JP2006152406A - 冷間鍛造用鋼線・棒材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 １回の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができ、且つこの硬さが均一となるようにして冷間鍛造性を良好にした冷間鍛造用鋼線・棒材、およびこのような冷間鍛造用鋼線・棒材を製造するための有用な方法を提供する。
【解決手段】 本発明の冷間鍛造用鋼は、所定の化学成分組成を有し、棒線長手方向に対して垂直な任意断面において、セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であると共に、フェライト粒径が１５〜６０μｍであり、且つフェライト粒の（１１０）面、（２１１）面および（２２０）面におけるＸ線回折ピークの半価幅βについて、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近似直線の傾きが０．０００８０以下である。
【選択図】 図１
【解決手段】 本発明の冷間鍛造用鋼は、所定の化学成分組成を有し、棒線長手方向に対して垂直な任意断面において、セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であると共に、フェライト粒径が１５〜６０μｍであり、且つフェライト粒の（１１０）面、（２１１）面および（２２０）面におけるＸ線回折ピークの半価幅βについて、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近似直線の傾きが０．０００８０以下である。
【選択図】 図１
Description
本発明は、球状化焼鈍後の硬さを低く、且つこの硬さが均一となるようにして冷間鍛造性を良好にした冷間鍛造用鋼線・棒材、およびこのような冷間鍛造用鋼線・棒材を製造するための有用な方法に関するものである。
自動車用部品、建築機械用部品等の機械構造用部品を製造する構造用鋼材としては、機械構造用炭素鋼材や機械構用低合金鋼材が用いられている。これらの鋼材から自動車のボルト、エンジン部品、ギヤなどの駆動系部品等の機械構造物を製造するには、従来では主として熱間鍛造および切削工程によって製造されるのが一般的であった。しかしながら、近年では生産性の向上を目指して、冷間鍛造工程への切り替えが指向されている。
冷間鍛造工程では、通常、熱間圧延線材と伸線した鋼線等の鋼材に、球状化焼鈍（ＳＡ）を施してセメンタイトを球状化させることによって冷間加工性を確保した後に、冷間鍛造が行われるのが一般的である。しかしながら、鋼材に冷間鍛造を施した場合には、鋼材に加工硬化（歪み硬化）が発生して、延性が低下し、割れや金型寿命の低下を招くという問題がある。例えば金型寿命は、鍛造素材の硬さに大きく依存しており、一般的には硬さを１０ＨＶ下げると寿命が約２倍向上することが知られており、球状化焼鈍によっていかに硬さを低下させるかは重要な課題である。
特に、近年では、環境問題からくる自動車軽量化のために冷間鍛造部品の余肉をできるだけ小さくするべく、冷間鍛造の加工度（加工率）が大きくなっており、金型寿命は益々低下する傾向にある。このような金型寿命の低下は、鍛造部品の大型化によって、金型も大型化している状況下では、冷間鍛造工程における生産性を大きく阻害する要因となる。
また、加工率を高めるという観点からして、球状化焼鈍を２、３回繰り返して実施する場合もあるが、その場合は生産性が極端に低下することになる。従って、球状化焼鈍はできるだけ１回の実施によって硬さを低減することが要求され、またこの１回の焼鈍によってもロット間、ロット内の硬度のバラツキを小さくすることが必要となってくる。
また、加工率を高めるという観点からして、球状化焼鈍を２、３回繰り返して実施する場合もあるが、その場合は生産性が極端に低下することになる。従って、球状化焼鈍はできるだけ１回の実施によって硬さを低減することが要求され、またこの１回の焼鈍によってもロット間、ロット内の硬度のバラツキを小さくすることが必要となってくる。
こうした背景の下で、球状化焼鈍後の硬さをできるだけ低く、軟質化して、冷間鍛造性を改善する技術がこれまでにも様々提案されている。例えば特許文献１には、熱間圧延材の組織を微細化し（フェライト粒度番号が８以上）、減面率を５〜２０％で伸線することによって球状化焼鈍を省略して圧延ままで冷間鍛造できることが開示されている。しかしながら、こうした方法では、冷間鍛造時の素材の硬さを効果的に低減することはできず、また圧延ままであるので硬さのバラツキが大きくなるという問題がある。
また特許文献２には、熱間圧延後の組織をマルテンサイト、ベイナイト或は（ベイナイト＋マルテンサイト）とすることによって、球状化焼鈍前の伸線引き抜き加工を省略する技術が提案されている。しかしながら、圧延後にベイナイトが生成する場合には、伸線加工をある加工率以上に実施しないと球状化焼鈍後の硬さ低下が不十分になるという欠点がある。また、ベイナイトやマルテンサイトは、冷却速度に敏感であるので、伸線加工をしない場合には、特に線径や圧延・冷却時の温度のバラツキによって、ロット間、ロット内の硬さのバラツキが大きくなるという問題がある。
一方、特許文献３、４には、球状化焼鈍を省略するか、或いは球状化焼鈍時間の短縮化を図るという観点から、冷延冷却後の組織をフェライト・パーライトとし且つ組織の微細化を図る技術も提案されている。しかしながら、こうした技術は、１回の球状化焼鈍においては焼鈍後のフェライト粒も微細なものとなるため、十分な軟質化が達成されないことになる。
特公平６−９９７４７号公報 「特許請求の範囲」等
