JP2004300497A - 伸線加工性に優れた線状または棒状鋼、及びその製造方法、並びに軸受部品 - Google Patents

Abstract

【課題】伸線前に高温・長時間の球状化焼鈍をしなくとも、簡便な熱処理を施すことにより、伸線加工性に適した低強度・高延性を備えた鋼を効率よく製造することのできる方法、上記方法によって得られる低強度・高延性を備えた鋼、及び当該鋼を用いて得られる軸受部品を提供する。
【解決手段】鋼中成分が、質量％で、
Ｃ ：０．８〜１．３％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
残部Ｆｅおよび不可避不純物であって、
フェライトの平均粒径は１〜１５μｍであり、且つ、
セメンタイトのうち、アスペクト比が５以上の板状セメンタイトの面積比率は１０〜９０％を満足する引張強度が１１００ＭＰａ以下の線状または棒状鋼である。

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、伸線加工性に優れた低強度・高延性の線状または棒状鋼（以下、鋼と略記する場合がある）、当該鋼を効率よく製造することのできる方法、及び当該鋼を用いて得られる軸受部品に関するものである。本発明法によれば、伸線前の熱処理において、従来の如く高温且つ長時間の球状化焼鈍処理をしなくとも、低温で短時間熱処理するだけで所望の特性（引張強度が約７００〜１１００ＭＰａ，絞り値が３０％以上の低強度・高延性）を兼ね備えた鋼が得られる為、特に軸受用のレースやボール等に使用される鋼として極めて有用である。
【０００２】
【従来の技術】
ボールベアリングやころ軸受といった軸受用部品等の機械部品は通常、主にＣ：０．８％以上の高炭素鋼（例えばＪＩＳ規格のＳＵＪ２に代表される高炭素クロム軸受用鋼）を用い、以下の工程により製造されている。
【０００３】
熱間圧延→球状化焼鈍→伸線→球状化焼鈍→冷間加工・焼入れ焼戻し
即ち、軸受部品等を製造するに当たっては、通常、球状化焼鈍を２回実施している。このうち２回目（伸線後）の球状化焼鈍は、最終製品である軸受等の特性を確保する目的で実施されるが、１回目（伸線前）の球状化焼鈍は、伸線に必要な加工性（伸線加工性）を確保する為に実施されている。より詳細には伸線前の球状化焼鈍は、セメンタイトを球状化し（アスペクト比を小さくする）、当該球状化したセメンタイトのサイズを大きくする（粗大化）ことにより、鋼材の変形抵抗を低下させて冷間鍛造性を向上させる目的で実施されているが、一般に２０〜３０時間もの長時間、熱処理しているというのが実情である。
【０００４】
そこで、生産性の向上や省エネルギー対策、ひいてはコストの低減化を目的として、伸線前の球状化焼鈍を短縮化、若しくは省略することが可能な伸線加工性に優れた線状または棒状鋼の開発が進められている。
【０００５】
このうち球状化焼鈍の処理時間を短縮化する方法として、特許文献１及び２が挙げられる。
【０００６】
このうち特許文献１には、Ａｅ_１点（Ａ_１変態点）よりも低い温度で一定時間保持した後、Ａｅ_１＋３０〜５０℃の温度に昇温して保持してから、Ａ_１点以下までの温度を１５℃／時間以下の冷却速度で冷却することにより、球状化炭化物（セメンタイト）の成長（粗大化）を促進する方法が提案されている。しかしながら、上記公報では、Ａ_１点以下までの冷却速度が１５℃／時間以下と非常に遅い為、生産性の向上に見合った程度の熱処理時間の短縮は得られていないというのが実情である。
【０００７】
また、特許文献２には、Ａｅ_１温度を挟んだ急速な加熱冷却を繰返すことによって微細な炭化物を優先的に固溶させ、セメンタイトの球状化を迅速に行う方法が提案されている。しかしながら、上記方法では複雑な熱処理が必要となり、実用レベルに適用するには困難な面が多い。
【０００８】
一方、特許文献３及び４には、伸線前の球状化焼鈍を省略して熱延ままで伸線加工が可能な方法が提案されている。これらはいずれも主に、熱間圧延後の冷却速度を急冷することにより、伸線加工性に悪影響を及ぼす初析セメンタイトの生成を抑制して延性を確保するというものである。しかしながら、上記方法では圧延後に急冷している為、線材の強度が高くなっており、伸線作業時の取扱が困難で作業効率が低下する等の恐れがある。
