超过1小时并在6小时以下，

(2)实施合计2～6次的如下的冷却－加热工序，冷却至高于650℃并在(A1－17℃)以下的温度T2，接着，以75℃/小时～160℃/小时的平均升温速度加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T3，

(3)从冷却－加热工序最后一次的温度T3进行冷却。

在此，A1由下式(1)计算。

A1(℃)＝723+29.1×[Si]－10.7×[Mn]+16.9×[Cr]－16.9×[Ni]…(1)

其中，[元素]表示各元素的含量(质量％)，未包含的元素的含量为0。

[(1)加热到(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T1后，以该温度T1加热保持超过1小时并在6小时以下(图1的[2])]

通过加热到(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T1，促进在轧制阶段生成的高宽比大的棒状渗碳体的熔化。若温度T1过低，则加热保持时棒状渗碳体不熔化，残留在铁素体晶内，硬度增加。为了得到充分软质化的钢丝，温度T1需要达到(A1+8℃)以上。温度T1优选为(A1+15℃)以上，更优选为(A1+20℃)以上。另一方面，若温度T1过高，则晶粒变得过于粗大，在下道工序的冷却过程中，球状渗碳体难以在铁素体晶界析出，棒状渗碳体增加，硬度增加。因此，温度T1为(A1+31℃)以下。温度T1优选为(A1+30℃)以下，更优选为(A1+29℃)以下。

另外，若温度T1下的加热保持时间(t1)过短，则棒状渗碳体残留在铁素体晶内，硬度增加。为了得到充分软质化的钢丝，需要加热保持时间(t1)超过1小时并在6小时以下。优选的加热保持时间(t1)为1.5小时以上，更优选为2.0小时以上。若加热保持时间(t1)过长，则热处理时间变长，生产率降低。因此，加热保持时间(t1)为6小时以下，优选为5小时以下，更优选为4小时以下。还有，加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T1时(图1的[1])的平均升温速度不影响钢材特性，因此以任意的速度进行升温即可。例如，以30℃/小时～100℃/小时升温即可。

还有，上述A1点的温度，由莱斯利钢铁材料学(丸善)的第273页所述的下式(1)计算。

A1(℃)＝723+29.1×[Si]－10.7×[Mn]+16.9×[Cr]－16.9×[Ni]…(1)

其中，[元素]表示各元素的含量(质量％)，未包含的元素的含量为0。

[(2)实施合计2～6次的以下的冷却－加热工序，冷却至高于650℃并在(A1－17℃)以下的温度T2，接着，以75℃/小时～160℃/小时的平均升温速度加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T3(图1的[3]～[7])]

(2－i)冷却至高于650℃并在(A1－17℃)以下的温度T2(图1的[3])

在上述(1)的加热保持之后，为了促进Mn和Cr的浓度高的渗碳体析出，冷却至高于650℃并在(A1－17℃)以下的温度T2。若温度T2过低，则造成退火时间的长时间化。另外，若温度T2过低，则渗碳体过于微细化，容易生成Cr和Mn含量少的渗碳体。因此，冷却的到达温度T2需要高于650℃。根据本实施方式的制造方法，冷却的到达温度T2高于650℃，不用进行长时间的退火，也能够得到希望的渗碳体。温度T2优选为670℃以上。另一方面，若温度T2过高，则渗碳体无法充分析出，其结果是，Cr、Mn在渗碳体中未充分稠化，渗碳体中的Cr和Mn的合计含量少，硬度增大，冷加工性降低。因此，温度T2的上限为A1－17℃。温度T2优选为A1－18℃以下。另外，达到温度T2后，若保持，则招致热处理时间的长时间化。因此，从这些观点出发，以不保持的方法为宜。但是，为了使炉内的温度变动均匀，如果是短时间，则也可以保持。冷却的到达温度T2下的保持时间(t2)，优选为1小时以内。

