JP2012140674A - 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 - Google Patents
冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2012140674A JP2012140674A JP2010293664A JP2010293664A JP2012140674A JP 2012140674 A JP2012140674 A JP 2012140674A JP 2010293664 A JP2010293664 A JP 2010293664A JP 2010293664 A JP2010293664 A JP 2010293664A JP 2012140674 A JP2012140674 A JP 2012140674A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- point
- less
- cementite
- temperature range
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 85
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 85
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 141
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 141
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 53
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 31
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 19
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 63
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 37
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 16
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 abstract description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 77
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 27
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 238000010273 cold forging Methods 0.000 description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000047 product Substances 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 4
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 3
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 3
- 238000012669 compression test Methods 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 2
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012733 comparative method Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 1
- 229910001651 emery Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000000445 field-emission scanning electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000013467 fragmentation Methods 0.000 description 1
- 238000006062 fragmentation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- -1 sulfide compound Chemical class 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 description 1
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
【課題】本発明は変形抵抗の低減と共に変形能の向上を図り、優れた冷間鍛造性を発揮できる鋼材、およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】本発明の鋼材は、Ｃ：０．１５〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上であると共に、前記セメンタイトの９０％以上のアスペクト比が３以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が５〜２０μｍであること。
【選択図】なし
【解決手段】本発明の鋼材は、Ｃ：０．１５〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上であると共に、前記セメンタイトの９０％以上のアスペクト比が３以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が５〜２０μｍであること。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品の製造に用いられる冷間鍛造用鋼材に関し、特に球状化焼鈍後の変形抵抗が低く冷間鍛造性に優れた特性を有する鋼材、およびその製造方法に関するものである。
鋼材の冷間鍛造は、生産性が高いことから幅広い分野で利用されている。例えば自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたっては、炭素鋼、合金鋼などの熱間圧延材に冷間鍛造性を付与する目的で球状化焼鈍処理を施してから、冷間鍛造を行い、その後切削加工などを施すことによって所定の形状に成形した後、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われている。
近年は部品形状が複雑化・大型化する傾向にあり、それに伴って冷間鍛造される鋼材は、局部的に激しい変形を受けるために、変形能が低いと材料割れによる不良が発生しやすく、また変形抵抗が高いと工具ダイスや金型に過度な負荷がかかって破損するなど工具寿命が短くなるという問題が生じる。こうしたことから、冷間鍛造用鋼には、変形抵抗の低減と変形能の向上に優れた特性（冷間鍛造性）が求められている。
球状化焼鈍処理によって鋼材の冷間鍛造性向上を図る技術として例えば特許文献１には、フェライト粒径を１５μｍ以下に微細化すると共に、球状セメンタイトの個数密度を増加（１ｍｍ2当りの球状セメンタイト個数＝１．０×１０6×Ｃ含有量（％）個以上）させることによって、粗大なセメンタイトに起因する成形割れを低減して冷間加工性の向上を図る技術が提案されている。しかしながらこの技術では、球状セメンタイトの個数密度を増加させているために、セメンタイトの分散強化によって変形抵抗の上昇を招くことから、強度の軟質化の観点では不十分である。
また特許文献２には、Ｂ添加鋼（Ｂ：０．０００３〜０．００７％）を用いて、フェライトと球状炭化物からなる金属組織とすると共に、フェライトの結晶粒度を８以上、球状炭化物の個数を抑える（１ｍｍ2当りの球状炭化物の個数＝１．５×１０6個×Ｃ含有量（％）個以下）ことによって、軟質化を図る技術が提案されている。しかしながらこの技術で対象となる鋼材はＢ添加鋼であって、通常のＪＩＳ規定の成分組成とは異なっているため適用範囲が限定されており、しかも製造条件も低温圧延が必要となるため圧延機への負荷が増大するという問題がある。またこの特許文献２の金属組織はラメラーパーライトを多く含むが、ラメラーパーライトに起因して変形抵抗上昇、変形能低下という問題が生じる。
本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は、変形抵抗の低減と共に変形能の向上を図り、優れた冷間鍛造性を発揮できる鋼材、およびその製造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は、Ｃ：０．１５〜０．６％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上であると共に、前記セメンタイトの９０％以上のアスペクト比が３以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が５〜２０μｍであることに要旨を有する冷間鍛造性に優れた鋼材である。
更に他の元素として、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有することも好ましい実施態様である。
また更に他の元素として、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有することも好ましい実施態様である。