特開２０００−３３６４５７号公報 「特許請求の範囲」等
特開平１１−１２６８４号公報 「特許請求の範囲」等
特許第２５６６０６８号公報 「特許請求の範囲」等
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、１回の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができ、且つこの硬さが均一となるようにして冷間鍛造性を良好にした冷間鍛造用鋼線・棒材、およびこのような冷間鍛造用鋼線・棒材を製造するための有用な方法を提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の冷間鍛造用鋼線・棒材とは、質量％で、Ｃ：０．３５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５％以下（０％を含まない）を夫々含むと共に、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＮ：０．１０％以下（０％を含まない）に夫々抑制し、残部が実質的にＦｅからなる冷間鍛造用鋼であって、棒線長手方向に対して垂直な任意断面において、セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であると共に、フェライト粒径が１５〜６０μｍであり、且つフェライト粒の（１１０）面、（２１１）面および（２２０）面におけるＸ線回折ピークの半価幅βについて、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近似直線の傾きが０．０００８０以下である点に要旨を有するものである。
本発明の冷間鍛造用鋼線・棒材の基本的な化学成分は、上記の通りであるが、必要によって更に、（ａ）Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｖ：１．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上、（ｃ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上、（ｄ）Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），希土類元素：０．０３％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない），Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない），Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない），Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない），Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。
一方、上記のような本発明の冷間鍛造用鋼線・棒材を製造するに当っては、球状化焼鈍前のフェライト・パーライト分率をＶFP（％）としたとき、下記（１)式で表される冷間伸線減面率ＲＡ（％）と前記ＶFPの関係が下記（２）式または（３）式の関係を満足するようにして冷間伸線を行い、球状化焼鈍による軟質化が大きくなるようにすれば良い。
ＲＡ＝［（Ｄ0 2―Ｄ2）／Ｄ0 2］×１００（％）…（１）
但し、Ｄ0：伸線前線径、Ｄ：伸線後線径
０．１３×ＶFP＋１５≦ＲＡ≦０．３×ＶFP＋３０…（２）
但し、０≦ＶFP≦１００
ＲＡ≦０．２５×ＶFP−２０ …（３）
但し、８０≦ＶFP≦１００
ＲＡ＝［（Ｄ0 2―Ｄ2）／Ｄ0 2］×１００（％）…（１）
但し、Ｄ0：伸線前線径、Ｄ：伸線後線径
０．１３×ＶFP＋１５≦ＲＡ≦０．３×ＶFP＋３０…（２）
但し、０≦ＶFP≦１００
ＲＡ≦０．２５×ＶFP−２０ …（３）
但し、８０≦ＶFP≦１００
本発明では、セメンタイトの平均重心間距離、フェライト粒径を適切に制御すると共に、フェライト粒内部の歪みをできるだけ低減させることによって、１回の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができ、且つこの硬さが均一となるようにして冷間鍛造性を良好にした冷間鍛造用鋼線・棒材が実現でき、こうした冷間鍛造用鋼材は冷間鍛造金型の寿命を延長させる上で極めて有用である。
本発明者らは、１回の球状化焼鈍によっても硬さを十分に低下させることができ、且つロット間やロット内での硬さバラツキを小さくするべく、様々な角度から検討した。その結果、まず圧延終了後のミクロ組織（フェライト・パーライト分率ＶFP）に応じて適切な伸線加工を施すことによって、球状化焼鈍後の硬さを最大限低下させ、また同時に硬さのバラツキも抑制できることが判明した。また本発明において、球状化焼鈍後の硬さをより低下させるためには、球状化焼鈍後のフェライト粒径が１５〜６０μｍの範囲内となるように比較的大きくなるようにし、且つフェライト粒の内部の歪を低下させることが重要であることを見出した。
これらのうち、フェライト粒径を大きくするには、（１）加熱、圧延、冷却条件を適切に制御して球状化焼鈍前のフェライト粒径を粗大にしておくか、或いは（２）適正な減面率の下で５％以下の極微小な歪を付与すること［後記図１の（Ｂ）の領域参照］が重要である。こうした極微小の歪は球状化焼鈍中のフェライト粒成長を促進することになる。また伸線減面率が０％の場合においては、圧延後の冷却速度の制御は重要な要因となり、できる限り徐冷（例えば、冷却速度が０．０５〜０．７℃／ｓｅｃ、好ましくは０．１〜０．５℃／ｓｅｃ程度）することによってフェライト・パーライト分率ＶFPを多くしておくと共に、フェライト中の固溶Ｃ濃度を減らしておくことが重要になる。そうすることで、フェライト内部の歪を小さくすることによって軟質化に寄与する。また太径の棒・線材になるほど球状化前の伸線加工は非常に大きな作業となるが、伸線加工をすることなく軟質化できることは大きなメリットとなる。