还有，冷却－加热工序中的冷却时(图1的[3])的平均冷却速度，没有特别限定。从进一步促进母相中的Mn和Cr向渗碳体中渗入这一观点出发，优选从温度T1或温度T3进行冷却到温度T2时的平均冷却速度为100℃/小时以下。另外，从进一步抑制(2)的工序中生成的渗碳体过于粗大化，进一步提高淬火性，以及进一步提高生产率的观点出发，优选上述平均冷却速度为5℃/小时以上。

(2－ii)以75℃/小时～160℃/小时的平均升温速度，加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T3(图1的[5]和[6])

为了提高在上述(2－i)的冷却中析出的渗碳体中的Cr和Mn的含量，从温度T2，以75℃/小时～160℃/小时的平均升温速度R，加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T3。若平均升温速度R过快，则Cr和Mn的扩散不充分，经上述加热保持而生成的渗碳体中的Cr和Mn的含量不足，硬度增大，冷加工性降低。因此，平均升温速度R为160℃/小时以下。平均升温速度R，优选为155℃/小时以下，更优选为150℃/小时以下。进一步优选为120℃/小时以下，特别优选为100℃/小时以下。另一方面，若平均升温速度R过慢，则渗碳体过度熔化，其结果是，包含在渗碳体之中的Cr和Mn的合计含量减少。此外，若平均升温速度R过慢，则从温度T1冷却时生成的渗碳体过度粗大化，其结果是，淬火处理工序的高温保持中渗碳体未充分熔化，淬火处理后的硬度降低，即招致淬火性的劣化。此外带造成退火时间的长时间化，生产率降低。因此，平均升温速度R为75℃/小时以上，优选为80℃/小时以上。

另外，在冷却－加热工序中，若作为加热的到达温度的温度T3过低，则Cr和Mn的扩散不充分，上述加热保持的工序中生成的渗碳体中的Cr和Mn的含量不足，硬度增大，冷加工性降低。因此，温度T3需要处于(A1+8℃)以上。温度T3优选为(A1+15℃)以上，更优选为(A1+20℃)以上。另一方面，若作为加热的到达温度的温度T3过高，则渗碳体过度熔化，其结果是，包含在渗碳体之中的Cr和Mn的合计含量减少。因此，加热的到达温度(T3)为(A1+31℃)以下。温度T3优选为(A1+30℃)以下，更优选为(A1+29℃)以下。

也可以在到达加热的到达温度即温度T3后，在该温度T3下保持，但若该温度T3下的保持时间(t3)过长，则在温度T1下进行加热保持的工序中生成的球状渗碳体容易再熔化，硬度可能增加。另外，若上述温度T3下的保持时间(t3)过长，则造成退火时间的长时间化，生产率可能降低。因此，优选上述温度T3下的保持时间(t3)在1小时以内。

在本实施方式的制造方法中，如后述，多次重复上述(2－i)的冷却和上述(2－ii)的加热的冷却－加热工序，但在各次中，作为冷却到达温度的温度T2、平均升温速度R和温度T3需要满足上述范围。

还有，上述温度T3与上述温度T1的大小关系未特别限定，例如，可以使上述温度T3与上述温度T1为相同的温度，也可以使上述温度T3高于上述温度T1。或者，从使棒状渗碳体充分固溶在奥氏体中的观点出发，也可以使上述温度T1高于上述温度T3。

(2－iii)实施合计2～6次冷却－加热工序(图1的[7])

为了使渗碳体中的Mn和Cr的浓度增加，并且促进渗碳体的粗大化，需要进行上述冷却－加热的工序合计2～6次。没有重复进行上述冷却－加热的工序时，渗碳体中的Mn和Cr的浓度不充分，或渗碳体的粗大化不充分。其结果是，球化退火后的硬度增大。因此，进行上述冷却－加热工序2次以上。优选为3次以上。实施次数越多，硬度越降低，但实施次数过多，其效果也是饱和。另外，造成退火时间的长时间化，使生产率降低。因此，冷却－加热工序的实施次数为6次以下。还有，图1的情况是，上述冷却－加热的工序的实施次数为4次。作为各次的冷却到达温度的温度T2、平均升温速度R、和作为加热到达温度的温度T3，在各自规定的范围内可以不同。