更に他の元素として、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有することも好ましい実施態様である。
また本発明は、上記いずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、熱間加工処理した後、室温まで冷却し、その後、Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域に昇温して、昇温後に前記Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域で０〜１ｈｒ保持してから、前記Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域からＡ１点−１００℃〜Ａ１点−３０℃までの温度域を１０〜２００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を２回以上行った後、Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に昇温して前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域で保持してから冷却するにあたり、昇温の際にＡ１点に達してからＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に保持した後に冷却する際、Ａ１点に達するまでのＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域滞在時間を１０分 〜２時間とし、前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域からのＡ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃までの冷却温度域を１０〜１００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で１０分〜５時間保持してから冷却することに要旨を有する冷間鍛造性に優れた鋼材の製造方法である。
本発明によれば、鋼の成分組成を規定すると共に、鋼の金属組織の割合やセメンタイトのサイズや分散状態、フェライト結晶粒の大きさ等を適切に制御することによって、冷間鍛造性（変形抵抗と変形能）に優れた鋼材を提供できる。即ち、冷間鍛造性に優れた特性を有する本発明の鋼材は、変形抵抗が低減されているため、金型などの塑性加工用治工具の摩耗や破壊を抑制でき、また変形能が向上されているため、圧造加工時の割れの発生も抑制できる。本発明の鋼材は冷間鍛造用鋼線や棒材に好適である。
本発明者らは鋼材の冷間鍛造性の改善を図るために、様々な角度から検討した。まず、鋼材の成分組成については、上記したようにＢ添加鋼が提案されているが、Ｂを添加すると焼入れ性が高くなって球状化熱処理を施すと、層状パーライトなど硬度の高い組織が形成されて変形抵抗が上昇してしまい冷間鍛造性を十分に向上させることが難しいことから、本発明ではＢを添加しない成分組成を基本とした。
また鋼材の金属組織を適切に制御することが冷間鍛造性向上に有効であるとの考えに基づいて検討を重ねた。セメンタイトとフェライトの混合組織とすることが冷間鍛造性向上に有効であるが、特にフェライト粒径やセメンタイトのアスペクト比等も最適化することが冷間鍛造性を一層向上させる上で必要であることがわかった。金属組織に層状パーライトやベイナイト、マルテンサイトの割合が多くなると、鋼材の強度が上昇することがあることから、これら組織の割合を低くして鋼材の金属組織をセメンタイトとフェライトの混合組織とすることが冷間鍛造性を向上させるためには有効である。しかしセメンタイトとフェライトの混合組織とした場合であっても、セメンタイトの球状化が不十分であると、鋼材の強度を十分に低減できず、更にセメンタイトの球状化が図れたとしてもセメンタイトの分散状態によってはかえって析出強化が生じてしまうことから、セメンタイトの球状化の度合いや隣接するセメンタイトの距離を規定する必要がある。またフェライト結晶粒の大きさも冷間鍛造性に影響を及ぼし、結晶粒の大きさによってはかえって強度が上昇してしまうことから、フェライト結晶粒径のサイズを特定の範囲とする必要があることが分かった。さらに適切に上記金属組織を制御するには複数回加熱処理を行うことが有効であることも見出した。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、フェライト、及びセメンタイトの面積率を適切に制御する点、セメンタイトの結晶粒のアスペクト比と隣接するセメンタイトの粒子間距離（平均重心間距離）を特定の範囲に制御する点、フェライトの平均結晶粒径を特定の範囲に制御する点、及び鋼材の化学成分組成を適切に制御する点に特徴を有している。またこのような鋼材を得るための本発明の製法は、熱間圧延後の圧延材に複数回の熱処理を加えると共に、熱処理時の加熱温度、冷却速度等を適切に制御する点に特徴を有している。以下、本発明について具体的に説明する。
まず、鋼の金属組織について説明する。
金属組織：セメンタイトとフェライトを有すること
上記したように、セメンタイトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間鍛造性向上に寄与する金属組織である。もっとも上記したように単に球状化したセメンタイトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、並びにセメンタイトのアスペクト比、セメンタイトの平均重心間距離、及びフェライト結晶粒の平均粒径等も満足する必要がある。
上記したように、セメンタイトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間鍛造性向上に寄与する金属組織である。もっとも上記したように単に球状化したセメンタイトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、並びにセメンタイトのアスペクト比、セメンタイトの平均重心間距離、及びフェライト結晶粒の平均粒径等も満足する必要がある。
セメンタイトとフェライトの合計面積率：全組織に対して９５面積％以上
本発明の鋼の冷間鍛造性向上効果は、金属組織をセメンタイトとフェライトの混合組織とすることによって発現するものである。このような効果を得るためには全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上、好ましくは９７面積％以上、より好ましくは９９面積％以上である。なお、セメンタイトとフェライト以外の金属組織には、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイトなどが含まれるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間鍛造性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は、更に好ましくは１００面積％である。
本発明の鋼の冷間鍛造性向上効果は、金属組織をセメンタイトとフェライトの混合組織とすることによって発現するものである。このような効果を得るためには全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上、好ましくは９７面積％以上、より好ましくは９９面積％以上である。なお、セメンタイトとフェライト以外の金属組織には、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイトなどが含まれるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間鍛造性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は、更に好ましくは１００面積％である。
なお、セメンタイトとフェライトの比率は特に限定されないが、おおむねセメンタイト：フェライト＝２〜２０：９８〜８０に制御することが好ましい。
セメンタイトの９０％以上のアスペクト比：３以下
セメンタイトは、アスペクト比（長径／短径）が３以下である必要がある。このアスペクト比が３よりも大きいと、強度を十分低減することが難しく、例えば界面で亀裂が発生して冷間鍛造時に割れが発生し易くなる。更に高ひずみ後の硬度上昇が顕著になり、金型などの塑性加工用治工具の寿命が低下する。アスペクト比は小さいほど良く、好ましいセメンタイトのアスペクト比は２．５以下、より好ましく２．０以下である。
セメンタイトは、アスペクト比（長径／短径）が３以下である必要がある。このアスペクト比が３よりも大きいと、強度を十分低減することが難しく、例えば界面で亀裂が発生して冷間鍛造時に割れが発生し易くなる。更に高ひずみ後の硬度上昇が顕著になり、金型などの塑性加工用治工具の寿命が低下する。アスペクト比は小さいほど良く、好ましいセメンタイトのアスペクト比は２．５以下、より好ましく２．０以下である。
また全セメンタイト中に占めるアスペクト比が３以下のセメンタイトを多くすることによって、鋼材の硬さの低減が図れると共に、粗大なセメンタイト（アスペクト比３超）に起因する局部的な割れの発生を抑制できるので、冷間鍛造性が向上する。一方、アスペクト比が３よりも大きいセメンタイトが残存している場合は鋼材の軟質化、延性向上が不十分となる。こうした観点から、９０％以上、好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％以上のセメンタイトの大きさが、アスペクト比で３以下、好ましくは２．５以下とした。アスペクト比は個々のセメンタイトについて長径を求め、その長径の方向に直角な方向の径を短径とした場合における、長径／短径の比である。