一方、フェライト内部の歪を低下させるためには、圧延冷却後のフェライト・パーライト分率ＶFPに応じて伸線減面率を調整し、球状化焼鈍前のフェライト中に歪を入れないか、或いは十分に歪を入れて球状化焼鈍時に回復・再結晶させるかのいずれかである。即ち、フェライト・パーライト分率をＶFPと伸線減面率ＲＡの関係は後述するが（図１）、中途半端な歪を導入することは球状化焼鈍前後にフェライト中の歪が残存して却って軟質化が図れないことになる。また、本発明で鋼線・棒材は、焼鈍前の組織としてフェライト・パーライト以外は、実質的にベイナイト（一部マルテンサイト、残留オーステナイトを含んでも良い）からなるものであるが、こうした組織が多く含まれる場合には、これらの組織には変態歪が既に導入されている（上記の中途半端な歪が入った状態）ので、球状化焼鈍前に適切な量の歪を導入した方が軟質化に有効となる。
本発明では、上記のように圧延冷却後のフェライト・パーライト分率ＶFPに応じて伸線減面率ＲＡを調整することによって、球状化焼鈍後のセメンタイトの平均重心間距離、フェライト粒径を適切に制御すると共に、フェライト粒内部の歪をできるだけ低減させることによって本発明の目的が達成されるのであるが、その最適範囲を図１に示す。即ち、図１はフェライト・パーライト分率ＶFP（面積％）と、伸線減面率ＲＡ（％）［前記（１）式］が鋼材の軟質化に与える影響について示したグラフであり、図中（Ａ）、（Ｂ）の領域（ハッチングで示した領域）は、最適な軟質化が実現できる領域を示したものであり、夫々の領域を数式化すると、前記（２）式または（３）式のように表せる。即ち、前記（２）式または（３）式を満足するようにして適切な伸線加工を行うことによって、希望する特性を発揮することのできる冷間鍛造用鋼線・棒が実現できるのである。
これに対して、上記（Ａ）、（Ｂ）の領域を外れた場合には、希望する特性が発揮されない。例えば、図１の（Ｃ）の領域では、前述したように歪が球状化焼鈍後においてもフェライト中に残存してしまい、鋼材の効果的な軟質化が達成されなくなる。また図１の（Ｄ）の領域では、歪の導入が多くなり過ぎてセメンタイトが微細に分散し過ぎるために軟質化の阻害要因となる。（Ａ）の領域内［前記（２）式］において好ましい範囲は、下記（４）式を満足する領域である。
０．１３×ＶFP＋２０≦ＲＡ≦０．２×ＶFP＋３０…（４）
但し、０≦ＶFP≦１００
０．１３×ＶFP＋２０≦ＲＡ≦０．２×ＶFP＋３０…（４）
但し、０≦ＶFP≦１００
また、上記（３）式を適用する場合には、伸線を行わない、または僅かに伸線するだけで良いため、工程を省略できる、或いは伸線の負荷が軽減できることになる。このため、フェライト・パーライト分率ＶFPが８０〜１００面積％の場合には、上記（３）式を満足するようにして実施することが好ましい。
尚、本発明で対象とする鋼線棒材は、Ｃ含有量が０．３５％以下の亜共析鋼を想定したものであり、その基本的な組織はフェライト・パーライトとなるのであるが、その条件（例えば、熱間圧延後の冷却速度）によっては、１００％ベイナイト若しくはベイナイト＋マルテンサイトの組織（即ち、フェライト・パーライト分率が０％の組織）とすることができる。こうした場合においても、前記図１に示すように、伸線減面率ＲＡを１５〜３０％として伸線加工することによって、希望する冷間鍛造用鋼線・棒材を得ることができる。
本発明の冷間鍛造用鋼では、上記のような処理を施すことによって、棒線長手方向に対して垂直な任意断面において（１）球状化焼鈍後のセメンタイトの平均重心間距離、（２）フェライト粒径、（３）フェライト粒内部の歪、等が適切に調整されたものとなるが、これらの評価基準およびその範囲限定理由は次の通りである。尚、上記（１）〜（３）を規定する基準を、「棒線長手方向に対して垂直な任意断面において」としたのは、（１）〜（３）の値が棒・線の表面から中心にかけて変化するためである。
［セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上］
セメンタイトの平均重心間距離は、セメンタイトの分散状態を図る基準となるものである。この重心間距離は、画像解析において、下記（１）、（２）の一定の制約の下で隣接する画像（セメンタイト粒子）の重心を直線で結びその線分の長さを計測し、その平均した値である。この平均重心間距離が１．５μｍ以上であれば、鋼線・棒材の軟質化が図れるのであるが、１．５μｍ未満となれば、セメンタイトが微細に分散し過ぎるために［前記図１の（Ｄ）領域］、軟質化が図れない。
（１）接続する線は、他の画像の上を通らない。
（２）接続する線が交差する場合は、短い方の線を残す。
セメンタイトの平均重心間距離は、セメンタイトの分散状態を図る基準となるものである。この重心間距離は、画像解析において、下記（１）、（２）の一定の制約の下で隣接する画像（セメンタイト粒子）の重心を直線で結びその線分の長さを計測し、その平均した値である。この平均重心間距離が１．５μｍ以上であれば、鋼線・棒材の軟質化が図れるのであるが、１．５μｍ未満となれば、セメンタイトが微細に分散し過ぎるために［前記図１の（Ｄ）領域］、軟質化が図れない。
（１）接続する線は、他の画像の上を通らない。
（２）接続する線が交差する場合は、短い方の線を残す。
［フェライト粒径が１５〜６０μｍ］