【０００９】
【特許文献１】
特開平９−８７７３６号公報（特許請求の範囲、
【０００】〜
【００１０】等）
【特許文献２】
特開平８−２４６０４０号公報（特許請求の範囲等）
【特許文献３】
特開２００１−２３４２８６号公報（特許請求の範囲、
【００３３】等）
【特許文献４】
特開平８−２６００４６号公報（特許請求の範囲、
【００２１】等）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、従来の如く伸線前に高温・長時間の球状化焼鈍をしなくとも、簡便な熱処理を施すことにより、伸線加工性に適した低強度・高延性を備えた鋼を効率よく製造することのできる方法、上記方法によって得られる鋼、及び当該鋼を用いて得られる軸受部品を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決する為の手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る引張強度が１１００ＭＰａ以下の伸線加工性に優れた線状または棒状鋼は、鋼中成分が、質量％で、
Ｃ ：０．８〜１．３％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｃｒ：０．８〜２．０％、
残部Ｆｅおよび不可避不純物であって、
フェライトの平均粒径は１〜１５μｍであり、且つ、
セメンタイトのうち、アスペクト比が５以上のセメンタイトの面積比率は１０〜９０％であるところに要旨を有するものである。本発明の線状または棒状鋼は、特に軸受用素材として有用であり、上記鋼を用いて得られる軸受部品も本発明の範囲内に包含される。
【００１２】
また、上記課題を解決し得た本発明に係る伸線加工性に優れた線状または棒状鋼の製造方法は、上述した本発明の線状または棒状鋼を製造する方法であって、熱間圧延の仕上終了温度を７００〜８５０℃、及び
該熱間圧延後、５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下に制御すると共に、
その後の熱処理において、熱処理温度を６５０℃〜Ａｃ_１点とし、焼戻パラメーターλが下式（１）の範囲を満足するところに要旨を有するものである。
【００１３】
１９０００＜λ＜２０６００ …（１）
式中、λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）であり、
Ｔ：熱処理温度（Ｋ）
ｔ：該熱処理温度における保持時間（ｈｏｕｒ）である。
【００１４】
本発明における「線状または棒状鋼」とは、熱間圧延した後、熱処理して得られる線材または棒鋼等の鋼材を包含するものであり、以下の記載では、単に「鋼」と略記する場合がある。
【００１５】
また、本発明では説明の便宜上、アスペクト比（長軸／短軸）が５以上のセメンタイトを特に「板状セメンタイト」と呼び、アスペクト比が５未満のセメンタイトを「球状セメンタイト」と呼び、両者を区別することにする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、従来の球状化焼鈍処理に比べて、低温且つ短時間の熱処理をしても伸線性に優れた低強度・高延性の鋼を提供すべく、従来、着目されていなかった熱間圧延工程（特に仕上終了温度）に着目して検討を重ねてきた。その結果、熱間圧延の後、熱処理して伸線するに当たり、
▲１▼熱間圧延の仕上終了温度を、従来法（概ね、９００℃超）に比べて低温（７００〜８５０℃）に制御し、且つ、熱間圧延後の冷却速度を徐冷する（５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下とする）。当該処理と、後記する適切な熱処理により、フェライト粒径が微細化され（平均粒径１〜１５μｍ）、所望の高延性が確保される；
▲２▼上記の如く低温圧延して得られた鋼を熱処理（焼戻処理）するに当たり、Ａ_１点以下の低温で短時間処理する（時間は、焼戻パラメーターによって制御する）。これにより、パーライトのラメラセメンタイトが分断され、アスペクトが大きな板状セメンタイトとアスペクトが小さい球状セメンタイトの両方が所定の面積比率で存在する独特のセメンタイトが形成される結果、作業性に悪影響を及ぼさない範囲に強度を調整し得ること