なお、アスペクト比が３以下のセメンタイトであっても、極端に粗大なセメンタイトが存在すると冷間鍛造性を悪化させることがあるため、平均粒径が好ましくは０．０５μｍ以上、より好ましくは０．１μｍ以上であって、好ましくは３．０μｍ以下、より好ましくは２．０μｍ以下であることが望ましい。セメンタイトの平均粒径は、画像解析にて個々のセメンタイトの面積を求め、それらの面積を有する真円の直径値の平均値として求められる。
セメンタイトの平均重心間距離：１．５μｍ以上
上記したようにセメンタイトのアスペクト比を小さくすることは、冷間鍛造性向上に有効であるが、隣接するセメンタイト間の距離が近すぎると、鋼材を十分に軟質化できない。したがって隣接するセメンタイトの平均重心間距離を１．５μｍ以上とする。好ましくは１．７μｍ以上、より好ましくは１．９μｍ以上とするのがよい。このように適切に平均重心間距離を確保して隣接するセメンタイト粒同士を互いに独立させておくことで、冷間鍛造性が改善される。一方、セメンタイトの平均重心間距離が離れすぎていても効果が飽和するため、好ましい上限は１０μｍ以下、より好ましく８μｍ以下である。
上記したようにセメンタイトのアスペクト比を小さくすることは、冷間鍛造性向上に有効であるが、隣接するセメンタイト間の距離が近すぎると、鋼材を十分に軟質化できない。したがって隣接するセメンタイトの平均重心間距離を１．５μｍ以上とする。好ましくは１．７μｍ以上、より好ましくは１．９μｍ以上とするのがよい。このように適切に平均重心間距離を確保して隣接するセメンタイト粒同士を互いに独立させておくことで、冷間鍛造性が改善される。一方、セメンタイトの平均重心間距離が離れすぎていても効果が飽和するため、好ましい上限は１０μｍ以下、より好ましく８μｍ以下である。
なお、平均重心間距離は画像解析において（１）接続する線は他の画像上を通らない、（２）接続する線が交差する場合は短い方の線を残すという制約の下で隣接する画像（セメンタイト粒）の重心を直線で結びその線分の長さを測定し、その平均した値である。この際、測定対象となるセメンタイトは、金属組織に含まれる全セメンタイトのうち、最短距離で隣接するセメンタイト間の距離であり、測定対象はアスペクト比が３以下のセメンタイトに限定されない。
フェライトの平均結晶粒径：５〜２０μｍ
フェライトの平均結晶粒径が大きすぎると、軟質化が図れず、変形能が低下するため十分な冷間鍛造性を確保できない。したがってフェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下、より好ましく１８μｍ以下、更に好ましくは１６μｍ以下である。一方、フェライトの平均結晶粒径が微細化し過ぎるとかえって強度が高くなる可能性があること、また、５μｍ未満の粒径とすることは製造条件的にも難しいことから、本発明においては５μｍ以上とした。好ましくは７μｍ以上、より好ましくは９μｍ以上とする。
フェライトの平均結晶粒径が大きすぎると、軟質化が図れず、変形能が低下するため十分な冷間鍛造性を確保できない。したがってフェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下、より好ましく１８μｍ以下、更に好ましくは１６μｍ以下である。一方、フェライトの平均結晶粒径が微細化し過ぎるとかえって強度が高くなる可能性があること、また、５μｍ未満の粒径とすることは製造条件的にも難しいことから、本発明においては５μｍ以上とした。好ましくは７μｍ以上、より好ましくは９μｍ以上とする。
冷間鍛造性に優れた特性を有する本発明の鋼は、上記鋼の金属組織を満足するだけでなく、鋼の化学成分組成も満足することが必要である。
Ｃ：０．１５〜０．６％
Ｃは、冷間鍛造後の製品強度を確保するために必要な元素であり、０．１５％以上含有させることによって、部品として必要な強度を確保できる。Ｃは、好ましくは０．２０％以上、より好ましく０．２５％以上である。しかしＣ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。したがってＣ量は０．６％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｃは、冷間鍛造後の製品強度を確保するために必要な元素であり、０．１５％以上含有させることによって、部品として必要な強度を確保できる。Ｃは、好ましくは０．２０％以上、より好ましく０．２５％以上である。しかしＣ量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。したがってＣ量は０．６％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは、脱酸元素として作用し、また固溶体硬化によって製品強度を確保するために必要な元素である。Ｓｉが少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。したがってＳｉは、０．０５％以上、好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上とする。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼の強度が過度に高くなり冷間鍛造性が劣化する。したがってＳｉは、０．６％以下、好ましくは０．５５％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸元素として作用し、また固溶体硬化によって製品強度を確保するために必要な元素である。Ｓｉが少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。したがってＳｉは、０．０５％以上、好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上とする。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼の強度が過度に高くなり冷間鍛造性が劣化する。したがってＳｉは、０．６％以下、好ましくは０．５５％以下、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて製品強度を向上させるのに必要な元素であり、０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。しかしＭｎが過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて過剰にベイナイトが生成したり、マルテンサイトが生成し易くなり、強度が上昇して冷間鍛造性が劣化する。したがってＭｎは、１．５％以下、好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．０％以下とする。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて製品強度を向上させるのに必要な元素であり、０．１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。しかしＭｎが過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて過剰にベイナイトが生成したり、マルテンサイトが生成し易くなり、強度が上昇して冷間鍛造性が劣化する。したがってＭｎは、１．５％以下、好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．０％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると粒界偏析を起こし、延性劣化原因となるので、できるだけ低減する必要がある。したがってＰは、０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４０％以下とする。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難である。
Ｐは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、Ｐ量が過剰になると粒界偏析を起こし、延性劣化原因となるので、できるだけ低減する必要がある。したがってＰは、０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４０％以下とする。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難である。
Ｓ：０．００１〜０．０５％