従来では、球状化焼鈍の省略や、短時間化を図るためには、熱間圧延・冷却後のフェライト・パーライト組織は微細にした方が良いとの知見があるが（前記特許文献１、３、４）、そうすると球状化焼鈍後のフェライト粒径も微細になるので、十分な軟質化が達成できない。本発明者らが検討したところによれば、球状化焼鈍を１回行う場合においては、焼鈍後におけるフェライト粒径が１５μｍ以上、好ましくは２０μｍ以上、より好ましくは３０μｍ以上と比較的大きくなるようにしておいた方が良いことが判明したのである。但し、このフェライト粒径が６０μｍよりも大きくなると、延性が低下して冷間鍛造性が却って悪くなるので、６０μｍ以下とするのが良い。また、好ましくは５０μｍ以下とするのが良い。
従来では、球状化焼鈍の省略や、短時間化を図るためには、熱間圧延・冷却後のフェライト・パーライト組織は微細にした方が良いとの知見があるが（前記特許文献１、３、４）、そうすると球状化焼鈍後のフェライト粒径も微細になるので、十分な軟質化が達成できない。本発明者らが検討したところによれば、球状化焼鈍を１回行う場合においては、焼鈍後におけるフェライト粒径が１５μｍ以上、好ましくは２０μｍ以上、より好ましくは３０μｍ以上と比較的大きくなるようにしておいた方が良いことが判明したのである。但し、このフェライト粒径が６０μｍよりも大きくなると、延性が低下して冷間鍛造性が却って悪くなるので、６０μｍ以下とするのが良い。また、好ましくは５０μｍ以下とするのが良い。
［フェライト粒の（１１０）面、（２１１）面および（２２０）面におけるＸ線回折ピークの半価幅βについて、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近時直線の傾きが０．０００８０以下］
この要件は、転位密度の測定法として得られているWillamson-Hall法を応用したものである。即ち、Ｘ線回折によってプロファイルからWillamson-Hall法を適用して、（１１０）面、(２１１)面および（２２０）面における回折ピークの半価幅βを求め、この半価幅β（°）について、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近似直線の傾きによって、転位密度の算出ができることは知られている［例えば、「材料とプロセス」 Vol.17(2004) p.396、中島ら］。そして、算出された転位密度は歪の導入度合いとして換算できるので、上記近似直線の傾きをフェライト内部の歪として評価するものである。この傾きが０．０００８０以下は、冷間伸線によってフェライト内部に導入された歪が適切な歪量が球状化焼鈍（回復・再結晶）によって得られるものである。これに対して、冷間伸線によってフェライト内部に導入された歪が回復・再結晶せずに残存していると、この傾きが０．０００８０を超え、良好な軟質化が図れていないことを示す。
この要件は、転位密度の測定法として得られているWillamson-Hall法を応用したものである。即ち、Ｘ線回折によってプロファイルからWillamson-Hall法を適用して、（１１０）面、(２１１)面および（２２０）面における回折ピークの半価幅βを求め、この半価幅β（°）について、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近似直線の傾きによって、転位密度の算出ができることは知られている［例えば、「材料とプロセス」 Vol.17(2004) p.396、中島ら］。そして、算出された転位密度は歪の導入度合いとして換算できるので、上記近似直線の傾きをフェライト内部の歪として評価するものである。この傾きが０．０００８０以下は、冷間伸線によってフェライト内部に導入された歪が適切な歪量が球状化焼鈍（回復・再結晶）によって得られるものである。これに対して、冷間伸線によってフェライト内部に導入された歪が回復・再結晶せずに残存していると、この傾きが０．０００８０を超え、良好な軟質化が図れていないことを示す。
本発明では、冷間鍛造用鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については冷間鍛造用鋼線・棒材としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。
Ｃ：０．３５％以下（０％を含まない）
Ｃは、鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、過剰に含有されると強度やフェライトの硬度が過度に高くなって、冷間鍛造性が低下するので０．３５％以下とするのが良い。より好ましくは、０．３０％以下とするのが良い。また、Ｃによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、添加効果を有効に発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上とするのが良い。
Ｃは、鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、過剰に含有されると強度やフェライトの硬度が過度に高くなって、冷間鍛造性が低下するので０．３５％以下とするのが良い。より好ましくは、０．３０％以下とするのが良い。また、Ｃによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、添加効果を有効に発揮させるためには０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上とするのが良い。
Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．３％を超えて過剰に含有されてもその効果は飽和するばかりか、却って硬度の上昇や延性の劣化を招くことになる。尚、Ｓｉによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、添加効果を有効に発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２５％以上とするのが良い。
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．３％を超えて過剰に含有されてもその効果は飽和するばかりか、却って硬度の上昇や延性の劣化を招くことになる。尚、Ｓｉによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、添加効果を有効に発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２５％以上とするのが良い。
Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、１．５％を超えて過剰に含有されてもその効果は飽和するばかりか、却って硬度の上昇や延性の劣化を招くことになる。尚、Ｍｎによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、添加効果を有効に発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは１．３％以上とするのが良い。
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、１．５％を超えて過剰に含有されてもその効果は飽和するばかりか、却って硬度の上昇や延性の劣化を招くことになる。尚、Ｍｎによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、添加効果を有効に発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは１．３％以上とするのが良い。
Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸元素素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用であるが、０．２％を超えて過剰に含有されると、Ａｌ2Ｏ3が過度に生成することとなり、内部欠陥が増大すると共に、冷間鍛造性を劣化させることになる。尚、Ａｌによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上とするのが良い。
Ａｌは、脱酸元素素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用であるが、０．２％を超えて過剰に含有されると、Ａｌ2Ｏ3が過度に生成することとなり、内部欠陥が増大すると共に、冷間鍛造性を劣化させることになる。尚、Ａｌによる効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上とするのが良い。
Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、焼入れ性の増加等によって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると冷間鍛造性が却って劣化するので、１．５％以下とするのが良い。尚、Ｃｒによる効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５％以上とするのが良い。
Ｃｒは、焼入れ性の増加等によって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると冷間鍛造性が却って劣化するので、１．５％以下とするのが良い。尚、Ｃｒによる効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５％以上とするのが良い。
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となるので、０．０２％以下に抑制する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となるので、０．０２％以下に抑制する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
Ｎ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、他の元素と窒化物を形成して冷間鍛造性を低下させる有害な元素であるから、０．１０％以下に抑制する。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、他の元素と窒化物を形成して冷間鍛造性を低下させる有害な元素であるから、０．１０％以下に抑制する。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０５％である。
本発明の冷間鍛造用鋼の基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものであるが、必要によって更に、（ａ）Ｍｏ、（ｂ）Ｖ，ＴｉおよびＮｂよりなる群から選ばれる１種または２種以上、（ｃ）Ｃｕ，ＮｉおよびＢよりなる群から選ばれる１種または２種以上、（ｄ）Ｚｒ，希土類元素，Ｃａ，Ｍｇ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，ＳｅおよびＳｎよりなる群から選ばれる１種または２種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。尚、「実質的にＦｅ」とは、Ｆｅ以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｓｂ，Ｚｎ等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。
Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性の増加によって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、Ｍｏの含有量が過剰なると、冷間鍛造性が却って劣化するので、０．４％以下とするのが良い。尚、Ｍｏによる効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには０．０６％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上とするのが良い。
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性の増加によって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、Ｍｏの含有量が過剰なると、冷間鍛造性が却って劣化するので、０．４％以下とするのが良い。尚、Ｍｏによる効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには０．０６％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上とするのが良い。
Ｖ：１．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｖ，ＴｉおよびＮｂは、最終製品強度を増加させると共に、ＮやＣと化合物を形成し、冷間鍛造後の浸炭工程における結晶粒成長を促成する効果を発揮するものであり、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、その効果が飽和するばかりか、却って延性を劣化させるので、Ｖで１．５％以下、Ｔｉで０．２％以下、Ｎｂで０．２％以下とするのが良い。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためにはＶ：０．０３％以上、ＴｉおよびＮｂで０．００５％以上含有させることが好ましい。
Ｖ，ＴｉおよびＮｂは、最終製品強度を増加させると共に、ＮやＣと化合物を形成し、冷間鍛造後の浸炭工程における結晶粒成長を促成する効果を発揮するものであり、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、その効果が飽和するばかりか、却って延性を劣化させるので、Ｖで１．５％以下、Ｔｉで０．２％以下、Ｎｂで０．２％以下とするのが良い。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためにはＶ：０．０３％以上、ＴｉおよびＮｂで０．００５％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上
これらの元素は、鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。特に、Ｂは微量の含有であってもその効果を発揮させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、その効果が飽和するばかりか、却って冷間鍛造性を劣化させるので、Ｃｕ，Ｎｉで３％以下、Ｂで０．００５％以下とするのが良い。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためにはＣｕおよびＮｉで０．１％以上、Ｂで０．０００２％以上含有させることが好ましい。
これらの元素は、鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。特に、Ｂは微量の含有であってもその効果を発揮させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、その効果が飽和するばかりか、却って冷間鍛造性を劣化させるので、Ｃｕ，Ｎｉで３％以下、Ｂで０．００５％以下とするのが良い。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためにはＣｕおよびＮｉで０．１％以上、Ｂで０．０００２％以上含有させることが好ましい。
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），希土類元素：０．０３％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない），Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない），Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない），Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない），Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上
これらの元素は、鋼材の被削性を改善するのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材の延性や靭性が低下し、冷間鍛造性も阻害されるので、夫々上記の範囲で含有される。