[(3)从冷却－加热工序最后一次的温度T3进行冷却(图1的[8])]

从冷却－加热工序最后一次的温度T3进行冷却。该冷却时的平均冷却速度和冷却到达温度没有特别限定。从进一步抑制棒状渗碳体的再析出的观点出发，可以使平均冷却速度，例如为100℃/小时以下。另外，从进一步抑制渗碳体过于粗大化的观点出发，可以使平均冷却速度为5℃/小时以上。另外，冷却到达温度，例如能够为(A1－30℃)以下。例如，可列举以上述平均冷却速度，冷却至(A1－30℃)以下且(A1－100℃)以上的温度区域，其后进行空冷。或者，通过使冷却到达温度例如低于(A1－100℃)，从而可以进一步抑制棒状渗碳体的再析出，进一步提高冷加工性。这种情况下，从缩短退火时间的观点出发，冷却到达温度可以为(A1－250℃)以上，进一步为(A1－200℃)以上，更进一步为(A1－150℃)以上。

上述这样的球化退火((1)～(3)的工序)可以进行1次或多次重复进行。从抑制渗碳体过度粗大化，和确保生产率的观点出发，例如，优选为4次以下，更优选为3次以下。多次重复上述球化退火时，在上述规定的范围内，可以在相同的条件下重复，也可以在不同的条件下重复。另外，多次重复上述球化退火时，可以在球化退火间施加拉丝加工。例如，能够按照后述的球化退火前的拉丝加工→第1次球化退火→拉丝加工→第2次球化退火的顺序实施。

在本实施方式的机械结构零件用钢丝的制造方法中，上述球化退火工序以外的工序没有特别限定。例如，在球化退火后，也可以包括拉丝加工工序，即，以调整尺寸为目的，实施减面率优选为15％以下的拉丝加工。通过使减面率为15％以下，能够抑制冷加工前的硬度增加。减面率更优选为10％以下，进一步优选为8％以下，更进一步优选为5％以下。

为了促进本发明的组织形态生成，优选在球化退火前，设置对于线材，以高于5％的减面率实施拉丝加工的工序。通过以上述减面率实施拉丝加工，钢中的渗碳体被破坏，能够通过其后的球化退火促进渗碳体的凝聚，因此能够使渗碳体适度粗大化，对于软质化有效。另外，通过以上述减面率实施拉丝加工，界面的移动和元素的扩散活跃，渗碳体中的Cr和Mn的含量增加。减面率更优选为10％以上，进一步优选为15％以上，更进一步优选为20％以上。另一方面，若过度加大减面率，则有可能招致断线风险。因此，减面率优选为50％以下。多次进行拉丝加工时，拉丝加工的次数未特别限定，例如能够为2次。还有，进行多次拉丝加工时，上述所谓“拉丝加工时的减面率”，意思是从拉丝加工前的钢材，到进行了多次拉丝加工之后的钢材的减面率。

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、后述宗旨的范围，当然也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。

对于表1所示的化学成分组成的供试材进行转炉熔炼后，铸造得到钢片，对其实施热轧，制造直径12～16mm的线材。还有，在后述的表2中，球化退火前“有”拉丝加工时，即，以制造条件B制造的表3的试样No.2，是将对于上述线材，以25％的减面率进行拉丝加工而得到的钢丝，供球化退火。

使用上述线材或钢丝，用试验室炉实施退火。退火中，将线材或钢丝升温至表2所示的T1保持t1时间。接着，以平均冷却速度5～100℃/小时，冷却至表2的温度T2，而后以表2所示的平均升温速度R加热至温度T3。此冷却和加热的工序，按表2所示的冷却－加热实施次数分别实施。然后，从冷却－加热工序最后一次的加热温度冷却，得到试样。