が明らかになった。
【００１７】
この点について、本発明の完成に至った基礎実験の経緯を踏まえてもう少し詳しく説明すると、従来の方法では、まず、９００℃以上（Ａ_３点以上）の高温で熱間圧延した鋼を高温・長時間の球状化焼鈍に付した後、伸線している。これは、高温で圧延した圧延材は、旧オーステナイト（γ）の平均粒径が２５μｍを超える粗大な組織からなる為、延性を支配すると言われている「微細なフェライト領域」（本発明では、パーライト組織中に存在するフェライトのうち、結晶方位が同一方向を示すフェライトを「フェライト」と呼び、当該「フェライト」の平均粒径が微細化されたものを「微細なフェライト」と呼んでいる）が得られず、フェライトの平均粒径が１５μｍを超える「粗大なフェライト領域」が生成する為、熱間圧延ままでは、伸線加工性に適した延性が得られないからである。
【００１８】
その為、従来法では、所望の延性を確保する目的で、どうしても伸線前に高温・長時間の球状化焼鈍を施すことが不可欠となる。これにより、延性に寄与する球状セメンタイトの生成が促進（粗大化）され、フェライトマトリックス中には、平均粒径が０．３μｍ以上の粗大な球状セメンタイトが全面に分散した高延性に適した組織（全面球状セメンタイト）が得られる様になるからである。特に炭素量が０．８％以上の軸受鋼では、変形能の小さいセメンタイト（アスペクト比が大きい板状セメンタイト）が多量に生成し易くなる為に延性の低下が懸念されるが、この様な高温・長時間の球状化焼鈍によって球状セメンタイトの生成を促進してやれば、変形時における板状セメンタイトの悪影響を低減し得る結果、フェライトの平均粒径等に影響されることなく、所望の低高度・高延性を有する伸線加工性に優れた鋼が得られると思料される。
【００１９】
実際のところ、高温で加熱した熱間圧延材を、高温・長時間の球状化焼鈍を施さずにＡ_１点以下の低温で加熱すると、高延性に寄与する球状セメンタイトが少なくなり、板状セメンタイトの比率が増加する。また、圧延温度が高温である為、延性を支配するフェライト粒径も粗大になる（後記する実施例の表２のＮｏ．８を参照）。従って、上記の条件下では充分な延性が得られず、伸線加工性に適さない。
【００２０】
この様に高温の熱間圧延を施す限り、高温・長時間の球状化焼鈍が必要不可欠であり、当該球状化焼鈍の時間を短縮することは極めて困難であることが予測される。
【００２１】
そこで本発明者らは発想を変え、従来、あまり着目されていなかった熱間圧延工程における加熱温度を低温に制御することにより、球状化焼鈍の処理時間を短縮若しくは省略できないかと考えた。しかしながら、例えば７５０℃で低温圧延（即ち、仕上圧延列の出側の鋼材表面温度を７５０℃とする）した場合には、平均粒径が約８〜１０μｍと微細なオーステナイト粒が生成する為、延性は向上するものの、低温圧延まま（即ち、その後の熱処理を省略する）では強度が約１１００ＭＰａを超えてしまい、作業性が低下してしまうことが明らかになった。とりわけ線径の太い線材（例えばφ８ｍｍ以上、特にφ１２ｍｍ以上）を人力で伸線機へ取付る等の作業を行なう場合に作業効率が顕著に低下してしまう。
【００２２】
本発明法は、これら一連の基礎実験を通じて完成されたものであり、所定の低温圧延を施して延性を確保した後、６５０℃〜Ａ_１点の低温側にて焼戻パラメーターを制御しつつ短時間熱処理することによって強度を制御するものである。
【００２３】
この様に本発明法によれば、
▲１▼従来法に比べて低温で圧延している為、延性に寄与する「微細なフェライト領域」の生成が促進されており、従来の如く「粗大なフェライト領域」は生成しない点；及び
▲２▼そうすると本発明では、従来の如く「延性に寄与する球状セメンタイトを略１００％生成させる」為に高温・長時間の球状化焼鈍を施す必要はなく、作業性に悪影響を及ぼさない程度に組織を軟質化させて強度の上昇を防止すれば良い。