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素であり、０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。しかしＳ量が過剰になると、ＭｎＳ系介在物量が増大し、延性劣化原因となるので、出来るだけ低減する必要がある。したがってＳは、０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素であり、０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。しかしＳ量が過剰になると、ＭｎＳ系介在物量が増大し、延性劣化原因となるので、出来るだけ低減する必要がある。したがってＳは、０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、製品強度を向上させるために有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｃｒは０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間鍛造性を劣化させることから、Ｃｒ量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、製品強度を向上させるために有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｃｒは０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間鍛造性を劣化させることから、Ｃｒ量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として有用であると共に、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌは、０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上とする。しかしＡｌが過剰になると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成して冷間鍛造性を劣化させる。したがってＡｌは０．１％以下、好ましくは０．０９０％以下、より好ましくは０．０８０％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として有用であると共に、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌは、０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上とする。しかしＡｌが過剰になると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成して冷間鍛造性を劣化させる。したがってＡｌは０．１％以下、好ましくは０．０９０％以下、より好ましくは０．０８０％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれていると、ひずみ時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間鍛造性が劣化する。したがってＮは、０．０１％以下、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。
Ｎは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれていると、ひずみ時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間鍛造性が劣化する。したがってＮは、０．０１％以下、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。
本発明に係る鋼の成分組成は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。
また、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ、及びＲＥＭなどを積極的に含有させてもよい。
Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは、焼入れ性を向上させると共に、製品強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上である、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、強度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。したがってＣｕ、Ｎｉ、及びＭｏは夫々０．２５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２２％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは、焼入れ性を向上させると共に、製品強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは夫々好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上である、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、強度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。したがってＣｕ、Ｎｉ、及びＭｏは夫々０．２５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２２％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｎと結合して化合物（窒化物）を形成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減させて、変形抵抗低減効果が得られる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、窒化物量が増加し、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性が劣化するため、Ｔｉ、Ｎｂは夫々好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは、０．１５％以下であり、Ｖは好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．０％以下である。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｎと結合して化合物（窒化物）を形成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減させて、変形抵抗低減効果が得られる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、窒化物量が増加し、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性が劣化するため、Ｔｉ、Ｎｂは夫々好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは、０．１５％以下であり、Ｖは好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．０％以下である。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素
Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ、及びＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ及びＲＥＭは夫々好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、Ｍｇ及びＬｉは夫々好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１５％以下、ＣａとＲＥＭは夫々好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４５％以下、更に好ましくは０．０４０％以下である。なお、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ、及びＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ及びＲＥＭは夫々好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、Ｍｇ及びＬｉは夫々好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１５％以下、ＣａとＲＥＭは夫々好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４５％以下、更に好ましくは０．０４０％以下である。なお、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉ、およびＲＥＭは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
なお、上記したように本願発明ではＢを添加しないことを前提とするが、Ｂは不可避的に不純物として混入する場合もある。Ｂ含有量が多くなると冷間鍛造性を悪化させることから、Ｂは出来るだけ少ない方がよく、不可避的に混入するような場合があったとしても、その上限は０．０００３％未満とする。Ｂは好ましくは０．０００２％以下、より好ましくは０．０００１％以下とする。
上記金属組織を有する鋼材を得るには、熱間圧延後、複数回の熱処理を行うと共に、熱処理条件を適切に制御することが有効である。
上記本発明の鋼材は、上記成分組成を満足する鋼を、熱間加工処理した後、室温まで一旦冷却してから、熱処理を行う。具体的な熱処理条件は、室温からＡ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域に昇温して、昇温後に前記Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域で０〜１ｈｒ保持してから、前記Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域からＡ１点−１００℃〜Ａ１点−３０℃までの温度域を１０〜２００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を２回以上行った後、Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に昇温して前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域で保持してから冷却するにあたり、昇温の際にＡ１点に達してからＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に保持した後に冷却する際、Ａ１点に達するまでのＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域滞在時間を１０分〜２時間とし、前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域からのＡ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃までの冷却温度域を１０〜１００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で１０分〜５時間保持してから更に冷却することによって製造できる。