作为比较例，在表3所示的试样No.12中，作为制造条件H1，实施图2所示的热处理工序，即冷却－加热工序为0次的热处理工序。还有，此制造条件H1，在退火前未以25％的减面率进行拉丝加工。另外，表3所示的试样No.13中，作为制造条件H2，在退火前以25％的减面率进行拉丝加工，使用所得到的钢丝，实施图2所示的热处理工序，即冷却－加热工序为0次的热处理工序。

此外作为比较例，在表3所示的试样No.14中，作为制造条件I，实施满足专利文献3的制造条件的热处理条件，详细地说，实施专利文献3的实施例中表示为SA2的条件，即重复5次图3所示的热处理工序。在表3所示的试样No.18中，作为制造条件M，实施满足专利文献1的制造条件的热处理条件，详细地说，实施专利文献1的表2的No.1中的第5个球化退火的条件，即重复3次图4所示的热处理工序。另外，在表3所示的试样No.19中，作为制造条件N，进行满足专利文献2的制造条件的热处理条件，详细地说是专利文献2的表2的条件c，即图5所示模式的热处理。

表2所述的作为退火参数的T1和T2是热处理炉的设定温度。在钢材上设置热电偶，对于实际的钢材温度与设定温度的背离进行试验时，确认钢材的温度与设定温度为同程度。

使用经过上述退火得到的试样，作为金属组织的评价，分别按如下方式求得铁素体晶粒直径的平均值、全部渗碳体的平均尺寸、和渗碳体中的Cr和Mn的合计含量。另外，作为特性，根据下述的方法测量球化退火后的硬度和淬火处理后的硬度，并进行评价。

〔金属组织的评价〕

[铁素体晶粒直径的平均值]

首先，以如下方式进行铁素体晶粒度的测量。以能够观察球化退火后的钢丝的横截面、即与钢丝的轴向正交的截面D/4位置(D：钢丝的直径)的方式，对试验片进行树脂包埋，作为腐蚀液，使用nital(硝酸2体积％，乙醇98体积％)进行上述试验片的蚀刻，使组织显现。然后，用光学显微镜，以400倍的倍率，进行上述使组织显现的试验片的组织观察，在评价面内，选定能够观察代表钢丝整体组织的平均尺寸的铁素体晶粒的1个视野，得到显微镜照片。接着，根据拍摄的显微镜照片，基于JIS G0551(2020)的比较法，计算铁素体晶粒度(G)的值。然后，使用计算的铁素体晶粒度(G)的值，根据“入门讲座术语－钢铁材料编－3晶粒度编号与晶粒直径”，梅本实、Ferrum Vol.2(1997)No.10，p29～34的、p32的表1所述的关于晶粒度与粒径的诸量间的关系中，作为铁素体晶粒度G(orN)与铁素体晶粒直径的平均值dn的关系所表示的下式(4)，求得铁素体晶粒直径的平均值dn。其结果显示在表3中。还有，在本实施例中，表3的试样No.1～11，其铁素体的面积率均为90％以上。

dn＝0.254/(2^(G－1)/2)…(4)

[全部渗碳体的平均尺寸]

球化退火后的钢丝的全部渗碳体的平均尺寸的测量中，以能够观察横截面的方式将试验片进行树脂包埋，用砂纸、金刚石抛光轮对切断面进行镜面研磨。接着，使用nital((硝酸2体积％，乙醇98体积％)作为腐蚀液，对于切断面进行30秒钟～1分钟的蚀刻，使D/4位置(D：钢丝的直径)的铁素体晶界和渗碳体显现。然后，使用FE－SEM(Field－EmissionScanning Electron Microscope，场发射型扫描电子显微镜)，进行上述渗碳体等显现的试验片的组织观察，以2500倍的倍率拍摄3个视野。