これらの元素は、鋼材の被削性を改善するのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材の延性や靭性が低下し、冷間鍛造性も阻害されるので、夫々上記の範囲で含有される。
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
下記表１に示す化学成分を有する鋼片を下記表２に示す条件（加熱温度、仕上げ温度、冷却速度）にて熱間圧延を行い、φ３０ｍｍの線材を作製した。このときの冷却速度は、圧延終了から５００℃まで冷却したときの平均冷却速度を示す。
得られた各線材（圧延材）について、フェライト・パーライト分率およびフェライト粒径を下記の方法で測定すると共に、伸線加工を行った後、下記の球状化焼鈍条件［（ａ）または（ｂ）］にて球状化焼鈍を行った。これらの条件を下記表２に併記する。
［フェライト・パーライト分率ＶFPおよびフェライト粒径］
φ３０ｍｍの線材長手方向に対して垂直な断面について、鏡面研磨後ナイタールでエッチングを行い、光学顕微鏡にて組織観察を行い、合計１０断面のＤ／８部、Ｄ／４部および３Ｄ／８部（Ｄは線材の直径）について、組織サイズに合わせて４００〜１０００倍の写真を撮影し、合計３０視野の結果を平均化した。そしてフェライト・パーライト分率ＶFPは、画像解析装置「NanoHunter NS2K-Lt」［商品名：ナノシステム（株）社製)］にて画像解析して求め、フェライト粒径は比較法によって粒度番号Ｎを求め、下記の式から粒径Ｄαに換算した。
Ｄα＝０．２５４／［２(N-1)/2］×１０００
φ３０ｍｍの線材長手方向に対して垂直な断面について、鏡面研磨後ナイタールでエッチングを行い、光学顕微鏡にて組織観察を行い、合計１０断面のＤ／８部、Ｄ／４部および３Ｄ／８部（Ｄは線材の直径）について、組織サイズに合わせて４００〜１０００倍の写真を撮影し、合計３０視野の結果を平均化した。そしてフェライト・パーライト分率ＶFPは、画像解析装置「NanoHunter NS2K-Lt」［商品名：ナノシステム（株）社製)］にて画像解析して求め、フェライト粒径は比較法によって粒度番号Ｎを求め、下記の式から粒径Ｄαに換算した。
Ｄα＝０．２５４／［２(N-1)/2］×１０００
［球状化焼鈍条件］
（ａ）均熱７６０℃×５時間→徐冷（冷却速度：１５℃／ｈｒ）→６８５℃放冷
（ｂ）均熱７６０℃×７時間→徐冷（冷却速度：１０℃／ｈｒ）→６８０℃放冷
（ａ）均熱７６０℃×５時間→徐冷（冷却速度：１５℃／ｈｒ）→６８５℃放冷
（ｂ）均熱７６０℃×７時間→徐冷（冷却速度：１０℃／ｈｒ）→６８０℃放冷
球状化焼鈍を行った後の線材について、上記と同様にしてフェライト粒径を測定すると共に、セメンタイト平均重心間距離、フェライト内部歪（Ｘ線回折傾き）、平均硬さ、軟質化度、割れ発生加工率等を下記の方法で測定した。測定結果を一括して下記表３に示す。
［セメンタイト平均重心間距離］
上記と同様に、鏡面研磨後ピクラールでエッチングを行い、１０００倍で３０視野について写真撮影を行い、画像解析によって重心間距離を求め平均化した。
上記と同様に、鏡面研磨後ピクラールでエッチングを行い、１０００倍で３０視野について写真撮影を行い、画像解析によって重心間距離を求め平均化した。
［フェライト内部歪（Ｘ線回折傾き）］
Ｘ線回折は、Ｘ線回折装置「RINT1500」(商品名：理学電機製)を用いて、下記の条件にて下記の条件にて回折プロファイルを測定し、得られたプロファイルからWillamson-Hall法を適用して、（１１０）面、(２１１)面および（２２０）面の回折ピークの半価幅を求め、ｙ軸にβｃｏｓθをとり（θ：ブラッグ角）、ｓｉｎθをｘ軸としてプロットして、ｙ＝ａｘ＋ｂ（ａ，ｂは定数）の近似式を求め、そのときの傾き（前記定数ａ）の値を求めた。そして、０．０００８以下を合格とした。
Ｘ線回折は、Ｘ線回折装置「RINT1500」(商品名：理学電機製)を用いて、下記の条件にて下記の条件にて回折プロファイルを測定し、得られたプロファイルからWillamson-Hall法を適用して、（１１０）面、(２１１)面および（２２０）面の回折ピークの半価幅を求め、ｙ軸にβｃｏｓθをとり（θ：ブラッグ角）、ｓｉｎθをｘ軸としてプロットして、ｙ＝ａｘ＋ｂ（ａ，ｂは定数）の近似式を求め、そのときの傾き（前記定数ａ）の値を求めた。そして、０．０００８以下を合格とした。
（条件）
ターゲット：Ｃｕ 単色化：モノクロメータによるＣｕＫα
ターゲット出力：４０ｋＶ−２００ｍＶ
スリット：発散 １／２°、散乱 １／２°、受光 ０．１５ｍｍ
走査速度：２°／ｍｉｎ
サンプリング幅：０．０２°
測定範囲（２θ）：３０°〜９０°
ターゲット：Ｃｕ 単色化：モノクロメータによるＣｕＫα
ターゲット出力：４０ｋＶ−２００ｍＶ
スリット：発散 １／２°、散乱 １／２°、受光 ０．１５ｍｍ
走査速度：２°／ｍｉｎ
サンプリング幅：０．０２°
測定範囲（２θ）：３０°〜９０°
［平均硬さ］
ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｋｇで１０断面のＤ／８部、Ｄ／４部、３Ｄ／４部（Ｄは線材の直径）を各３点測定して合計９０点の平均値を求めた。
ビッカース硬度計を用いて、荷重５ｋｇで１０断面のＤ／８部、Ｄ／４部、３Ｄ／４部（Ｄは線材の直径）を各３点測定して合計９０点の平均値を求めた。
［軟質化度］
圧延冷却後の硬さ（ＨＶ）と球状化焼鈍後の硬さ（ＨＶ）の差ΔＨＶ［圧延冷却後の硬さ（ＨＶ）−球状化焼鈍後の硬さ（ＨＶ）］によって、軟質化度を評価した。合格基準は、ΔＨＶ≧３５である。