特に上記金属組織を満足する鋼とするには、熱間加工後の熱処理条件を適切に制御することが望ましい。以下、本発明の熱処理条件を図１を参照にしながら説明するが、本発明の熱処理パターンは図１に限定されず、適宜変更することができる。例えば図１では１回目の焼鈍処理をＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の範囲で行い、２回目の焼鈍処理をＡ１点〜Ａ１点＋５０℃の範囲で行っているが、これに限定されず、本発明の範囲内（Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃）で変化させることができる。また図１では１回目の焼鈍後、直ちに２回目の焼鈍を行っているが、これに限定されず、１回目と２回目の焼鈍間隔は例えば０〜２時間の範囲内で制御することもできる。
本発明で規定する熱処理は、上記成分組成を満足する鋼を熱間加工処理した後に施すものであるが、熱間加工処理条件は特に限定されず、所望の温度（例えば８００〜１３００℃程度）で加工を施せばよい。
熱間加工後の鋼材（ここで鋼材の温度は室温である）をＡ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域に加熱する（図１中、１）。鋼材を上記温度域に加熱（昇温速度は例えば３０℃／ｈｒ〜１００℃／ｈｒ）することによって、層状セメンタイトを溶解させて分断しつつ、該セメンタイトを部分的に残存させることができる。この残存セメンタイトが核となって球状化したセメンタイトを成長させることができ、またアスペクト比が大きいセメンタイト（層状セメンタイト、棒状パーライト）の析出を防ぎつつ粒子間距離（平均重心間距離）を大きくすることができる。加熱温度がＡ１点よりも低いと層状セメンタイトを十分に溶解・分断することができないため、アスペクト比の大きいセメンタイトが残存して硬度が高くなってしまう。一方、Ａ１点＋５０℃を超えて加熱すると、セメンタイトが全て溶けてしまうため、球状セメンタイトの核となるセメンタイトがなく、所望のアスペクト比の球状セメンタイトが得られなくなると共に、続く冷却によって層状セメンタイトが析出して強度が高くなってしまう。またフェライトの結晶粒径も大きくなり過ぎる。好ましい加熱温度はＡ1点+５℃以上、より好ましくはＡ１点+１０℃以上であって、好ましくはＡ１点＋４０℃以下、より好ましくはＡ１点＋３０℃以下である。
続いて加熱された昇温後の鋼材を該温度域（Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃）で０分〜１ｈｒ保持する（図１中、２）。ここで保持するとは、当該温度域において、略同一の温度を維持する時間をいい、昇温後から冷却開始までの期間をいう（図１中、Ｈ）。当該温度域で鋼材を保持することによって、セメンタイトの溶解・分断を促進できる。保持時間が長すぎるとセメンタイトの溶解が進みすぎてしまい、アスペクト比３以下の球状セメンタイトが得られなくなることがある。したがって保持時間は１ｈｒ以下、好ましくは５０分以下、より好ましく４０分以下とする。保持時間の下限は特に限定されず、上記加熱によって層状のセメンタイトが十分に溶解・分断して、球状セメンタイトの核となる程度に残存していれば一定時間保持することなく、昇温後、保持することなく直ちに後記する冷却を行ってもよい。したがって保持時間の下限は０分であるが、好ましくは０．５分以上、より好ましく１分以上である。なお、鋼材をＡ１点＋３０℃〜Ａ１点＋５０℃の温度範囲に加熱する場合は、セメンタイトが溶解し易い温度域であるため、保持時間が長いとセメンタイトが溶解し過ぎてしまい、アスペクト比３以下のセメンタイトを得ることが難しくなることから、保持時間は２０分以下、より好ましくは１５分以下とすることが望ましい。
次に上記温度域（Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃）から、Ａ１点−１００℃〜Ａ１点−３０℃までの温度域を１０〜２００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する（図１中、３）。上記温度域からＡ１点−１００℃〜Ａ１点−３０℃の温度域まで冷却することによって上記加熱によって残留したセメンタイトへ固溶Ｃを凝集させて、球状化したセメンタイトを成長させることができる。この際、平均冷却速度が速すぎると、セメンタイトが成長するよりも、むしろ層状セメンタイトが再析出するため望ましくない。したがって平均冷却速度を２００℃／ｈｒ以下とする。好ましい平均冷却速度は１００℃／ｈｒ以下、より好ましい平均冷却速度は８０℃／ｈｒ以下である。一方、平均冷却速度が遅すぎるとフェライト粒径が粗大化すると共に、処理に時間がかかりすぎるため望ましくない。したがって平均冷却速度は１０℃／ｈｒ以上、好ましくは１５℃／ｈｒ以上、より好ましくは２０℃／ｈｒ以上である。
本発明では上記条件での熱処理を２回以上行う必要がある（図１中、１、２、３と、１’、２’、３’で２回を表す）。１回だけの熱処理では層状セメンタイトを十分に溶解・分断できず、また得られる球状セメンタイトのアスペクト比は３を超えて大きいままであるため、強度低下が不十分である。また隣接する球状セメンタイト間の平均重心間距離も十分に広げることができず、更にフェライト粒径も大きいままであるため、所望の冷間鍛造性が得られない。上記熱処理を複数回行うと、加熱によってセメンタイトが溶けて徐々にサイズダウンしていき、特に微細化された球状セメンタイトは加熱の度に溶けて消失するため、平均重心間距離を大きくすることができる。また適切な冷却速度で冷却することによって、固溶Ｃの凝集によって球状セメンタイトが成長するため、所望の比率のアスペクト比が得られるようになる。更にフェライト径も所望の範囲の大きさとすることができる。なお、複数回行う熱処理は、本発明で規定する範囲内であれば夫々異なる条件で熱処理を行ってもよい。
上記熱処理の繰り返し回数は特に限定されず、目的の金属組織を得ることができるように行えばよい。ただし、球状化熱処理材の軟質化を更に進めるには、繰り返し回数は好ましくは３回以上、より好ましくは４回以上である。一方、繰り返し回数が多すぎると効果が飽和することがあるため、好ましくは８０回以下、より好ましくは６０回以下である。
上記熱処理を複数回行った後（最終熱処理以外の上記複数回の熱処理をまとめて前段熱処理ということがある）、最終熱処理としてＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に加熱する。最終加熱処理は上記前段熱処理と同様にセメンタイトのアスペクト比や平均重心間距離、フェライトの結晶粒径等の金属組織制御を目的として行うものである。すなわち、これら金属組織は上記前段熱処理によって既に望ましい状態になっているものの、規定範囲を外れるセメンタイトのアスペクト比や平均重心間距離、フェライトの平均結晶粒径等が存在するため、これらを本発明で規定する所定の範囲に制御する目的で、熱処理条件をより厳密に制御して最終熱処理を行う。
まず上記前段熱処理後、鋼材をＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域まで加熱する（図１中、１０）。最終熱処理における加熱温度がＡ１点よりも低いと不要なセメンタイトを十分に溶解することができずに残存するため、セメンタイトの平均重心間距離を所望の範囲とすることが難しくなる。一方、Ａ１点＋３０℃を超えて加熱すると、前段加熱処理で形成したセメンタイトが溶けてしまい、所望のアスペクト比のセメンタイトが得られなくなる。好ましい加熱温度はＡ１点＋５℃以上、より好ましくはＡ１点+１０℃以上であって、好ましくはＡ１点＋２５℃以下、より好ましくはＡ１点＋２０℃以下である。
またＡ１点に達してから上記温度域（Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃）で保持して再びＡｌ点を下回る温度になるまでの鋼材滞在時間は１０分〜２時間とする（図１中、Ｈ２とＲで示される太線部分が滞在時間対象領域である）。上記温度域（Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃）での滞在時間（Ａ１点→Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃→Ａ１点）が１０分より短いと、微細なセメンタイトが十分に溶解されず、平均重心間距離を十分に大きくすることが難しくなる。一方上記温度域での滞在時間が２時間を超えると、セメンタイトの多くが溶解してしまい、その後の冷却時に層状セメンタイトなどアスペクト比の大きいセメンタイトが析出し易くなり、またフェライトの結晶粒径が粗大化してしまうため、所望の冷間鍛造性が得られなくなる。滞在時間は好ましくは１５分以上、より好ましくは２０分以上、好ましくは１．５時間以下、より好ましくは６０分以下である。
なお、上記温度域での保持時間（Ａ１〜Ａ１＋３０℃の温度域での保持時間、図１中、Ｈ２で示す部分）は特に限定されず、上記温度域での滞在時間が１０分〜２時間となる範囲であればよい。