かかる観点から本発明では、従来の球状化焼鈍の代わりに、「低温・短時間（焼戻パラメーターλで制御）の熱処理」を採用した次第であり、これにより、低強度化に寄与する所定のセメンタイト（板状セメンタイトと球状セメンタイトが所定比率で含有するセメンタイト）が得られる点で、
従来鋼とは明らかに組織が相違している。
【００２４】
即ち、従来の高温圧延材には、延性に悪影響を及ぼす粗大なフェライト領域で構成されている為、高延性化を確保すべく、高温・長時間の球状化焼鈍によって「アスペクト比が大きい硬質の板状セメンタイトの生成を実質ゼロに抑えた」組織となっているのに対し、本発明は、
▲１▼所望の高延性を確保するに当たり、従来の如く球状セメンタイトに委ねるのではなく、微細なフェライトの生成によって達成しており、一方、
▲２▼所望の低強度（強度の上昇を防止して組織の軟質化を図る）を実現する為に、従来ではその生成を極力抑制していた板状セメンタイトを、全セメンタイト中に１０％以上（９０％以下）も生成（残存）させることが可能となり、
この様に微細フェライト、及び板状セメンタイトが存在する独特の組織が形成されている点で、本発明の鋼は、従来鋼と明瞭に区別されるものである。
【００２５】
従って、上述した独自の熱処理方法によって得られる鋼自体も新規である。
【００２６】
以下、本発明を構成する各要件について説明する。
【００２７】
まず、本発明鋼を最も特徴付ける組織について説明する。
【００２８】
フェライトの平均粒径：１〜１５μｍ
前述した通り、本発明におけるフェライトとは、パーライト組織中に存在するフェライトのうち、結晶方位が同一方位を示すフェライト領域（ノジュール）を意味しており、本発明では、当該フェライトの平均粒径（ノジュールサイズ）が１〜１５μｍと微細化された「微細フェライト」であるところに特徴がある。
【００２９】
繰り返し申し述べる通り、本発明では、所望の高延性を、フェライト粒径の微細化によって確保するものである。フェライトの平均粒径が１５μｍを超えると、圧延後の熱処理によってパーライトのラメラセメンタイトを分断して軟質させたとしても、延性を支配するフェライト粒径が粗大な為、所望の延性を確保することができない。フェライトの平均粒径は微細である程、延性（絞り）が向上する。好ましくは１３μｍ以下、より好ましくは１０μｍ以下である。但し、フェライトの平均粒径が小さ過ぎると強度が向上してしまい、作業性に悪影響を及ぼす様になるので下限を１μｍとする。好ましくは２μｍ以上である。
【００３０】
ここで、上記フェライトの平均粒径は、以下の様にして測定する。まず、圧延材の板厚方向断面中２００μｍ×２００μｍの視野を、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて１μｍピッチで方位解析する。各測定点間の方位差が１５度以上となる境界をフェライト粒界とし、当該粒界で囲まれた領域のサイズ［平均粒径（短径と長径の平均）］を、切片法を用いて測定する。同様の操作を任意に５箇所で行い、その平均値を「フェライトの平均粒径」とする。
【００３１】
セメンタイトのうち、アスペクト比が５以上のセメンタイトの面積比率は１０〜９０％
更に本発明では、セメンタイトのうち、アスペクト比が５以上の板状セメンタイトの面積比率は１０〜９０％である。この様に本発明におけるセメンタイトは、「セメンタイト中、球状セメンタイトの比率は実質的に１００％である」従来鋼とは異なり、球状セメンタイト（アスペクト比が５未満）と板状セメンタイト（アスペクト比が５以上）の比率が面積率で１０：９０〜９０：１０の割合で存在している点に特徴があり、これにより、強度の低減を図っている。尚、本発明におけるセメンタイトには、初析セメンタイトもパーライト中のセメンタイト（ラメラセメンタイト）も両方包含される。
【００３２】
この様な所定のセメンタイトを形成することにより強度が低減される理由は、以下の様に考えられる。パーライトは通常、フェライトとセメンタイトが層状に重なり合った構成であり、強度が非常に高い。本発明では、低温圧延後に低温側で短時間熱処理している為、パーライト組織のラメラセメンタイトが分断され、所定の強度を発揮し得る適切なセメンタイト（板状セメンタイトと球状セメンタイトの混合物）に制御することが可能となった。この様に本発明は従来とは異なり、セメンタイトの構成を「完全球状セメンタイト」ではなく、「板状セメンタイトが所定比率で残存してもよい」構成としているが、これは本発明では、所望の高延性を確保するに当たり、従来の如く球状セメンタイトの生成に委ねるのではなくて微細なフェライトの生成によって発揮させたところによるものであり、その結果、セメンタイトの形状は従来ほど、完全に球状化させる必要はなく、所望の強度が実現できる程度に「部分的に微細化されていればよい」のであって、かかる観点から、板状セメンタイトと球状セメンタイトの混合比率を定めた次第である。
【００３３】
従って、本発明における板状セメンタイトの比率は、特に所定の低強度を実現する為に重要である。アスペクト比の大きな板状セメンタイトの面積率が大きいと強度が高くなり過ぎてしまい、伸線作業性に悪影響を及ぼす様になる。一方、アスペクト比の小さな球状セメンタイトの面積率を大きくする為には前述した通り、高温で長時間の球状化焼鈍を施す必要があり、これは本発明の意図するところではない。更に前述した通り、本発明の如く低温で圧延した熱間圧延材を従来の如く高温・長時間の球状化焼鈍したとしても、延性を支配するフェライト粒径が粗大となることも実験により確認している。
【００３４】
セメンタイトのうち、板状セメンタイトの占める好ましい面積比率は、鋼板成分や、要求特性（低強度・高延性の程度）等によっても相違するが、概して、「球状セメンタイトの面積率が板状セメンタイトの面積率に比べて多い程、高延性且つ低強度」の特性が発揮される傾向にあることから、概ね、板状セメンタイトを好ましくは２０％以上、８０％以下：より好ましくは３０％以上、７０％以下に制御することが推奨される。
【００３５】
ここで、板状セメンタイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。まず、圧延後の圧延材等を鏡面研磨した後、３％ナイタール液で腐食する。次に走査電子顕微鏡（倍率１０，０００倍）で任意に１０視野（１００μｍ^２／視野）を観察し、各視野中に存在するセメンタイトの合計面積を算出すると共に、個々のセメンタイトの長径（最も長い径）及び短径（最も短い径）を測定し、各セメンタイトのアスペクト比を算出する。アスペクト比が５以上のセメンタイトを板状セメンタイトとし、全セメンタイト中に占める板状セメンタイトの面積率を算出し、合計１０視野の平均値を「板状セメンタイトの面積比率」とする。残りは、アスペクト比の小さな（５未満）球状セメンタイトの面積率となる。
【００３６】
以上、本発明を特徴付ける組織について説明した。
【００３７】
次に、この様な組織を得る為の鋼中成分について説明する。
【００３８】
Ｃ：０．８〜１．３％
Ｃは、鋼材の必要強度を付与するために必須の元素である。特に軸受鋼線材では、疲労寿命向上の目的で炭化物量を増加させることが必要であり、その為に、０．８％以上添加する。好ましくは０．９％以上である。但し、１．３％を超えると強度が過大となって延性が劣化してしまい、伸線加工性や冷間鍛造性に悪影響を及ぼす恐れがある。好ましくは１．１％以下である。
【００３９】
Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には０．１％以上の添加が必要である。好ましくは０．１５％以上である。但し、１．０％を超えて過剰に添加すると固溶強化により強度が過大となり、伸線加工性や冷間鍛造性が劣化する恐れがある。好ましくは０．５％以下である。
【００４０】
Ｍｎ：０．２〜１．０％
Ｍｎは、脱酸作用を発揮させると共に、鋼の焼入性を確保する為に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．２％以上（好ましくは０．２５％以上）添加する。但し、２．０％を超えると焼入れ性が大きくなり過ぎて熱間圧延後の冷却途中で過冷組織が発生し、線材の巻取工程やコイルの結束工程、熱処理炉への運搬工程等において割れ等の弊害が生じる恐れがある。好ましくは０．６％以下である。
【００４１】
Ｃｒ：０．８〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上、及びオーステナイト中のセメンタイトを安定化させてセメンタイトの球状化を促進するのに有効な元素であり、０．８％未満では当該作用が充分得られない。好ましくは１．０％以上である。但し、２．０％を超えると上記Ｍｎの場合と同様に焼入れ性が高くなり過ぎて熱間圧延後の冷却中に過冷組織が発生し、線材の巻取工程やコイルの結束工程、熱処理炉への運搬工程等において割れ等が発生す恐れがある。好ましくは１．８％以下である。
【００４２】
本発明の鋼は上記成分を含有し、残部：実質的に鉄及び不純物である。
【００４３】
次に、本発明に係る線材または棒材を製造する方法について説明する。
【００４４】
本発明で目的とする所定の組織を得る為には、熱間圧延の仕上終了温度を７００〜８５０℃、及び該熱間圧延後、５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下に制御すると共に、その後の熱処理において、熱処理温度を６５０℃〜Ａｃ_１点とし、焼戻パラメーターλが上式（１）の範囲を満足することが必要である。
【００４５】
以下、各要件について説明する。
【００４６】
熱間圧延の仕上終了温度：７００〜８５０℃
上述した通り、従来では熱間圧延温度を概ね９００℃の高温に設定しているが、本発明では、熱間圧延の仕上終了温度を８５０℃以下の低温に制御した点に特徴がある。熱間圧延条件、及びその後の熱処理条件を適切に制御することにより、フェライト粒径が微細化され、所望の延性が確保される。
【００４７】
ここで、「仕上終了温度」とは、放射温度計によって測定されたものであり、厳密には、「仕上圧延列の出側の鋼片表面温度」を意味する。当該温度が８５０℃を超えるとフェライトの平均粒径が大きくなり、所望の延性を確保することができない。好ましくは８３０℃以下、より好ましくは８００℃以下である。但し、当該温度が７００℃未満では、圧延前にパーライト変態が生じ、圧延機に過大な負荷がかかってしまう。好ましくは７２０℃以上、より好ましくは７５０℃以上である。
【００４８】
尚、本発明では熱間圧延工程のうち仕上終了温度のみ上低温側に制御することが必要であって、その他の条件（加熱温度、加熱保持時間、仕上開始温度）等は特に限定されず、本発明の作用に悪影響を及ぼさない範囲で、通常用いられる条件を適宜選択して採用することができる（例えば加熱温度９００〜１２００℃、加熱保持時間２０分〜３時間、仕上開始温度７００〜１０００℃）。
【００４９】
熱間圧延後、５００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以下
本発明では上記の如く熱間圧延した後、５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下と、小さくすることが必要である。平均冷却速度が５℃／ｓを超えると冷却中に過冷組織が発生し、線材の巻取工程やコイルの結束工程、熱処理炉への運搬工程等で割れる恐れがある。好ましくは３℃／ｓ以下である。上記平均冷却速度は小さい程、過冷組織が発生する恐れも少なくなるが、冷却速度が小さ過ぎると冷却に長時間を要し、生産性が悪くなる。生産効率等を考慮すれば、好ましくは０．１℃／ｓ以上である。
【００５０】
その後の熱処理条件：熱処理温度６５０℃〜Ａｃ _１ 点、焼戻パラメーターλを下式（１）の範囲に制御
１９０００＜λ＜２０６００ …（１）
式中、λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）であり、
Ｔ：熱処理温度（Ｋ）
ｔ：該熱処理温度における保持時間（ｈｏｕｒ）である。
【００５１】
上記の如く５℃／ｓ以下の平均冷却速度で５００℃まで冷却した後、更に熱処理するが、本発明では、当該熱処理温度を６５０℃〜Ａｃ_１点の低温側に制御すると共に、焼戻パラメーターλを上式（１）の範囲に制御して、できるだけ短時間処理（熱処理温度によっても変化するが、概ね、数十分間〜数時間、最大でも１０時間程度）とすることが必要である。熱間圧延ままでは、強度が約１１００ＭＰａを超えて高くなり過ぎる為、本発明では、強度低減の目的で上述した熱処理を実施しており、これにより、パーライトのラメラセメンタイトを分断させ、低強度化に寄与する所定形状のセメンタイトを生成させている。
【００５２】
まず、熱処理温度は６５０℃〜Ａ_１点とする。当該温度がＡ_１点を超えるとフェライトがオーステナイトに変態してしまい、その後の冷却過程を極めて厳密に制御しない限り、オーステナイトから、強度上昇に寄与するパーライトが再度形成される結果、所望の強度低下が得られない。Ａ_１点は鋼中成分等によっても変化するが、好ましくは７５０℃以下である。但し、６５０℃未満になると熱処理時間が非常に長くなり、「従来の球状化焼鈍を短縮化する」という本発明の本来の目的が達成できない。好ましくは６８０℃以上である。
【００５３】
更に本発明では、焼戻パラメーターλを上記（１）の範囲に制御する。焼戻パラメーターは、鋼の焼戻温度［熱処理温度（Ｋ）］と当該温度での保持時間（ｈｏｕｒ）を変数とする関係式で表されることが知られており、一般に下式
λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋Ｃ）
が用いられる。上式中、Ｃは、鋼中の炭素量によって決定される定数であり、本発明の如く合金鋼の場合はＣ＝２０と定められている為、本発明でもλを、
λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）
と定義した。
【００５４】
上記λの意味するところは、焼戻温度Ｔ或いは当該温度での保持時間ｔが変化しても焼戻パラメーターλが同一であれば同一の焼戻特性が得られるということであり、本発明では、上記の如く熱処理温度（焼戻温度と同義であり、６５０℃〜Ａｃ_１点とする）したときの保持時間ｔを、上式（１）の範囲を満足する様に適切に制御することによって強度の低減を図るものである。
【００５５】
上記λが１９０００以下では、パーライトのラメラセメンタイトが充分に分断化されず、所定のセメンタイトが得られない為、強度が充分低下しない。好ましくは１９５００以上である。但し、λが２０６００以上になるとパーライトのラメラセメンタイトが分断されて強度は低下するものの、延性に寄与する微細フェライトが粗大化してしまい、所望の延性が得られない。好ましくは２０３００以下である。
【００５６】
以下、実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５７】
【実施例】
本実施例では、表１に記載の成分組成からなる供試鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｉ（残部は鉄及び不純物であり、表中の単位は質量％）を用い、表２に記載の条件で熱間圧延→冷却→熱処理することにより、φ８ｍｍの線材を得た。
【００５８】
この様にして得られた各線材の横断面を前述した方法で観察し、フェライトの平均粒径、並びに板状セメンタイトと球状セメンタイトの面積比率を測定した。更に上記線材を引張試験に供し、引張強度及び絞りを以下の要領で測定した。
【００５９】
［引張強度（ＴＳ）の測定］
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【００６０】
［絞り特性（ＲＡ）の測定］
破断した試験片（引張強度測定用に加工した試験片）の破面をつき合わせて破断部中央の板厚と幅を測定し、試験片破断後における断面積Ｓを測定する。当該断面積Ｓと試験前の原断面積Ｓ０との差（Ｓ０−Ｓ）を、Ｓ０で割った百分率［（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０×１００（％）］を算出し、絞り特性を評価した。
【００６１】
これらの結果を表２に示す。
【００６２】
【表１】

【００６３】
【表２】

【００６４】
表２の結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【００６５】
まず、Ｎｏ．１〜７は鋼中成分及び製造条件が本発明の範囲内に制御さている本発明例であり、伸線に良好な低強度及び延性が確保されている。
【００６６】
これに対し、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない下記例は、以下の不具合を有している。
【００６７】
まず、Ｎｏ．８は圧延温度が９５０℃と高い為、フェライト粒径が大きくなり、所望の延性が得られない。
【００６８】
Ｎｏ．９はλ（焼戻しパラメーター）が本発明の下限を下回る例であり、パーライトのラメラセメンタイトの分断が不充分な為に所定のセメンタイトが得られず、強度が高いままであった。
【００６９】
Ｎｏ．１０は、熱間圧延後の熱処理温度をＡ_１点以上の８００℃と高くして焼戻パラメーターλを大きくした例であり、フェライトが一旦オーステナイトに変態した後、冷却中にパーライトが再度形成された為、フェライト粒径が大きくなっており、且つ、アスペクト比の小さい球状セメンタイトの分率が小さい為、強度及び延性ともに目標レベルに到達できなかった。
【００７０】
Ｎｏ．１１は焼戻しパラメーターλが小さい例であり、パーライトラメラの分断が不十分な為に所定のセメンタイトが生成せず、強度が低下しなかった。
【００７１】
Ｎｏ．１２は焼戻しパラメーターが大きい例であり、所定のセメンタイトが得られる為に強度は低下するが、フェライト粒径が大きくなり、所望の延性が確保できなかった。
【００７２】
Ｎｏ．１３は圧延後の冷却速度が大きい例であり、冷却後に過冷組織が生成し、搬送時に割れが発生した為、その後の熱処理は実施できなかった。
【００７３】
Ｎｏ．１４はＣ量が少ない鋼種Ｂを使用した例であり、所定の強度が得られない。
【００７４】
Ｎｏ．１５はＣ量が多い鋼種Ｃを使用した例であり、引張強度が高く、延性が低い。
【００７５】
Ｎｏ．１６はＳｉ量が少ない鋼種Ｄを使用した例、及びＮｏ．１８はＭｎ量が少ない鋼種Ｆを使用した例であり、いずれの場合も鋼中介在物が多量に生成して延性が劣化し、最終製品の転動疲労寿命が劣化する為、軸受用線材としては不適切である。
【００７６】
Ｎｏ．１７はＳｉ量が多い鋼種Ｅを使用した例であり、引張強度が高く、延性が低い。
【００７７】
Ｎｏ．１９はＭｎ量が多い鋼種Ｇを使用した例、及びＮｏ．２１はＣｒ量が多い鋼種Ｉを使用した例であり、いずれも圧延後の冷却過程で過冷組織が生成し、搬送時に割れが発生した為、その後の熱処理は実施できなかった。
【００７８】
Ｎｏ．２０はＣｒ量が少ない鋼種Ｈを使用した例であり、所定のセメンタイト得られない為、強度が高い。
【００７９】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、伸線加工性に適した低強度・高延性を備えた鋼を、従来の如く、伸線前に高温・長時間の球状化焼鈍をしなくとも、低温で短時間実施するという簡便な熱処理を施すことにより効率よく製造することができた。

Claims (4)

1. 鋼中成分が、質量％で（以下、同じ）
   Ｃ ：０．８〜１．３％、
   Ｓｉ：０．１〜１．０％、
   Ｍｎ：０．２〜１．０％、
   Ｃｒ：０．８〜２．０％、
   残部Ｆｅおよび不可避不純物であって、
   フェライトの平均粒径は１〜１５μｍであり、且つ、
   セメンタイトのうち、アスペクト比が５以上のセメンタイトの面積比率は１０〜９０％であることを特徴とする引張強度が１１００ＭＰａ以下の伸線加工性に優れた線状または棒状鋼。
2. 軸受用素材として用いられるものである請求項１に記載の線状または棒状鋼。
3. 請求項１または２に記載の線状または棒状鋼を用いて得られる軸受部品。
4. 請求項１または２に記載の線状または棒状鋼を製造する方法であって、
   熱間圧延の仕上終了温度を７００〜８５０℃、及び
   該熱間圧延後、５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下に制御すると共に、
   その後の熱処理において、熱処理温度を６５０℃〜Ａｃ_１点とし、焼戻パラメーターλが下式（１）の範囲を満足することを特徴とする線状または棒状鋼の製造方法。
   １９０００＜λ＜２０６００ …（１）
   式中、λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）であり、
   Ｔ：熱処理温度（Ｋ）
   ｔ：該熱処理温度における保持時間（ｈｏｕｒ）である。