在上述拍摄的显微镜照片上重叠OHP膜，从OHP膜上涂盖显微镜照片的全部渗碳体，得到分析投影图像。将此投影图像二值化成为黑白照片，使用图像包软件“粒子分析Ver.3.5”(日铁科技株式会社制)，计算晶界渗碳体率。另外，将第2投影图像二值化而作为黑白照片，使用所述图像分析软件，计算全部渗碳体的当量圆直径。还有，表3所述的全部渗碳体的平均尺寸，是来自3个视野计算值的平均值。另外，测量的渗碳体的最小尺寸(当量圆直径)为0.3μm。

[渗碳体中的Cr和Mn的合计含量的测量(电解萃取残渣测量)]

从除去了钢丝表层部(低于1mm)的部位，以能够电解的方式切断或研磨约9g试样而制作供试材。将此供试材浸渍在电解液(10％乙酰丙酮－1％四甲基氯化铵－甲醇)中，使之通电而恒电流电解上述供试材之中的约9g。其后，用孔径0.10μm的过滤器(Advantec东洋株式会社制聚碳酸酯型膜过滤器)过滤电解后的电解液，得到残留在过滤器上的残渣作为钢中的渗碳体。接着，使上述残渣溶于酸溶液中，用ICP发光光谱分析法进行分析，求得渗碳体中的Cr量和Mn量，得到其合计值作为渗碳体中以质量％计的Cr和Mn的合计含量{Cr+Mn}。

另外，钢中以质量％计的Cr和Mn的合计含量以如下方式测量。从上述试样提取约4g试料，用酸溶液溶解后，以ICP发光光谱分析法进行分析，求得钢中的Cr量和Mn量，得到其合计值[Cr+Mn]。然后，用上述渗碳体中的以质量％计的Cr和Mn的合计含量{Cr+Mn}，除以钢中的以质量％计的Cr和Mn的合计含量[Cr+Mn]，得到浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]的值。

〔特性的评价〕

[球化退火后的硬度的测量]

为了评价冷加工性，以如下方式测量球化退火后的各试样的硬度。在试验片的横截面的D/4位置(D：钢丝的直径)，依据JIS Z2244(2009)实施维氏硬度试验。将计算3点以上的平均而得到的维氏硬度，作为球化退火后的硬度。其测量结果显示在表3中。表3中，将球化退火后的硬度表示为“球化硬度”。在本实施例中，关于球化退火后的硬度，分别以[C]、[Cr]、[Mo]表示钢中的C量(质量％)、Cr量(质量％)、Mo量(质量％)时(未包含的元素为0质量％)，满足下式(2)的情况，冷加工性优异，评价为“OK”，不满足下式(2)的情况，冷加工性差，评价为“NG”。

球化退火后的硬度(HV)＜91([C]+[Cr]/9+[Mo]/2)+91…(2)

[淬火处理后的硬度的测量]

为了评价淬火性，以如下方式测量淬火处理后的各试样的硬度。首先，作为淬火处理用试料，准备对于球化退火后的各试样进行了如下加工的试料，使所述试样在淬火处理中淬火充分，使轧制方向的长度即厚度(t)为5mm。作为淬火处理，对于该试料以A3+(30～50℃)进行5分钟的高温保持，在该高温保持后水冷。所述A3是由下式(5)导出的值。另外，这里的高温保持的时间，为炉温达到设定温度起的时间。

A3(℃)＝910－203×√([C])－14.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]－30×[Mn]－11×[Cr]－20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]…(5)