上記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域で保持した後、Ａ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃まで冷却する（図１中、３０）。この際、冷却速度によっては層状セメンタイトが析出したり、微細なセメンタイトが多数析出して平均重心間距離が短くなって硬度が上昇することがある。したがって球状セメンタイトの成長を促す観点から冷却速度を適切に制御する必要がある。平均冷却速度が１００℃／ｈｒを超えると球状セメンタイトの成長が不十分となる。また平均冷却速度が１０℃／ｈｒを下回ると粗大なフェライトが析出する。したがって、平均冷却速度は１０〜１００℃／ｈｒの範囲内に制御することとした。好ましくは１５℃／ｈｒ以上、より好ましくは２０℃／ｈｒ以上、好ましくは８０℃／ｈｒ以下、より好ましくは６０℃／ｈｒ以下である。
平均冷却温度をＡ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃までとしたのは、この温度域まで上記平均冷却速度で冷却することによって、固溶Ｃを凝集させてセメンタイトの成長を促進できるからである。
そして鋼材を上記温度域（Ａ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃）において１０分〜５時間保持する（図１中、４０の箇所であり、Ｈ３で示される太線部分）。上記温度域で一定時間保持することによって、より一層多くの固溶Ｃをセメンタイトに凝集させて、上記所望のアスペクト比のセメンタイトの割合を９０％以上とできるからである。保持時間が短すぎる場合、このような効果を得ることができず、また冷却後に硬度が上昇してしまう。したがって保持時間は１０分以上、好ましくは２０分以上、更に好ましくは３０分以上とする必要がある。一方、保持時間が長すぎても得られる効果が飽和することから、５時間以下とする。好ましくは４時間以下、より好ましくは３時間以下、更に好ましくは２時間以下である。
上記Ａ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃の温度域で上記所定時間保持した後、鋼材を冷却する。冷却条件としては、空気中で放冷（特に温度制御などを行わない）するなどして鋼材の温度を室温など所望の温度に低下させればよい（図１中、５０）。ここで放冷とは、おおむね平均冷却速度が５〜２０℃／ｓの範囲内で冷却することをいう。
上記最終熱処理は必須工程であるので、本発明では図１に示したように少なくとも前段熱処理（２回以上）と最終熱処理を合わせて３回の加熱処理が行われる。そして上記一連の熱処理を施すことによって鋼の金属組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率を９５面積％以上とすることができると共に、セメンタイトの９０％以上のアスペクト比が３以下であって、且つセメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であり、更にフェライトの平均結晶粒径が５〜２０μｍである鋼材を得ることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す化学成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）２０ｋｇを真空誘導炉で溶解してインゴットに鋳造し、該インゴットを１２００℃に熱間鍛造してビレットを得てから冷却した。続いてビレットを９００℃に加熱した後、熱間鍛造して直径１７ｍｍの丸棒としてから空冷した。得られた丸棒を下記表２に示す条件で球状化焼鈍処理を行って試験片を作製した。
得られた試験片について下記試験に基づいて金属組織、及び金属組織の面積割合、アスペクト比３以下のセメンタイトの割合、セメンタイトの平均重心間距離、フェライト平均結晶粒径、変形抵抗について調べた。結果を表３、４に示す。
（金属組織の観察）
上記各試験片について、下記に示す手順で金属組織、及び金属組織の面積割合を測定した。
上記各試験片について、下記に示す手順で金属組織、及び金属組織の面積割合を測定した。
球状化焼鈍後の各試験片を、（長手方向（圧延方向）に対して垂直に切断、縦断面が観察できるよう樹脂に埋め込んでから）、Ｄ／４位置（Ｄは線材直径）で該切断面をナイタール腐食し、光学顕微鏡で観察した結果、今回の実施例で作成した試料は全てほぼ１００％がセメンタイトとフェライトであることを確認した。
（球状セメンタイトのアスペクト比）
上記金属組織の観察と同様に試験片を垂直に切断した後、樹脂に埋め込んでからエメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨した。その後ピクラールでエッチングした後、試験片の鏡面研磨面を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：観察倍率は組織サイズに応じて２０００〜５０００倍で観察・画像撮影した。任意の１０箇所で観察を行い、各観察箇所の写真を撮影した。撮影した画像を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を使って画像の解析を行い、球状セメンタイトのアスペクト比を求めると共に、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合を求めた。
上記金属組織の観察と同様に試験片を垂直に切断した後、樹脂に埋め込んでからエメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨した。その後ピクラールでエッチングした後、試験片の鏡面研磨面を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：観察倍率は組織サイズに応じて２０００〜５０００倍で観察・画像撮影した。任意の１０箇所で観察を行い、各観察箇所の写真を撮影した。撮影した画像を画像解析装置（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を使って画像の解析を行い、球状セメンタイトのアスペクト比を求めると共に、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合を求めた。
（球状セメンタイトの平均重心間距離）
上記と同様にして試験片を鏡面研磨して、２０００〜５０００倍で１０視野について写真撮影を行い、画像解析によって平均重心間距離を求めて平均化した。
上記と同様にして試験片を鏡面研磨して、２０００〜５０００倍で１０視野について写真撮影を行い、画像解析によって平均重心間距離を求めて平均化した。
（フェライトの粒径）
上記の金属組織の観察と同じ測定領域（縦断面のＤ／４位置）において、画像解析装置により、フェライト粒度番号Ｎを比較法（ＪＩＳ Ｇ０５５２「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」）によって求め、下記式から粒径Ｄαを求めた。
Ｄα＝０．２５４／［２(N-1)/2］×１００
上記の金属組織の観察と同じ測定領域（縦断面のＤ／４位置）において、画像解析装置により、フェライト粒度番号Ｎを比較法（ＪＩＳ Ｇ０５５２「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」）によって求め、下記式から粒径Ｄαを求めた。
Ｄα＝０．２５４／［２(N-1)/2］×１００
（圧縮試験による変形抵抗）
上記各試験片から直径１０ｍｍ×長さ１５ｍｍ円柱状の圧縮試験片を切り出して、室温下で端面高速圧縮試験を行って測定した。圧縮時における歪速度は１０s-1とし、圧縮率は７０％とし、７０％での鋼の変形抵抗値を測定した。また７０％圧縮後に各試験片に割れが生じているか目視で確認した。
上記各試験片から直径１０ｍｍ×長さ１５ｍｍ円柱状の圧縮試験片を切り出して、室温下で端面高速圧縮試験を行って測定した。圧縮時における歪速度は１０s-1とし、圧縮率は７０％とし、７０％での鋼の変形抵抗値を測定した。また７０％圧縮後に各試験片に割れが生じているか目視で確認した。
上記結果より、本発明の要件を満足する表３、４のＮｏ．１６〜２７、３１〜４３、５３、５４は変形抵抗が低減されており、割れも発生することなく、優れた冷間鍛造性を有していた。一方で本発明の要件を満足しない例では以下の様な不具合を有していた。
本発明の製造条件（加熱温度、保持温度、冷却速度などの熱処理条件）を満足しないＮｏ．１〜１５、２８〜３０、４４〜５２、５５、５６では、本発明で規定する金属組織の要件（面積率、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合、球状セメンタイトの平均重心間距離、フェライト粒径）を満足せず、変形抵抗に劣った。
詳細には、熱処理を１回しか行わなかったＮｏ．１〜１５では、アスペクト比が３以下の球状セメンタイトの割合が、２５〜６３％程度しか得られなかったため、変形抵抗が高かった。
本発明の成分組成を満足しないＮｏ．２８は、変形抵抗が高く、またＮｏ．２９、３０では、本発明で規定する成分組成と金属組織の要件（アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合、セメンタイトの平均重心間距離）を満足せず、変形抵抗を満足しなかった。
また複数回の熱処理を行った例のうち、Ｎｏ．４４は、１回目の加熱後の冷却速度が本発明の規定を外れる３００℃／ｈｒでおこなった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、また球状セメンタイトの平均重心間距離が不十分であった。