圧延冷却後の硬さ（ＨＶ）と球状化焼鈍後の硬さ（ＨＶ）の差ΔＨＶ［圧延冷却後の硬さ（ＨＶ）−球状化焼鈍後の硬さ（ＨＶ）］によって、軟質化度を評価した。合格基準は、ΔＨＶ≧３５である。
［割れ発生加工率］
φ２０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を機械加工によって切り出し、図２［図２（ａ）は断面図、図２（ｂ）はノッチ部の部分拡大図］に示すようなノッチを入れて、Ｎ数５個のサンプルで両方のノッチ全ての割れが発生せず（特に、ノッチ底にクラッチが入ることなく）、据え込み加工ができる限界の加工率を測定した。但し、２．５％間隔で調査を実施し、４０％超を合格基準とした。
φ２０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を機械加工によって切り出し、図２［図２（ａ）は断面図、図２（ｂ）はノッチ部の部分拡大図］に示すようなノッチを入れて、Ｎ数５個のサンプルで両方のノッチ全ての割れが発生せず（特に、ノッチ底にクラッチが入ることなく）、据え込み加工ができる限界の加工率を測定した。但し、２．５％間隔で調査を実施し、４０％超を合格基準とした。
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜４、６、７、１１〜１８のものは、本発明で規定する要件の全てを満足するものであり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができた。またこれらの硬さについては、その均一化されていることが確認できた。
これに対して、試験Ｎｏ．５、８〜１０、２０〜２３のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、冷間鍛造性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．５のものは、フェライト粒径が大きいため、冷間鍛造性が悪くなっており、試験Ｎｏ．８〜１０のものでは、伸線減面率が不適切であるから焼鈍後平均硬さ（ＨＶ）が高くなっており、結果として鋳型寿命が短くなる。また試験Ｎｏ．２０〜２３のもので、Ｘ線回折傾きが大きくなって平均硬さ（ＨＶ）が高くなっており、冷間鍛造性が劣化している。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．３５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：１．５％以下（０％を含まない）を夫々含むと共に、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＮ：０．１０％以下（０％を含まない）に夫々抑制し、残部が実質的にＦｅからなる冷間鍛造用鋼であって、棒線長手方向に対して垂直な任意断面において、セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であると共に、フェライト粒径が１５〜６０μｍであり、且つフェライト粒の（１１０）面、（２１１）面および（２２０）面におけるＸ線回折ピークの半価幅βについて、βｃｏｓθとｓｉｎθ（θ：回折線のブラッグ角）をプロットしたときの近似直線の傾きが０．０００８０以下であることを特徴とする冷間鍛造用鋼線・棒材。
- 更に、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の冷間鍛造用鋼線・棒材。
- 更に、Ｖ：１．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものである請求項１または２に記載の冷間鍛造用鋼線・棒材。
- 更に、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の冷間鍛造用鋼線・棒材。
- 更に、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），希土類元素：０．０３％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０３％以下（０％を含まない），Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含まない），Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない），Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない），Ｓｅ：０．３％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の冷間鍛造用鋼線・棒材。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の冷間鍛造用鋼線・棒材を製造するに当り、球状化焼鈍前のフェライト・パーライト分率をＶFP（面積％）としたとき、下記（１)式で表される冷間伸線減面率ＲＡ（％）と前記ＶFPの関係が下記（２）式または（３）式の関係を満足するようにして冷間伸線を行い、球状化焼鈍による軟質化が大きくなるようにしたことを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。
ＲＡ＝［（Ｄ0 2―Ｄ2）／Ｄ0 2］×１００（％）…（１）
但し、Ｄ0：伸線前線径、Ｄ：伸線後線径
０．１３×ＶFP＋１５≦ＲＡ≦０．３×ＶFP＋３０…（２）
但し、０≦ＶFP≦１００
ＲＡ≦０．２５×ＶFP−２０ …（３）
但し、８０≦ＶFP≦１００
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