其中，[元素]表示各元素的含量(质量％)，未包含的元素作为0％计算。

然后，在上述淬火处理后的试料的t/2位置且D/4位置(D：钢丝的直径，t：试样的厚度)，实施维氏硬度试验。计算3点以上的平均而得到的维氏硬度，作为淬火处理后的硬度。其测量结果显示在表3中。表3中，将淬火处理后的硬度表示为“淬火硬度”。在本实施例中，关于淬火处理后的硬度，以[C]表示钢中的C量(质量％)时，满足下式(3)的情况，淬火性优异，评价为“OK”，不满足下式(3)的情况，淬火性差，评价为“NG”。

淬火处理后的硬度(HV)＞380ln([C])+1010…(3)

在表3中，上述球化退火后的硬度和淬火处理后的硬度均OK的情况，兼具优异的冷加工性和优异的淬火性，综合判定“OK”，上述球化退火后的硬度和淬火处理后的硬度至少任意一个为NG时，不兼具优异的冷加工性和优异的淬火性，综合判定“NG”。在表2和表3中，带下划线的数值，表示脱离本发明的规定范围，或不满足希望的特性。

【表1】

【表2】

【表3】

对于表中结果进行考察。以下的No.表示表3的试样No.。No.1～11是本发明的实施方式中规定的成分组成、金属组织和球化退火条件全都满足的发明例。

No.12、20、22和23因为冷却－加热工序的次数不足，所以渗碳体中的Cr和Mn的合计含量低，或渗碳体的粗大化不充分，球化退火后的硬度高于标准值，造成冷加工性差的结果。

No.13是以25％的减面率在拉丝加工后进行了退火的例子，通过拉丝加工，能够提高渗碳体中的Cr和Mn的合计含量，但因为冷却－加热工序为0次，所以不能使全部渗碳体的平均尺寸达到一定以上，球化退火后的硬度高于标准值，造成冷加工性差的结果。

No.14是作为满足专利文献3所示制造条件的制造条件I，以专利文献3的退火条件SA2进行退火的例子。在此制造条件下，由于退火导致渗碳体过度粗大化，淬火处理后的硬度低于标准值，造成淬火性差的结果。

No.15因为温度T2是高于A1－17℃的710℃，所以从温度T1冷却时，渗碳体的粗大化不充分，且渗碳体中的Cr和Mn的合计含量变低，球化退火后的硬度高于标准值，造成冷加工性差的结果。

No.16和17因为从温度T2的平均升温速度R低，所以渗碳体中的Cr和Mn的合计含量变低，球化退火后的硬度未低于标准值，冷加工性差，或淬火处理后的硬度低于标准值，造成淬火性差的结果。

No.18是以满足专利文献1所示的制造条件的、制造条件M进行了退火的例子。在此制造条件中，特别是温度T1下的加热保持时间短，为0.5小时，所以尺寸小的棒状渗碳体在晶内大量残留，全部渗碳体的平均尺寸未达到一定以上，球化退火后的硬度高于标准值，造成冷加工性差的结果。

No.19是作为满足专利文献2所示的制造条件的制造条件N，以专利文献2的条件c进行退火的例子。在此制造条件下，由于未进行温度T1下的保持等，导致尺寸小的棒状渗碳体大量残留在晶内，全部渗碳体的平均尺寸未达到一定以上，另外，从温度T2起的平均升温速度R低，因此渗碳体中的Cr和Mn的合计含量变低，球化退火后的硬度未低于标准值，造成冷加工性差的结果。

No.21因为温度T3为730℃，低于(A1+8℃)，所以渗碳体中的Cr和Mn的合计含量变低，球化退火后的硬度未低于标准值，造成冷加工性差的结果。

No.24～27没有进行冷却－加热工序，或没有重复实施，因此渗碳体的粗大化不充分，全部渗碳体的平均尺寸未达到一定以上，球化退火后的硬度未低于标准值，造成冷加工性差的结果。

本申请伴随以日本专利申请即特愿2021－061575号和特愿2021－211501号为基础申请的优先权主张。特愿22021－061575号和2021－211501号作为参照而编入本说明书。