Ｎｏ．４５は、熱処理時の加熱温度がＡ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域を外れると共に、最終熱処理時の冷却速度が遅かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、また球状セメンタイトの平均重心間距離が不十分であった。またフェライト粒径が粗大化していた。
Ｎｏ．４６は、最終熱処理時の加熱温度域（Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃）での滞在時間が短く（８分）、また冷却速度が速すぎた例である。この例では、球状化セメンタイトの平均重心間距離が不十分であった。
Ｎｏ．４７は、最終熱処理時の加熱温度域（Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃）よりも高く、また該温度域での滞在時間が長かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、またフェライト粒径が粗大化していた。
Ｎｏ．４８は、熱処理（前段熱処理）を１回しか行わずに最終熱処理を行っており、その際最終熱処理時の冷却速度が速かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。
Ｎｏ．４９は、最終熱処理時の加熱温度域での滞在時間が長く、冷却後の温度域（Ａ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃）での保持時間が短かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。
Ｎｏ．５０は、熱処理時の加熱温度がＡ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域よりも低かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。
Ｎｏ．５１は、熱処理時の冷却温度がＡ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃の温度域よりも高かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。
Ｎｏ．５２は、最終熱処理時冷却後の温度域（Ａ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃）での保持時間が短かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低く、球状セメンタイトの平均重心間距離も不十分であった。
Ｎｏ．５５は、最終熱処理時の加熱温度域での滞在時間が短く、また冷却速度が速すぎた例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低くかった。
Ｎｏ．５６は、熱処理（前段熱処理）を１回しか行わずに最終熱処理を行っており、その際最終熱処理時の冷却速度が速かった例である。この例では、アスペクト比３以下の球状セメンタイトの割合が低くかった。
上記Ｎｏ．４４〜５２、５５、５６はいずれも変形抵抗が高かった。
参考として上記実施例における各鋼の変形抵抗と炭素当量との関係について図２に示す。鋼材の成分（炭素当量）が異なると、基準となる変形抵抗の値も異なることから、成分（炭素当量）別の変形抵抗を図２で示した。図２に示されているように、本発明の鋼は変形抵抗が低くなっていることがわかる。なお、炭素当量（Ｃｅｑ）は、「冷間鍛造用炭素鋼線材の変形抵抗と延性に関するデータシート」 Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ ＪＳＴＰ ｖｏｌ．２７ ｎｏ．３０４（１９８６−５） 第５７１頁図７記載の「Ｃ＋１／５（Ｓｉ＋Ｍｎ）／％」に基づいて算出した値である。
Claims (5)
- Ｃ：０．１５〜０．６％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、
鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上であると共に、前記セメンタイトの９０％以上のアスペクト比が３以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心間距離が１．５μｍ以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が５〜２０μｍであることを特徴とする冷間鍛造性に優れた鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項１に記載の鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
Ｖ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項１または２に記載の鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、熱間加工処理した後、室温まで冷却し、その後、Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域に昇温して、昇温後に前記Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域で０〜１ｈｒ保持してから、前記Ａ１点〜Ａ１点＋５０℃の温度域からＡ１点−１００℃〜Ａ１点−３０℃までの温度域を１０〜２００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を２回以上行った後、
Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に昇温して前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域で保持してから冷却するにあたり、昇温の際にＡ１点に達してからＡ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域に保持した後に冷却する際、Ａ１点に達するまでの前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域滞在時間を１０分 〜２時間とし、前記Ａ１点〜Ａ１点＋３０℃の温度域からのＡ１点−１００℃〜Ａ１点−２０℃までの冷却温度域を１０〜１００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で１０分〜５時間保持してから更に冷却することを特徴とする冷間鍛造性に優れた鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010293664A JP5576785B2 (ja) | 2010-12-28 | 2010-12-28 | 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010293664A JP5576785B2 (ja) | 2010-12-28 | 2010-12-28 | 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2012140674A true JP2012140674A (ja) | 2012-07-26 |
| JP5576785B2 JP5576785B2 (ja) | 2014-08-20 |
Family
ID=46677230
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010293664A Expired - Fee Related JP5576785B2 (ja) | 2010-12-28 | 2010-12-28 | 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5576785B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012177154A (ja) * | 2011-02-25 | 2012-09-13 | Jfe Steel Corp | 冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管およびその製造方法 |
| JP2014201813A (ja) * | 2013-04-08 | 2014-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間鍛造用鋼の製造方法 |
| WO2015141840A1 (ja) * | 2014-03-20 | 2015-09-24 | 新日鐵住金株式会社 | 良加工性鋼線材およびその製造方法 |
| JP2015183265A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性または被削性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP2016186120A (ja) * | 2015-03-27 | 2016-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品 |
| WO2017038436A1 (ja) * | 2015-09-03 | 2017-03-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械構造部品用鋼線 |
| KR20230159707A (ko) | 2021-03-31 | 2023-11-21 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 기계 구조 부품용 강선 및 그 제조 방법 |