产业上的可利用性

本实施方式的机械结构零件用钢丝，制造各种机械结构零件时在室温下的变形阻力低，能够抑制模具等塑性加工用夹具的磨损和破坏，另外，还发挥着例如能够抑制镦锻加工时裂纹发生这样优异的冷加工性。此外，因为淬火性优异，所以也能够通过冷加工后的淬火处理确保高硬度。由此，本实施方式的机械结构零件用钢丝，作为冷加工用机械结构零件用钢丝有用。例如，本实施方式的机械结构零件用钢丝，可供冷锻、冷镦锻、冷滚轧冷加工，用于汽车用零件、建筑机械用零件等各种机械结构零件的制造。作为这样的机械结构零件，具体来说，可列举：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、铁芯、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、共轨机械零件、电气元件等。

Claims (5)

1.一种机械结构零件用钢丝，其含有：

C：0.05质量％～0.60质量％、

Si：0.005质量％～0.50质量％、

Mn：0.30质量％～1.20质量％、

P：高于0质量％并在0.050质量％以下、

S：高于0质量％并在0.050质量％以下、

Al：0.001质量％～0.10质量％、

Cr：高于0质量％并在1.5质量％以下、和

N：高于0质量％并在0.02质量％以下，

余量包含铁和不可避免的杂质，

设金属组织的渗碳体中的以质量％计的Cr和Mn的合计含量为{Cr+Mn}，设钢中的以质量％计的Cr和Mn的合计含量为[Cr+Mn]，且以[C]表示钢中的以质量％计的C量时，浓度比{Cr+Mn}/[Cr+Mn]为(0.5[C]+0.040)以上，并且

以[C]表示钢中的以质量％计的C量时，全部渗碳体的平均当量圆直径为(1.668－2.13[C])μm以上且(1.863－2.13[C])μm以下。

2.根据权利要求1所述的机械结构零件用钢丝，其中，满足下述(a)～(c)之中的1个以上：

(a)还含有从Cu：高于0质量％并在0.25质量％以下、Ni：高于0质量％并在0.25质量％以下、Mo：高于0质量％并在0.50质量％以下、和B：高于0质量％并在0.01质量％以下所构成的群中选择的一种以上；

(b)还含有从Ti：高于0质量％并在0.2质量％以下、Nb：高于0质量％并在0.2质量％以下、和V：高于0质量％并在0.5质量％以下所构成的群中选择的一种以上；

(c)还含有从Mg：高于0质量％并在0.02质量％以下、Ca：高于0质量％并在0.05质量％以下、Li：高于0质量％并在0.02质量％以下、和REM：高于0质量％并在0.05质量％以下所构成的群中选择的一种以上。

3.根据权利要求1或2所述的机械结构零件用钢丝，其中，铁素体晶粒直径的平均值为30μm以下。

4.一种机械结构零件用钢丝的制造方法，是权利要求1或2所述的机械结构零件用钢丝的制造方法，其中，包括对于满足权利要求1或2中记载的化学成分组成的条钢，实施包括下述(1)～(3)的工序的球化退火的工序：

(1)加热到(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T1后，以该温度T1加热保持超过1小时并在6小时以下；

(2)实施合计2～6次的如下的冷却－加热工序，冷却至高于650℃并在(A1－17℃)以下的温度T2，接着，以75℃/小时～160℃/小时的平均升温速度加热至(A1+8℃)～(A1+31℃)的温度T3；

(3)从冷却－加热工序最后一次的温度T3进行冷却，

在此，A1由下式(1)计算，

A1＝723+29.1×[Si]－10.7×[Mn]+16.9×[Cr]－16.9×[Ni]…(1)

其中，[元素]表示各元素的以质量％计的含量，未包含的元素的含量为0，A1的单位为℃。

5.根据权利要求4所述的机械结构零件用钢丝的制造方法，其中，所述条钢，是对于线材以高于5％的减面率实施拉丝加工而得到的钢丝。