| KR20230159706A (ko) | 2021-03-31 | 2023-11-21 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 기계 구조 부품용 강선 및 그 제조 방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001081528A (ja) * | 1999-09-10 | 2001-03-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性と焼入れ性に優れた高炭素鋼帯およびその製造方法 |
-
2010
- 2010-12-28 JP JP2010293664A patent/JP5576785B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001081528A (ja) * | 1999-09-10 | 2001-03-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性と焼入れ性に優れた高炭素鋼帯およびその製造方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| JPN6013064675; 社団法人日本鉄鋼協会: 鋼の熱処理 改訂５版, 19691001, ｐ．４４, 丸善株式会社 * |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012177154A (ja) * | 2011-02-25 | 2012-09-13 | Jfe Steel Corp | 冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管およびその製造方法 |
| JP2014201813A (ja) * | 2013-04-08 | 2014-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間鍛造用鋼の製造方法 |
| US20170101696A1 (en) * | 2014-03-20 | 2017-04-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Excellent workability steel wire rod and method for production of same |
| WO2015141840A1 (ja) * | 2014-03-20 | 2015-09-24 | 新日鐵住金株式会社 | 良加工性鋼線材およびその製造方法 |
| CN105899705A (zh) * | 2014-03-20 | 2016-08-24 | 新日铁住金株式会社 | 良加工性钢线材及其制造方法 |
| US10221464B2 (en) | 2014-03-20 | 2019-03-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Excellent workability steel wire rod and method for production of same |
| KR101817887B1 (ko) | 2014-03-20 | 2018-01-11 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 양호 가공성 강선재 및 그 제조 방법 |
| JPWO2015141840A1 (ja) * | 2014-03-20 | 2017-04-13 | 新日鐵住金株式会社 | 良加工性鋼線材およびその製造方法 |
| JP2015183265A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性または被削性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP2016186120A (ja) * | 2015-03-27 | 2016-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 浸炭窒化用鋼材および浸炭窒化部品 |
| WO2017038436A1 (ja) * | 2015-09-03 | 2017-03-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械構造部品用鋼線 |
| KR20230159707A (ko) | 2021-03-31 | 2023-11-21 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 기계 구조 부품용 강선 및 그 제조 방법 |
| KR20230159706A (ko) | 2021-03-31 | 2023-11-21 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 기계 구조 부품용 강선 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5576785B2 (ja) | 2014-08-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5576785B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 | |
| JP5026626B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 | |
| JP5812048B2 (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6079904B2 (ja) | 軸受部品 | |
| JP5458048B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品 | |
| WO2011062012A1 (ja) | 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法 | |
| TWI624550B (zh) | 機械構造零件用鋼線 | |
| JP5913214B2 (ja) | ボルト用鋼およびボルト、並びにそれらの製造方法 | |
| JP2013007091A (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 | |
| WO2016158428A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP2009299189A (ja) | 精密打抜き用高炭素鋼板 | |
| WO2017098964A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| WO2017038436A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP6108924B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼の製造方法 | |
| TWI806526B (zh) | 機械構造零件用鋼線及其製造方法 | |
| WO2022210125A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 | |
| WO2022210124A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 | |
| JP5159296B2 (ja) | 冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 | |
| JP2007246956A (ja) | 冷間鍛造加工性に優れた鋼管およびその製造方法 | |
| JP2018044235A (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP2022158883A (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 | |
| JP2022158882A (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 | |
| JP2022158884A (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 | |
| JP2024521184A (ja) | 伸線加工性に優れた線材及びその製造方法 | |
| CN118804991A (zh) | 钢材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20120828 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20131216 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20140114 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20140307 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20140701 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140704 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5576785 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |