JP2017106048A - Steel wire for machine structural component - Google Patents

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雄基 佐々木
琢哉 高知
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琢哉 高知
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Masamichi Chiba
政道 千葉
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Masayuki Sakata
昌之 坂田
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    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel wire for a machine structural component, having low deformation resistance upon cold working, excellent crack resistance and therefor having excellent cold workability.SOLUTION: The steel wire for a machine structural component is provided that contains C:0.3 mass% to 0.6 mass%, Si:0.05 mass% to 0.5 mass%, Mn:0.2 mass% to 1.7 mass%, P:over 0 mass% and 0.03 mass% or less, S:0.001 mass% to 0.05 mass%, Al:0.005 mass% to 0.1 mass% and N:0 mass% to 0.015 mass% and the balance iron with inevitable impurities and that has a metallographic structure which is composed of ferrite and cementite and in which standard deviation σc of the number of pieces of cementite included in an area of 5 μm×5 μm satisfies the following formula (1) and average particle diameter of cementite is 0.5 μm or more. 1.5≤σc≤4.5 (1), where [C%] represents C content by mass%.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、機械構造部品の素材として用いられる鋼線に関する。より詳細には、圧延により製造した線材に球状化焼鈍を施した後に冷間加工する際の冷間加工性、とりわけ低い冷変形抵抗および優れた耐割れ性を有する機械構造部品用鋼線に関する。   The present invention relates to a steel wire used as a material for machine structural parts. More specifically, the present invention relates to a steel wire for machine structural parts having cold workability, particularly low cold deformation resistance and excellent crack resistance when cold working after spheroidizing annealing on a wire produced by rolling.

自動車用部品、建設機械用部品等の機械構造用部品の多くは、その製造工程において炭素鋼、合金鋼等の熱間圧延線材に、冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍が施される。そして、球状化焼鈍後の圧延線材、即ち鋼線に対し、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等の冷間加工を行い、その後切削加工などの機械加工を施すことによって所定の形状に成形後、さらに焼入れ焼戻し処理による最終的な強度調整を行い、機械構造用部品とされる。   Many mechanical structural parts such as automobile parts and construction machine parts are subjected to spheroidizing annealing for the purpose of imparting cold workability to hot rolled wire such as carbon steel and alloy steel in the manufacturing process. The Then, the rolled wire rod after spheroidizing annealing, that is, the steel wire, is subjected to cold working such as cold forging, cold forging and cold rolling, and then subjected to machining such as cutting to obtain a predetermined shape. After forming, the final strength adjustment is further performed by quenching and tempering to obtain a machine structural component.

冷間加工性、とりわけ、低い変形抵抗と優れた耐割れ性を有することで以下の効果を得ることができる。鋼線の変形抵抗が低いと、加工が容易であり、また金型寿命の向上を期待することができる。また鋼線の耐割れ性を向上させることで、各種部品の歩留り向上を期待することができる。   By having cold workability, especially low deformation resistance and excellent crack resistance, the following effects can be obtained. If the deformation resistance of the steel wire is low, it is easy to process and it can be expected to improve the mold life. Moreover, the yield improvement of various components can be expected by improving the crack resistance of the steel wire.

このため、鋼線の冷間加工性を向上させる技術として、様々な方法が提案されている。 例えば特許文献１には、平均粒径が１５μｍ以下のフェライト組織と、平均アスペクト比が３以下であり、かつ平均粒子径が０．６μｍ以下の球状セメンタイトからなり、前記球状セメンタイトの個数が１ｍｍ２当り１．０×１０６×Ｃ含有量（％）個以上である冷間加工性に優れた鋼線材の技術が開示されている。 For this reason, various methods have been proposed as techniques for improving the cold workability of steel wires. For example, Patent Document 1 includes a ferrite structure having an average particle diameter of 15 μm or less, spherical cementite having an average aspect ratio of 3 or less and an average particle diameter of 0.6 μm or less, and the number of the spherical cementite is 1 mm 2. A technique of steel wire rods having a cold workability of 1.0 × 10 6 × C content (%) or more per one is disclosed.

特許文献１には、上記金属組織を得る方法として、ブルームまたはビレットを、熱間圧延および巻取りを行った後、得られた圧延線材を４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に１０秒以上浸漬し、さらに４５０℃以上６００℃以下の溶融塩槽に２０秒以上１５０秒以下恒温保持した後冷却し、その後６００℃以上７００℃以下にて焼鈍することが開示されている。   In Patent Document 1, as a method for obtaining the above metal structure, after hot rolling and winding a bloom or billet, the obtained rolled wire is placed in a molten salt bath at 400 ° C. or more and 600 ° C. or less for 10 seconds or more. It is disclosed that the substrate is immersed, further kept at a constant temperature in a molten salt bath at 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower for 20 seconds to 150 seconds, cooled, and then annealed at 600 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.

また特許文献２には、セメンタイト間距離の標準偏差をセメンタイト間距離の平均値で除した値が０．５０以下である組織を有する鋼線が開示されている。   Patent Document 2 discloses a steel wire having a structure in which a value obtained by dividing the standard deviation of the distance between cementites by the average value of the distance between cementites is 0.50 or less.

特許文献２には、上記金属組織を得る方法として、熱間圧延後の冷却工程において、７５０〜１０００℃から４００〜５５０℃ までを２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４００〜５５０℃ において２０秒以上保持して恒温変態を完了させ、室温まで冷却し、次に、４０％以下の減面率で粗伸線して球状化焼鈍を行い、その後２０％ 以下の減面率で仕上げ伸線することが開示されている。   In Patent Document 2, as a method for obtaining the metal structure, in the cooling step after hot rolling, 750 to 1000 ° C. to 400 to 550 ° C. are cooled at a cooling rate of 20 ° C./s or more, and 400 to 550 ° C. Hold for 20 seconds or more to complete the isothermal transformation, cool to room temperature, then perform rough spheroidizing with a surface reduction rate of 40% or less and spheroidizing annealing, then finish with a surface reduction rate of 20% or less Drawing is disclosed.

特開２００９−２７５２５２号公報JP 2009-275252 A 特開２００６−３１６２９１号公報JP 2006-316291 A

特許文献１に記載の方法で得られた鋼線は、セメンタイトがほぼ均一に分布し、軟質なフェライト組織が少なくなり、冷間加工時において、変形抵抗が増加する虞がある。また、この方法で得られた鋼線は、セメンタイト粒が微細であり、冷間加工時において、変形抵抗が増加する。   In the steel wire obtained by the method described in Patent Document 1, cementite is almost uniformly distributed, the soft ferrite structure is reduced, and deformation resistance may increase during cold working. In addition, the steel wire obtained by this method has fine cementite grains, and the deformation resistance increases during cold working.

特許文献１および２に記載の鋼線を含め、これまで提案されている鋼線は、冷間鍛造等の冷間加工性を向上させる効果を有する。しかし、冷間加工性を更に向上させた鋼線、とりわけ冷間加工時における変形抵抗を低減するとともに、耐割れ性に優れた鋼線が求められている。   The steel wires proposed so far, including the steel wires described in Patent Documents 1 and 2, have the effect of improving cold workability such as cold forging. However, there is a demand for a steel wire that has further improved cold workability, particularly a steel wire that reduces deformation resistance during cold work and has excellent crack resistance.

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、冷間加工時における変形抵抗が低く、かつ耐割れ性に優れ、よって優れた冷間加工性を有する機械構造部品用鋼線を提供することにある。   The present invention has been made under such circumstances, and the object thereof is steel for machine structural parts having low deformation resistance during cold working and excellent crack resistance, and thus excellent cold workability. Is to provide a line.

本発明に係る機械構造用鋼線は、Ｃ：０．３質量％〜０．６質量％、Ｓｉ：０．０５質量％〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２質量％〜１．７質量％、Ｐ：０質量％超、０．０３質量％以下、Ｓ：０．００１質量％〜０．０５質量％、Ａｌ：０．００５質量％〜０．１質量％、およびＮ：０質量％〜０．０１５質量％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃが下記（１）式を満足し、セメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以上である機械構造部品用鋼線である。
１．５≦σｃ≦４．５ （１） The steel wire for machine structure according to the present invention has C: 0.3 mass% to 0.6 mass%, Si: 0.05 mass% to 0.5 mass%, Mn: 0.2 mass% to 1.7 mass%. % By mass, P: more than 0% by mass, 0.03% by mass or less, S: 0.001% by mass to 0.05% by mass, Al: 0.005% by mass to 0.1% by mass, and N: 0% by mass % To 0.015 mass%, the balance is made of iron and inevitable impurities, the metal structure is composed of ferrite and cementite, and the standard deviation σc of the number of cementites contained in an area of 5 μm × 5 μm is (1) This steel wire for machine structural parts satisfies the formula and has an average particle size of cementite of 0.5 μm or more.
1.5 ≦ σc ≦ 4.5 (1)

本発明の機械構造部品用鋼線は、必要に応じて、Ｃｒ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｕ：０質量％超、０．２５質量％以下、Ｎｉ：０％質量超、０．２５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．２５質量％以下、およびＢ：０質量％超、０．０１質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含有し、かつ下記（２）式を満足してよい。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］＋［Ｂ％］×５０≦０．７５ （２）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］、［Ｍｏ％］および［Ｂ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢの含有量を示す。 If necessary, the steel wire for machine structural parts of the present invention is Cr: more than 0% by mass, 0.5% by mass or less, Cu: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less, Ni: more than 0% by mass 0.25 mass% or less, Mo: more than 0 mass%, 0.25 mass% or less, and B: more than 0 mass%, further containing one or more selected from the group consisting of 0.01 mass% or less And the following expression (2) may be satisfied.
[Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] + [B%] × 50 ≦ 0.75 (2)
However, [Cr%], [Cu%], [Ni%], [Mo%], and [B%] indicate the contents of Cr, Cu, Ni, Mo, and B expressed in mass%, respectively.

本発明に係る、機械構造部品用鋼線は、冷間加工時における変形抵抗が低く、かつ耐割れ性に優れ、よって優れた冷間加工性を有する。   The steel wire for machine structural parts according to the present invention has low deformation resistance during cold working and excellent crack resistance, and thus has excellent cold workability.

図１は、耐割れ性が良好のサンプルおよび不良サンプルにおけるＣ濃度とセメンタイト数の標準偏差との関係を示すグラフである。FIG. 1 is a graph showing the relationship between the C concentration and the standard deviation of the cementite number in samples with good crack resistance and defective samples. 図２（ａ）は、試験Ｎｏ．１５のＦＥ−ＳＥＭによる金属組織観察結果であり、図２（ｂ）は試験Ｎｏ．１６のＦＥ−ＳＥＭによる金属組織観察結果である。FIG. 2 (a) shows test no. 15 is a result of observation of metal structure by FE-SEM, and FIG. It is a metal-structure observation result by 16 FE-SEM.

本発明者らは、冷間加工時の変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を兼備した鋼線を実現すべく、様々な角度から検討した。
冷間加工後の組織に対して、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放出型走査電子顕微鏡）およびＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用いた解析を行った結果、母相においてセメンタイト周囲の局所方位差が大きい鋼線ほど、冷間加工時の耐割れ性が劣化する傾向にあり、ボイド連結による割れが発生しやすくなることを見出した。これは、周囲の局所方位差が大きなセメンタイトほど、ボイドの起点となり、ボイド生成し易いためであると考えられる。更に、疎に分散しているセメンタイトの周囲に比べ、密に集積しているセメンタイトの周囲の方が局所方位差は大きく、セメンタイトの集積部が耐割れ性を劣化させることを見出した。即ち、組織にセメンタイト集積部が多いほど、セメンタイト周囲の局所方位差は大きくなり、冷間加工時の耐割れ性が悪くなることを見出した。 The present inventors have studied from various angles in order to realize a steel wire that has both deformation resistance reduction during cold working and improved crack resistance.
As a result of performing analysis using a FE-SEM (Field-Emission Scanning Electron Microscope, Field Emission Scanning Electron Microscope) and EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) method on the tissue after cold working. It has been found that the steel wire having a larger local orientation difference around cementite tends to deteriorate the crack resistance during cold working, and cracks due to void connection are more likely to occur. This is considered to be because a cementite having a larger local difference in local orientation becomes a starting point of voids, and voids are easily generated. Furthermore, it was found that the local orientation difference was larger in the densely packed cementite periphery than in the sparsely distributed cementite periphery, and the cementite accumulated portion deteriorated the crack resistance. That is, it has been found that the more the cementite accumulation portion in the structure, the greater the difference in local orientation around the cementite, and the worse the crack resistance during cold working.

冷間加工前の鋼線の組織において、セメンタイトの集積部をできるだけ減らし、セメンタイトの分布状態を均一化した金属組織について検討した。その結果、セメンタイトの分布状態を過剰に均一化すると、セメンタイトが金属組織の全面に亘って分布し、結晶粒内にセメンタイトが析出したフェライト結晶粒が多くなることを見いだした。さらに、結晶粒内にセメンタイトが析出したフェライト結晶粒は、セメンタイトが析出していないフェライト結晶粒に比べ硬いため、セメンタイトの分布状態が過剰に均一化することで、冷間加工時に変形抵抗が増加することを見出した。   In the steel wire structure before cold working, we investigated a metal structure in which the cementite accumulation was reduced as much as possible and the distribution of cementite was made uniform. As a result, it was found that when the distribution of cementite is made excessively uniform, the cementite is distributed over the entire surface of the metal structure, and the ferrite crystal grains in which the cementite is precipitated increase in the crystal grains. Furthermore, since ferrite grains with cementite precipitated in the grains are harder than ferrite grains without cementite precipitation, the distribution of cementite is excessively uniform, which increases deformation resistance during cold working. I found out.

セメンタイトの分布状態を示す指標として、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差を用いて、検討を行った。すなわち、詳細を後述するように複数の単位領域において単位面積当たりのセメンタイト数を測定して得たセメンタイト数の標準偏差をセメンタイトの分布状態を示す指標として用いた。その結果、パーライトのような層状のセメンタイトが多く存在している組織ほど、単位面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差が大きくなる傾向を見出した。パーライト（層状セメンタイト）組織は、球状セメンタイト組織に比べて硬く、冷間加工時の変形抵抗を増加させる組織である。このため、前述したように、変形抵抗を増加させないためには、セメンタイト数の標準偏差が小さ過ぎず、且つ大き過ぎないように制御することが必要である。   As an index indicating the distribution state of cementite, examination was performed using the standard deviation of the number of cementites contained in a unit area (5 μm × 5 μm area). That is, as will be described in detail later, the standard deviation of the number of cementite obtained by measuring the number of cementites per unit area in a plurality of unit regions was used as an index indicating the distribution state of cementite. As a result, it was found that the standard deviation of the number of cementite contained in the unit area tends to increase as the structure in which a large amount of layered cementite such as pearlite is present. The pearlite (layered cementite) structure is harder than the spherical cementite structure and is a structure that increases deformation resistance during cold working. Therefore, as described above, in order not to increase the deformation resistance, it is necessary to control so that the standard deviation of the cementite number is not too small and not too large.

セメンタイトの分布状態を適切に制御し、耐割れ性を向上させた上で、更なる軟質化を検討した。その結果、粒子分散強化機構の観点から、セメンタイトの平均粒径を増加させることが、変形抵抗を低減させる手段として有効であることを見出した。   We investigated the further softening after controlling the distribution of cementite and improving the crack resistance. As a result, from the viewpoint of the particle dispersion strengthening mechanism, it has been found that increasing the average particle diameter of cementite is effective as a means for reducing deformation resistance.

以上の知見から、変形抵抗低減と耐割れ性向上の両立を図るためには、金属組織中のセメンタイトの分布状態、即ち単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差を適切に制御し、更に、セメンタイトの平均粒径をできるだけ粗大化させることが重要であるとの着想を得た。   From the above knowledge, in order to achieve both reduction of deformation resistance and improvement of crack resistance, the distribution of cementite in the metal structure, that is, the standard deviation of the number of cementites contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) is appropriate. The idea was that it is important to control the average particle size of cementite as much as possible.

以下に本発明が規定する各要件の詳細を示す。
尚、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された線状の鋼材を指す。 Details of each requirement defined by the present invention are shown below.
In addition, in this specification, a "wire" is used for the meaning of a rolled wire, and points out the linear steel material cooled to room temperature after hot rolling. The “steel wire” refers to a linear steel material obtained by subjecting a rolled wire material to a tempering treatment such as spheroidizing annealing.

１．金属組織およびセメンタイトの分布状態
本発明の機械構造部品用鋼線（以下、単に「鋼線」と呼ぶことがある）の金属組織は、いわゆる球状化組織であり、フェライトおよびセメンタイトより構成される。上記球状化組織は、鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。なお、本明細書において「フェライトおよびセメンタイトより構成」は、金属組織中にパーライト組織（疑似パーライトを含む）が一部含まれていてもよく、また、冷間加工性に及ぼす悪影響が小さければ、ＡｌＮ等の析出物を面積率で３％未満許容することができる。 1. Metal Structure and Distribution of Cementite The metal structure of the steel wire for machine structural parts of the present invention (hereinafter sometimes simply referred to as “steel wire”) is a so-called spheroidized structure, and is composed of ferrite and cementite. The spheroidized structure is a metal structure that contributes to improving cold workability by reducing the deformation resistance of steel. In the present specification, “consisting of ferrite and cementite” may contain a part of pearlite structure (including pseudo pearlite) in the metal structure, and if the adverse effect on cold workability is small, Precipitates such as AlN can be allowed to be less than 3% by area ratio.

しかしながら、単にフェライトおよびセメンタイトより構成される金属組織とするだけでは、冷間加工性の向上を図ることができない。こうしたことから、以下で詳述する様に、この金属組織における単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差およびセメンタイトの平均粒径を適切に制御する必要がある。   However, it is impossible to improve cold workability simply by using a metal structure composed of ferrite and cementite. Therefore, as described in detail below, it is necessary to appropriately control the standard deviation of the cementite number and the average particle size of cementite contained in a unit area (5 μm × 5 μm area) in the metal structure.

セメンタイトの分布状態が不均一化すると、冷間加工時にひずみが堆積しやすいセメンタイトの集積部が増加する。その結果、集積部に存在するセメンタイトを起点としたボイドが多数発生し、割れが発生しやすくなり、耐割れ性が劣化する。一方、セメンタイトの分布状態を過剰に均一化すると、耐割れ性は向上するが、変形しやすい軟質なフェライト組織が少なくなり、冷間加工時の変形抵抗が増加する。   If the distribution of cementite becomes non-uniform, the cementite accumulation area where strain is likely to accumulate during cold working increases. As a result, a large number of voids starting from cementite existing in the accumulation portion are generated, cracks are likely to occur, and crack resistance is deteriorated. On the other hand, if the distribution of cementite is excessively uniform, the crack resistance is improved, but the soft ferrite structure that is easily deformed decreases, and the deformation resistance during cold working increases.

こうした観点から、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃは下記（１）を満足する必要がある。
１．５≦σｃ≦４．５ （１）
横断面観察において、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃが（１）式を満足することで、冷間加工時の耐割れ性を向上させ、変形抵抗の増加を抑制することができる。 From such a viewpoint, the standard deviation σ c of the cementite number contained in the unit area (area of 5 μm × 5 μm) needs to satisfy the following (1).
1.5 ≦ σ c ≦ 4.5 (1)
In the cross-sectional observation, when the standard deviation σ c of the cementite number contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) satisfies the equation (1), the crack resistance during cold working is improved, and the deformation resistance Increase can be suppressed.

（１）式では、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃの上限は、４．５であるが、標準偏差σｃの上限は４．３以下が好ましく、４．０以下がより好ましい。
また、（１）式では、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃの下限は、１．５であるが、標準偏差σｃの下限は１．７以上であることが好ましく、１．９以上であることがより好ましい。 In the formula (1), the upper limit of the standard deviation σ c of the cementite number contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) is 4.5, but the upper limit of the standard deviation σ c is preferably 4.3 or less, 4.0 or less is more preferable.
Further, in the formula (1), the lower limit of the standard deviation σ c of the cementite number included in the unit area (5 μm × 5 μm area) is 1.5, but the lower limit of the standard deviation σ c is 1.7 or more. It is preferable that it is 1.9 or more.

たとえ、（１）式を満足してもセメンタイト粒が微細であると、粒子分散強化機構によって、冷間加工時の変形抵抗が増加する。そこで、（１）式を満足した状態で、セメンタイト粒を粗大にするように制御することで、セメンタイトの分散状態の制御だけでは達成できない（（１）式を満足するだけでは達成できない）、冷間加工時の変形抵抗低減を達成することができる。   Even if the formula (1) is satisfied, if the cementite grains are fine, the deformation resistance during cold working increases due to the particle dispersion strengthening mechanism. Therefore, by controlling the cementite grains to be coarse while satisfying the formula (1), it cannot be achieved only by controlling the dispersion state of the cementite (not achieved only by satisfying the formula (1)). It is possible to achieve a reduction in deformation resistance during hot working.

こうした観点から、セメンタイトの平均粒径は、０．５μｍ以上とする必要がある。セメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以上とすることで、冷間加工時の変形抵抗を低減することができる。   From such a viewpoint, the average particle diameter of cementite needs to be 0.5 μm or more. By setting the average particle diameter of cementite to 0.5 μm or more, deformation resistance during cold working can be reduced.

セメンタイトの平均粒径の好ましい下限は０．６μｍであり、より好ましく下限は０．７μｍである。セメンタイトの平均粒径の上限は特に限定されないが、例えば２．０μｍである。好ましい上限は１．８μｍであり、より好ましい上限は１．６μｍである。   The preferable lower limit of the average particle diameter of cementite is 0.6 μm, and more preferably the lower limit is 0.7 μm. Although the upper limit of the average particle diameter of cementite is not specifically limited, For example, it is 2.0 micrometers. A preferable upper limit is 1.8 μm, and a more preferable upper limit is 1.6 μm.

尚、セメンタイト数の標準偏差σｃは、後述する実施例で詳細に説明するように、横断面において、鋼線の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で６０μｍ×４５μｍの領域５箇所（５視野）の組織観察写真を撮影し、それぞれの領域の写真上に、縦方向、横方向に５μｍ毎のメッシュ線を入れ、１０８個の５μｍ×５μｍの単位領域に分割し、各々の単位領域内に含まれるセメンタイト数を測定し、５視野×１０８個の単位領域のすべての測定値を用いて、標準偏差を算出してよい。
セメンタイトの平均粒径は、後述する実施例で詳細に説明するように、セメンタイト数の標準偏差σｃを求めるために撮影した、５視野のＳＥＭ写真を用い、例えばＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ，Ｉｎｃ．製Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓのような画像解析ソフによって求めてよい。写真内の全セメンタイトの面積を測定し、５視野における、全セメンタイト数に対する、面積の平均値を求め、その面積を用いて、セメンタイトの円相当直径を算出し、セメンタイトの平均粒径としてよい。
単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差、およびセメンタイトの平均粒径の両方の観点において、対象となる全セメンタイトの形態は特に限定されず、球状のセメンタイトの他、アスペクト比の大きい棒状のセメンタイトや、パーライト組織を形成する層状のセメンタイト等を含み、セメンタイトの形状に制限はない。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は限定されないが、後述する単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃ、およびセメンタイトの平均粒径の測定方法により判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、０．１μｍ以上のサイズが測定対象である。 Note that the standard deviation σ c of the cementite number is obtained by using a scanning electron microscope (SEM) at a position D / 4 with respect to the radius D of the steel wire in the cross section, as will be described in detail in the examples described later. Then, tissue observation photographs of 5 regions (5 fields of view) of 60 μm × 45 μm at a magnification of 2000 times were taken, and mesh lines of 5 μm were placed in the vertical and horizontal directions on each of the regions, and 108 5 μm The unit area may be divided into x5 μm units, the number of cementites contained in each unit area may be measured, and the standard deviation may be calculated using all the measured values of 5 fields × 108 unit areas.
The average particle diameter of cementite is determined by using SEM photographs of five visual fields taken to obtain the standard deviation σ c of the cementite number, as will be described in detail in Examples described later. For example, Media Cybernetics, Inc. You may obtain | require by image analysis software like Image-Pro Plus made from. The area of all cementite in the photograph is measured, the average value of the areas with respect to the total number of cementites in five fields of view is obtained, and the equivalent circle diameter of the cementite is calculated using the area, and the average particle diameter of the cementite may be obtained.
From the viewpoint of both the standard deviation of the number of cementites contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) and the average particle size of the cementite, the form of the total cementite is not particularly limited. There is no limitation on the shape of the cementite, including rod-like cementite having a large ratio, layered cementite that forms a pearlite structure, and the like. Although the standard of the size of the cementite to be measured is not limited, it is discriminated by the standard deviation σ c of the cementite number contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) to be described later and the measurement method of the average particle size of cementite. The size of cementite that can be made is the minimum size. Specifically, a size of 0.1 μm or more is a measurement target.

２．化学組成
本発明は、機械構造部品の素材に用いる鋼線を対象とするものであり、機械構造部品用鋼線として通常の化学成分組成を有していればよいが、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限定理由は下記の通りである。尚、本明細書において、化学成分組成を表すのに用いる「％」は、質量％を意味する。 2. Chemical composition The present invention is intended for steel wires used as raw materials for machine structural parts, and may have a normal chemical composition as a steel wire for machine structural parts, but C, Si, Mn, About P, S, Al, and N, it is good to adjust to an appropriate range. From this point of view, the appropriate ranges of these chemical components and the reasons for their limitations are as follows. In the present specification, “%” used to indicate the chemical component composition means mass%.

Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．３％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．３２％以上であり、より好ましくは０．３４％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなり過ぎて冷間加工性が低下するので、０．６％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、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: 0.3 to 0.6%
C is an element useful for ensuring the strength of the steel, that is, the strength of the final product. In order to exhibit such an effect effectively, the C content needs to be 0.3% or more. The C content is preferably 0.32% or more, and more preferably 0.34% or more. However, if C is contained excessively, the strength becomes too high and the cold workability deteriorates, so it is necessary to make it 0.6% or less. The C content is preferably 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶強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。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＳｉ含有量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。 Si: 0.05-0.5%
Si is contained as a deoxidizing element and for the purpose of increasing the strength of the final product by solid solution strengthening. In order to effectively exhibit such an effect, the Si content was set to 0.05% or more. The Si content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.10% or more. On the other hand, when Si is contained excessively, the hardness is excessively increased and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.5% or less. The Si content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.

Ｍｎ：０．２〜１．７％
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。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＭｎ含有量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。 Mn: 0.2 to 1.7%
Mn is an effective element for increasing the strength of the final product through improvement of hardenability. In order to effectively exhibit such an effect, the Mn content is set to 0.2% or more. The Mn content is preferably 0.3% or more, and more preferably 0.4% or more. On the other hand, when Mn is contained excessively, the hardness increases and the cold workability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 1.7% or less. The Mn content is preferably 1.5% or less, and more preferably 1.3% or less.

Ｐ：０％超、０．０３％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下と定めた。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下、特に好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。 P: more than 0% and 0.03% or less P is an element inevitably contained in steel, causes segregation of grain boundaries in steel, and causes ductility deterioration. Therefore, the P content is set to 0.03% or less. The P content is preferably 0.02% or less, more preferably 0.017% or less, and particularly preferably 0.01% or less. The smaller the P content, the better. However, there may be a case where approximately 0.001% remains due to restrictions on the manufacturing process.

Ｓ：０．００１〜０．０５％
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在し延性を劣化させるので、冷間加工性には有害な元素である。そこでＳ含有量を０．０５％以下と定めた。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を有するので、０．００１％以上含有させる。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。 S: 0.001 to 0.05%
S is an element inevitably contained in the steel and is present as MnS in the steel and deteriorates the ductility. Therefore, S is an element harmful to cold workability. Therefore, the S content is set to 0.05% or less. The S content is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less. However, since S has the effect | action which improves a machinability, it is made to contain 0.001% or more. The S content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元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。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量を０．００５％以上と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでＡｌ含有量を０．１％以下と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０８０％以下である。 Al: 0.005 to 0.1%
Al is useful as a deoxidizing element and is useful for fixing solute N present in steel as AlN. In order to exhibit such an effect effectively, the Al content is set to 0.005% or more. The Al content is preferably 0.008% or more, and more preferably 0.010% or more. However, when the Al content is excessive, Al 2 O 3 is excessively generated and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Al content is determined to be 0.1% or less. Al content becomes like this. Preferably it is 0.090% or less, More preferably, it is 0.080% or less.

Ｎ：０〜０．０１５％
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Ｎが過剰に含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでＮ含有量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。 N: 0 to 0.015%
N is an element inevitably contained in the steel. If excessively dissolved N is contained in the steel, hardness is increased and ductility is lowered due to strain aging, and cold workability is deteriorated. Therefore, the N content is set to 0.015% or less. The N content is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.010% or less. The N content is preferably as low as possible, and is most preferably 0%, but it may remain about 0.001% due to restrictions on the manufacturing process.

本発明の鋼線の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の特性を阻害しない程度の微量成分（例えばＳｂ、Ｚｎ等）が許容できる他、Ｐ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物（例えばＯ、Ｈ等）も含み得ることを意味する。更に本発明では、必要に応じて以下の任意元素を含有していてもよく、含有される成分に応じて鋼線の特性が更に改善される。
尚、上述のように、Ｐ、ＳおよびＮは、不可避的に含まれる元素（不可避不純物）であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた不可避的に含まれる元素を意味する。 The basic components of the steel wire of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. In addition, “substantially iron” can accept trace components (eg, Sb, Zn, etc.) that do not impair the characteristics of the present invention in addition to iron, and inevitable impurities other than P, S, N (eg, O). , H, etc.). Furthermore, in this invention, the following arbitrary elements may be contained as needed, and the characteristic of a steel wire is further improved according to the component to contain.
As described above, P, S, and N are elements inevitably contained (unavoidable impurities), but their composition ranges are separately defined as described above. For this reason, in the present specification, “inevitable impurities” included as the balance mean elements inevitably included except for elements whose composition range is separately defined.

Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも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、必要に応じて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢから選択される１種または２種以上を含有してよい。焼入れ性向上の効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。この効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ量、Ｎｉ量およびＭｏ量の好ましい含有量は、いずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂ量の好ましい含有量は、０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。 Cr: more than 0%, 0.5% or less, Cu: more than 0%, 0.25% or less, Ni: more than 0%, 0.25% or less, Mo: more than 0%, 0.25% or less and B: One or more selected from the group consisting of more than 0% and less than 0.01% Cr, Cu, Ni, Mo and B all increase the strength of the final product by improving the hardenability of the steel. It is an effective element, and may contain one or more selected from Cr, Cu, Ni, Mo and B as required. The effect of improving hardenability increases as the content of these elements increases. A preferable content for effectively exhibiting this effect is such that the Cr content is 0.015% or more, more preferably 0.020% or more. The preferable contents of Cu, Ni and Mo are all 0.02% or more, more preferably 0.05% or more. The preferable content of B is 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.

しかしながら、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間加工性を劣化させる。そこで、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましく、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏ含有量はいずれも０．２５％以下が好ましく、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｃｒのより好ましい含有量は０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏのより好ましい含有量は、いずれも０．２２％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。Ｂ量のより好ましい含有量は、０．００７％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。
また、下記（２）式を満足することが好ましい。より適正な強度を得ることができるからである。

［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］＋［Ｂ％］×５０≦０．７５ （２）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］、［Ｍｏ％］および［Ｂ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢの含有量を示す。

なお、なお、上述のようにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは選択的に添加可能な元素であり、こられの元素のうち、添加されていない元素の（２）式における含有量はゼロとなる。

（２）式が規定する上限値（（２）式の右辺の値）は、より好ましくは０．６５質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。 However, when the contents of Cr, Cu, Ni, Mo and B are excessive, the strength becomes too high and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Cr content is preferably 0.5% or less, the Cu, Ni and Mo contents are preferably 0.25% or less, and the B content is preferably 0.01% or less. A more preferable content of Cr is 0.45% or less, and further preferably 0.40% or less. The more preferable contents of Cu, Ni and Mo are all 0.22% or less, more preferably 0.20% or less. The more preferable content of B is 0.007% or less, and further preferably 0.005% or less.
Moreover, it is preferable to satisfy the following formula (2). This is because a more appropriate strength can be obtained.

[Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] + [B%] × 50 ≦ 0.75 (2)
However, [Cr%], [Cu%], [Ni%], [Mo%], and [B%] indicate the contents of Cr, Cu, Ni, Mo, and B expressed in mass%, respectively.

Note that, as described above, Cr, Cu, Ni, Mo, and B are elements that can be selectively added, and among these elements, the content of the element that is not added in the formula (2) is zero. It becomes.

The upper limit defined by the formula (2) (the value on the right side of the formula (2)) is more preferably 0.65% by mass or less, and further preferably 0.50% by mass or less.

３．製造方法
本発明の鋼線は、球状化焼鈍後の組織形態を規定したものであり、こうした組織形態とするためには、後述する球状化焼鈍条件を適切に制御することが必要である。
また、上記のような組織形態を確保するためには、更に圧延線材を製造する段階での条件も適切に制御して、圧延線材における組織形態を球状化焼鈍時にセメンタイトが均一に分布し、粗大化できる組織とすることが好ましい。 3. Manufacturing method The steel wire of the present invention defines the structure form after spheroidizing annealing. In order to obtain such a structure form, it is necessary to appropriately control the spheroidizing annealing conditions described later.
In addition, in order to ensure the above-described structure form, the conditions at the stage of manufacturing the rolled wire are also controlled appropriately, and the cementite is uniformly distributed during the spheroidizing annealing in the structure of the rolled wire. It is preferable to have a structure that can be transformed.

３−１．圧延
圧延線材製造段階では、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上げ圧延温度を適正な温度とすると共に、その後の冷却速度を３段階で変化させて冷却することが好ましい。こうした条件で圧延線材を製造することによって、球状化焼鈍前の組織（または圧延後の組織）を、パーライトおよびフェライトを主相とする（フェライトおよびセメンタイトより構成する）と共に、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒径を適切な範囲に制御し、且つ初析フェライト分率を適切な範囲に制御し、パーライトのラメラー間隔を広くすることができる。このような組織に対し、後述する条件で球状化焼鈍を行うことによって、セメンタイトが均一に分布し、かつ粗大化した鋼線をより確実に得ることができる。具体的な圧延線材製造条件は、以下の通りである。
１）仕上げ圧延温度Ｔｆが下記（２）式を満足するように仕上げ圧延を行い、
８００℃≦Ｔｆ≦１２００−５００×［Ｃ％］ （２）
（ただし、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。）
２）平均冷却速度が１１℃／秒以上の第１冷却と、
平均冷却速度が４℃／秒以上、１０℃／秒以下の第２冷却と、
平均冷却速度が３℃／秒以下である第３冷却を、この順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却を５００℃まで行うことが好ましい。仕上げ圧延温度および第１〜３冷却について、以下に詳しく説明する。 3-1. Rolling In the rolled wire manufacturing stage, it is preferable to cool the steel satisfying the above-described component composition by changing the subsequent cooling rate in three stages while setting the finish rolling temperature at the time of hot rolling to an appropriate temperature. . By producing a rolled wire under these conditions, the structure before spheroidizing annealing (or the structure after rolling) has pearlite and ferrite as the main phase (consisting of ferrite and cementite), and the bcc-Fe crystal grain size. Can be controlled in an appropriate range, and the pro-eutectoid ferrite fraction can be controlled in an appropriate range, and the lamellar spacing of pearlite can be widened. By performing spheroidizing annealing on such a structure under the conditions described later, a steel wire in which cementite is uniformly distributed and coarsened can be obtained more reliably. Specific rolling wire manufacturing conditions are as follows.
1) Finish rolling so that the finish rolling temperature T f satisfies the following formula (2),
800 ° C. ≦ T f ≦ 1200−500 × [C%] (2)
(However, [C%] indicates the C content expressed in mass%.)
2) first cooling with an average cooling rate of 11 ° C./second or more;
Second cooling with an average cooling rate of 4 ° C./second or more and 10 ° C./second or less;
3rd cooling whose average cooling rate is 3 degrees C / second or less is performed in this order,
The end of the first cooling and the start of the second cooling are performed within a range of 700 to 750 ° C., the end of the second cooling and the start of the third cooling are performed within a range of 600 to 650 ° C., It is preferable to perform 3 cooling to 500 degreeC. The finish rolling temperature and the first to third cooling will be described in detail below.

（ａ）仕上げ圧延温度：
仕上げ圧延温度Ｔｆは、以下の（２）式を満足する。
８００℃≦Ｔｆ≦１２００−５００×［Ｃ％］ （２）
（ただし、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。）
圧延線材の金属組織のｂｃｃ（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ、体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径」と呼ぶことがある）を小さく、即ち、球状化焼鈍中に再生パーライトが析出しにくくするためには、仕上げ圧延温度を適切に制御することが好ましい。再生パーライトは、セメンタイトの分布状態を不均一化させ、耐割れ性を劣化させる原因となるため、できるだけ析出させないことが重要である。仕上げ圧延温度が（１２００−５００×［Ｃ％］）℃を超えると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒径を小さくすることが困難となる。すなわち、仕上げ圧延温度の上限は、炭素量が増加するとともに低くなる。
一方、仕上げ圧延温度が８００℃未満となると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒径が小さくなり過ぎ、軟質化が困難となるので、８００℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度のより好ましい下限は８２０℃であり、更に好ましくは８４０℃である。仕上げ圧延温度のより好ましい上限は（１１８０−５００×［Ｃ％］）℃であり、更に好ましい上限は（１１６０−５００×［Ｃ％］）℃以下である。 (A) Finishing rolling temperature:
The finish rolling temperature Tf satisfies the following formula (2).
800 ° C. ≦ T f ≦ 1200−500 × [C%] (2)
(However, [C%] indicates the C content expressed in mass%.)
Bcc (body-centered cubic, body-centered cubic lattice) -Fe crystal grain mean circle equivalent diameter (hereinafter, sometimes simply referred to as "bcc-Fe mean grain size") of the rolled wire rod is small, In order to make it difficult for regenerated pearlite to precipitate during spheroidizing annealing, it is preferable to appropriately control the finish rolling temperature. Recycled pearlite makes the distribution of cementite uneven and causes cracking resistance to deteriorate, so it is important that it is not deposited as much as possible. When the finish rolling temperature exceeds (1200-500 × [C%]) ° C., it is difficult to reduce the bcc-Fe crystal grain size. That is, the upper limit of the finish rolling temperature decreases as the carbon content increases.
On the other hand, when the finish rolling temperature is less than 800 ° C., the bcc-Fe crystal grain size becomes too small and softening becomes difficult. The minimum with more preferable finish rolling temperature is 820 degreeC, More preferably, it is 840 degreeC. A more preferable upper limit of the finish rolling temperature is (1180-500 × [C%]) ° C., and a more preferable upper limit is (1160-500 × [C%]) ° C. or less.

（ｂ）第１冷却
第１冷却は、仕上げ圧延温度である８００℃以上、（１２００−５００×［Ｃ％］）℃以下から開始し、７００〜７５０℃の温度範囲にある終了温度まで行う。第１冷却において、冷却速度が遅くなるとｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が粗大化して、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒径が大きくなり、球状化焼鈍後中に再生パーライトが析出し、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差が適切な範囲を超える虞がある。そこで、第１冷却における平均冷却速度を１１℃／秒以上とすることが好ましい。第１冷却の平均冷却速度はより好ましくは１５℃／秒以上であり、更に好ましくは２０℃／秒以上である。第１冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下であることが好ましい。尚、第１冷却における冷却では、平均冷却速度が１１℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させて冷却してもよい。第１冷却のこのような冷却速度は、コンベア上で圧延線材に適切な風冷却を施すことで達成することができる。 (B) 1st cooling 1st cooling starts from 800 degreeC or more which is a finish rolling temperature, and (1200-500x [C%]) degrees C or less, and is performed to the end temperature which exists in the temperature range of 700-750 degreeC. In the first cooling, when the cooling rate is slow, the bcc-Fe crystal grains are coarsened, the bcc-Fe crystal grain size is increased, and regenerated pearlite is precipitated after spheroidizing annealing, and the unit area (area of 5 μm × 5 μm). ) May have a standard deviation of the cementite number exceeding the appropriate range. Therefore, the average cooling rate in the first cooling is preferably set to 11 ° C./second or more. The average cooling rate of the first cooling is more preferably 15 ° C./second or more, and further preferably 20 ° C./second or more. The upper limit of the average cooling rate of the first cooling is not particularly limited, but is preferably 200 ° C./second or less as a realistic range. In the first cooling, the cooling rate may be changed as long as the average cooling rate is 11 ° C./second or more. Such a cooling rate of the first cooling can be achieved by appropriately cooling the rolled wire rod on the conveyor.

（ｃ）第２冷却
第２冷却は、７００〜７５０℃の温度範囲にある第１冷却の終了温度から開始し、６００〜６５０℃の温度範囲にある終了温度まで行う。圧延線材の金属組織における初析フェライトの面積率を低くする、即ちパーライト分率を高くするために、第２冷却は４℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。第２冷却のより好ましい平均冷却速度は５℃／秒以上であり、更に好ましい冷却速度は６℃／秒以上である。一方、第２冷却における平均冷却速度が速すぎると、パーライト分率が過剰に高くなり、球状化焼鈍中に再生パーライトが析出し、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差が適切な範囲を超える虞がある。そこで、第２冷却における平均冷却速度は１０℃／秒以下とするのが好ましい。第２冷却の平均冷却速度はより好ましくは９℃／秒以下であり、更に好ましくは８℃／秒以下である。尚、第２冷却における冷却では、平均冷却速度が４℃／秒以上、１０℃／秒以下である限り、冷却速度を変化させて冷却してもよい。第２冷却のこのような冷却速度は、コンベア上で圧延線材に適切な風冷却を施すことで達成することができる。 (C) Second cooling The second cooling starts from the end temperature of the first cooling in the temperature range of 700 to 750 ° C and is performed to the end temperature in the temperature range of 600 to 650 ° C. In order to lower the area ratio of pro-eutectoid ferrite in the metal structure of the rolled wire rod, that is, to increase the pearlite fraction, the second cooling is preferably performed at an average cooling rate of 4 ° C./second or more. A more preferable average cooling rate of the second cooling is 5 ° C./second or more, and a more preferable cooling rate is 6 ° C./second or more. On the other hand, if the average cooling rate in the second cooling is too fast, the pearlite fraction becomes excessively high, and regenerated pearlite is precipitated during the spheroidizing annealing, and the standard of the number of cementites contained in the unit area (5 μm × 5 μm area). Deviations may exceed the appropriate range. Therefore, the average cooling rate in the second cooling is preferably 10 ° C./second or less. The average cooling rate of the second cooling is more preferably 9 ° C./second or less, and further preferably 8 ° C./second or less. In the cooling in the second cooling, the cooling rate may be changed as long as the average cooling rate is 4 ° C./second or more and 10 ° C./second or less. Such a cooling rate of the second cooling can be achieved by appropriately cooling the rolled wire rod on the conveyor.

（ｄ）第３冷却
第３冷却は、６００〜６５０℃の温度範囲にある第２冷却の終了温度から５００℃まで行う。
この第３冷却を行うことにより、パーライトの平均ラメラー間隔を広くし、より多くのセメンタイトを残存させ、粒内に球状セメンタイトの核を多く残すことができる。このため、後で適切な球状化焼鈍処理を行うことで、フェライト粒内にもセメンタイトが存在し、セメンタイトの分布状態を適切に制御することができる。パーライトの平均ラメラー間隔を広くするためには、６００〜６５０℃の温度範囲から開始し、５００℃まで実施する第３冷却において、３℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。冷却速度が３℃／秒より速いとパーライトの平均ラメラー間隔を広くすることが困難となる。第３冷却の平均冷却速度はより好ましくは２．５℃／秒以下であり、更に好ましくは２℃／秒以下である。第３冷却のこのような冷却速度は、圧延線材からの放熱を抑制するためのカバーをコンベア上に設置することにより達成することができる。 (D) Third cooling The third cooling is performed from the end temperature of the second cooling in the temperature range of 600 to 650 ° C to 500 ° C.
By performing this third cooling, it is possible to widen the average lamellar spacing of pearlite, leave more cementite, and leave many spherical cementite nuclei in the grains. For this reason, cementite exists also in a ferrite grain by performing a suitable spheroidizing annealing process later, and the distribution state of cementite can be controlled appropriately. In order to widen the average lamellar spacing of pearlite, it is preferable to start cooling from a temperature range of 600 to 650 ° C. and to cool at an average cooling rate of 3 ° C./second or less in the third cooling performed to 500 ° C. If the cooling rate is faster than 3 ° C./second, it is difficult to widen the average lamellar spacing of pearlite. The average cooling rate of the third cooling is more preferably 2.5 ° C./second or less, and further preferably 2 ° C./second or less. Such a cooling rate of the third cooling can be achieved by installing a cover on the conveyor for suppressing heat radiation from the rolled wire rod.

第３冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却を行ってよい。また、５００℃より低い温度（例えば、４００℃）まで、第３冷却と同程度の冷却速度で冷却を継続してもよい。   After performing 3rd cooling, you may cool to room temperature by performing normal cooling, such as standing_to_cool. Further, the cooling may be continued to a temperature lower than 500 ° C. (for example, 400 ° C.) at the same cooling rate as the third cooling.

室温まで冷却した後は、必要に応じて更に室温で伸線加工を行ってもよく、その際の減面率は例えば３０％以下とすればよい。伸線加工を実施すると、鋼中の炭化物が破壊され（細かく砕かれ）、その後の球状化焼鈍で炭化物の凝集を促進できるため、球状化焼鈍の均熱処理時間の短縮に有効である。但し、伸線加工の減面率が３０％を超えると、焼鈍後の強度が高くなり冷間加工性を劣化させる虞があるため、伸線加工の減面率は３０％以下が好ましい。尚、減面率の下限は特に限定されないが、好ましくは２％以上とすることでより確実に伸線加工の効果が得られる。   After cooling to room temperature, wire drawing may be performed at room temperature as necessary, and the area reduction rate at that time may be, for example, 30% or less. When the wire drawing is performed, the carbides in the steel are destroyed (finely crushed), and agglomeration of the carbides can be promoted by the subsequent spheroidizing annealing, which is effective in shortening the soaking time of the spheroidizing annealing. However, if the area reduction rate of the wire drawing process exceeds 30%, the strength after annealing may increase and the cold workability may be deteriorated. Therefore, the area reduction rate of the wire drawing process is preferably 30% or less. In addition, the lower limit of the area reduction rate is not particularly limited, but the effect of the wire drawing process can be obtained more reliably by preferably setting it to 2% or more.

３−２．球状化焼鈍
上記のような好ましい条件で製造された圧延線材では、その後の球状化焼鈍処理によって、金属組織中のパーライトが一部残存した状態でオーステナイトに変態し、その後フェライト＋セメンタイトと変態する中で、残存した核や結晶粒界などにセメンタイトが均一に析出し、セメンタイトの分布状態を均一制御しやすい状態となる。
しかし、上述の好ましい条件から外れた条件で得られた圧延線材についても適切な条件で球状化焼鈍を行うことで本発明に係る鋼線を得ることができる。 3-2. Spheroidizing annealing In the rolled wire manufactured under the preferable conditions as described above, the spheroidizing annealing process transforms into austenite with some pearlite in the metal structure remaining, and then transforms into ferrite + cementite. Thus, cementite is uniformly deposited on the remaining nuclei and grain boundaries, and the distribution of cementite is easily controlled.
However, the steel wire which concerns on this invention can be obtained by performing spheroidizing annealing on suitable conditions also about the rolling wire obtained on the conditions remove | deviated from the above-mentioned preferable conditions.

こうした球状化焼鈍条件として、圧延線材に対し、例えば後記するＳＡ１のように、大気炉を用いて加熱し、例えば７４０℃のような、Ａ１点直上温度７３０℃より高い保持温度で保持する場合、少なくとも５００℃から７３０℃までは平均加熱速度５０℃／時間以上で加熱し、その後平均加熱速度６〜１０℃／時間で保持温度（例えば７４０℃）まで加熱し、保持温度で１〜２時間保持した後、平均冷却速度２０℃／時間以上で７２０℃まで冷却し、平均冷却速度８〜１２℃／時間で６４０℃まで冷却し、その後放冷することが好ましい。   As such spheroidizing annealing conditions, the rolled wire is heated using an atmospheric furnace, for example, SA1 described later, and held at a holding temperature higher than 730 ° C., such as 740 ° C. Heat at an average heating rate of 50 ° C./hour or more from at least 500 ° C. to 730 ° C., then heat to a holding temperature (eg, 740 ° C.) at an average heating rate of 6 to 10 ° C./hour, and hold at the holding temperature for 1 to 2 hours Then, it is preferably cooled to 720 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./hour or more, cooled to 640 ° C. at an average cooling rate of 8-12 ° C./hour, and then allowed to cool.

上記の球状化焼鈍条件において、室温から７３０℃まで加熱する際に、少なくとも５００℃から７３０℃までの平均加熱速度を５０℃／時間以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制する。このときの平均加熱速度は、より好ましくは６０℃／時間以上である。しかしながら、平均加熱速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、２００℃／時間以下とすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／時間以下である。   Under the above spheroidizing annealing conditions, when heating from room temperature to 730 ° C., the average heating rate from at least 500 ° C. to 730 ° C. is set to 50 ° C./hour or more to suppress grain growth of the metal structure. The average heating rate at this time is more preferably 60 ° C./hour or more. However, if the average heating rate is too high, it becomes difficult to follow the temperature of the rolled wire. Therefore, it is preferably 200 ° C./hour or less, more preferably 150 ° C./hour or less.

尚、室温から５００℃まで加熱する際の平均加熱速度は、通常１００℃／時間以上であるが、この温度範囲での平均加熱速度は、金属組織の粒成長に与える影響は小さい。生産性を考慮すれば、このときの加熱速度は速い方が好ましく、例えば１２０℃／時間以上であり、より好ましくは１４０℃／時間以上である。このときの平均加熱速度は、５００℃から７３０℃までの平均加熱速度と同様に、２００℃／時間以下とすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／時間以下である。室温から５００℃まで加熱する際の平均冷却速度は、少なくとも５００℃から７３０℃までの平均加熱速度と、同じであってもよく、または異なっていてもよい。   In addition, although the average heating rate at the time of heating from room temperature to 500 degreeC is 100 degreeC / hour or more normally, the influence which it has on the grain growth of a metal structure is small in the average heating rate in this temperature range. Considering productivity, it is preferable that the heating rate at this time is fast, for example, 120 ° C./hour or more, and more preferably 140 ° C./hour or more. The average heating rate at this time is preferably 200 ° C./hour or less, more preferably 150 ° C./hour or less, similarly to the average heating rate from 500 ° C. to 730 ° C. The average cooling rate when heating from room temperature to 500 ° C. may be the same as or different from the average heating rate of at least 500 ° C. to 730 ° C.

またＡ１点直上の７３０℃から保持温度までの平均加熱速度を６〜１０℃／時間に制御することにより、金属組織の粒成長を極力抑えながら、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶を適切に行うことができる。平均加熱速度が１０℃／時間よりも速い場合は、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶の時間の確保が難しく、平均加熱速度が６℃／時間よりも遅い場合は、７３０℃から保持温度までの加熱時間が長くなり、セメンタイトの分解・固溶が過剰に行われてしまう。このときの平均加熱速度は、より好ましくは７℃／時間以上、９℃／時間以下である。   In addition, by controlling the average heating rate from 730 ° C immediately above the A1 point to the holding temperature to 6-10 ° C / hour, it is possible to appropriately decompose and dissolve cementite in the pearlite structure while suppressing the grain growth of the metal structure as much as possible. Can be done. When the average heating rate is faster than 10 ° C / hour, it is difficult to secure the time for decomposition and solid solution of cementite in the pearlite structure. When the average heating rate is slower than 6 ° C / hour, the holding temperature starts at 730 ° C. The heating time until is prolonged, and cementite is decomposed and dissolved excessively. The average heating rate at this time is more preferably 7 ° C./hour or more and 9 ° C./hour or less.

保持温度では、１〜２時間保持することが好ましい。この保持温度が１時間よりも短くなると、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶が不十分であり、２時間よりも長くなると、セメンタイトの分解・固溶が過剰に行われてしまう。このときの保持時間は、より好ましくは１．２時間以上、１．８時間以下である。   At the holding temperature, it is preferable to hold for 1 to 2 hours. When the holding temperature is shorter than 1 hour, cementite is not sufficiently decomposed and dissolved in the pearlite structure. When it is longer than 2 hours, cementite is excessively decomposed and dissolved. The holding time at this time is more preferably 1.2 hours or more and 1.8 hours or less.

上記のような保持を行なった後、７２０℃までの好ましい平均冷却速度を２０℃／時間以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制し、冷却中の再生パーライトの析出を抑制することができる。このときの平均冷却速度は、より好ましくは３０℃／時間以上であるが、平均冷却速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、１００℃／時間以下とすることが好ましい。   After holding as described above, by setting the preferable average cooling rate up to 720 ° C. to 20 ° C./hour or more, the grain growth of the metal structure can be suppressed, and the precipitation of regenerated pearlite during cooling can be suppressed. it can. The average cooling rate at this time is more preferably 30 ° C./hour or more. However, if the average cooling rate is too fast, it becomes difficult to follow the temperature of the rolled wire, and therefore it is preferably 100 ° C./hour or less.

その後、７２０℃から６４０℃までの平均冷却速度を８〜１２℃／時間に制御することにより、加熱中に残存していた核や粒界に優先的にセメンタイトを析出させ、再生パーライトの析出を抑制することができる。平均冷却速度が８℃／時間よりも遅い場合は、不必要に金属組織が粒成長し、後述するように繰返し球状化焼鈍する際に、再生パーライトが析出する虞がある。平均冷却速度が１２℃／時間よりも速い場合は、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトが多く再析出する。このときの平均冷却速度は、より好ましくは９℃／時間以上、１１℃／時間以下である。   Then, by controlling the average cooling rate from 720 ° C. to 640 ° C. to 8 to 12 ° C./hour, cementite is preferentially deposited on the nuclei and grain boundaries remaining during the heating, and regenerated pearlite is precipitated. Can be suppressed. When the average cooling rate is slower than 8 ° C./hour, the metal structure grows unnecessarily, and regenerated pearlite may be precipitated during repeated spheroidizing annealing as described later. When the average cooling rate is faster than 12 ° C./hour, a large amount of cementite having a large aspect ratio such as a pearlite structure is reprecipitated. The average cooling rate at this time is more preferably 9 ° C./hour or more and 11 ° C./hour or less.

上記のような球状化焼鈍は、複数回繰り返し行ってもよい。こうした繰り返しを行うことによって、セメンタイトの個々の粒径が大きくなり、分布状態はある程度均一化する。
後述する実施例の試験Ｎｏ．３６〜３８（鋼種Ｑ、Ｒ、Ｓ）のように、圧延条件が上述した好ましい条件の範囲から外れている場合であっても、上述した条件の球状化焼鈍を繰り返して複数回行うことによって、金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差およびセメンタイトの平均粒径が適切な範囲内となり、その結果、変形抵抗および割れ発生率の両方を低減できる機械構造部品用鋼線を得ることができる。 The spheroidizing annealing as described above may be repeated a plurality of times. By repeating these steps, the individual particle sizes of cementite are increased, and the distribution state is made uniform to some extent.
Test No. in Examples described later. Even if it is a case where rolling conditions are outside the range of the above-mentioned preferable conditions like 36-38 (steel types Q, R, S), by repeating the spheroidizing annealing of the above-mentioned conditions a plurality of times, The metal structure is composed of ferrite and cementite, and the standard deviation of the number of cementites contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) and the average particle diameter of the cementite are within the appropriate ranges. As a result, deformation resistance and cracking rate It is possible to obtain a steel wire for machine structural parts that can reduce both of the above.

球状化焼鈍の繰り返し回数については、少なくとも３回以上であることが好ましいが、過度に繰り返しても単位面積（５μｍ×５μｍの面積）に含まれるセメンタイト数の標準偏差およびセメンタイトの平均粒径があまり変化しなくなるので、１０回以下であることが好ましい。尚、球状化焼鈍を複数回繰り返すに際して、上記の好ましい条件の範囲内で、同じ条件で繰り返してもよく、また異なる条件で繰り返してもよい。
以上に説明した本発明の実施形態に係る機械構造部品用鋼線およびその製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る機械構造部品用鋼線を得ることができる可能性がある。 The number of repetitions of spheroidizing annealing is preferably at least 3 times or more, but the standard deviation of the number of cementites contained in the unit area (5 μm × 5 μm area) and the average particle diameter of cementite are not so much even if excessively repeated. Since it does not change, it is preferably 10 times or less. In addition, when spheroidizing annealing is repeated a plurality of times, it may be repeated under the same conditions or within different conditions within the range of the above preferable conditions.
If it is those skilled in the art who contacted the steel wire for machine structure components which concerns on embodiment of this invention demonstrated above, and its manufacturing method, the machine structure component which concerns on this invention by a manufacturing method different from the manufacturing method mentioned above by trial and error. Steel wire may be obtained.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。   Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited by the following examples, and can of course be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the above-described gist. Included in the range.

下記表１に示す化学成分組成の鋼を用い、表２に記載の条件で圧延を行い、φ１７．０ｍｍの線材を作製した。鋼種Ｎ、Ｏは化学成分組成が本発明の範囲から外れている比較例である。   Using steel having the chemical composition shown in Table 1 below, rolling was performed under the conditions described in Table 2 to produce a wire having a diameter of 17.0 mm. Steel types N and O are comparative examples in which the chemical composition is outside the scope of the present invention.

鋼種Ｐ、Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、Ｗは、上述の好ましい圧延条件から外れる条件で圧延線材を製造した。鋼種Ｐは、第２冷却での平均冷却速度が好ましい範囲よりも遅い条件となっている。鋼種Ｑは、仕上げ圧延温度が好ましい範囲より高くなっている。鋼種Ｒは、第１冷却での平均冷却速度が好ましい範囲よりも遅い条件となっている。鋼種Ｓは、第３冷却での平均冷却速度が好ましい範囲よりも速い条件となっている。また鋼種Ｔは、第２冷却での平均冷却速度が好ましい範囲よりも速い条件となっている。   Steel types P, Q, R, S, T, U, V, and W produced rolled wire under conditions that deviated from the above-described preferable rolling conditions. The steel type P has a condition that the average cooling rate in the second cooling is slower than the preferred range. Steel grade Q has a finish rolling temperature higher than the preferred range. Steel grade R is in a condition where the average cooling rate in the first cooling is slower than the preferred range. Steel grade S is in a condition where the average cooling rate in the third cooling is faster than the preferred range. Steel grade T is in a condition where the average cooling rate in the second cooling is faster than the preferred range.

鋼種Ｕでは、４３５℃まで、即ち終了温度の好ましい範囲よりも低い温度まで第１冷却を行った後、同温度の４３５℃で１２０秒保持する保持工程を行い、室温まで放冷し、減面率２０％の粗伸線を行った。鋼種Ｖでは、５００℃まで、即ち終了温度の好ましい範囲よりも低い温度まで第１冷却を行った後、同温度の５００℃で１２０秒保持する保持工程を行い、室温まで放冷し、減面率２０％の粗伸線を行った。また鋼種Ｗでは、４８０℃まで、即ち終了温度の好ましい範囲よりも低い温度まで第１冷却を行った後、同温度の４８０℃で１２０秒保持する保持工程を行い、室温まで放冷し、減面率２０％の粗伸線を行った。   In steel type U, after performing the first cooling to 435 ° C., that is, lower than the preferable range of the end temperature, a holding step of holding at the same temperature of 435 ° C. for 120 seconds is performed, and the mixture is allowed to cool to room temperature. Coarse wire drawing at a rate of 20% was performed. In steel type V, after performing the first cooling to 500 ° C., that is, lower than the preferable range of the end temperature, a holding step of holding at the same temperature of 500 ° C. for 120 seconds is performed, and the mixture is left to cool to room temperature. Coarse wire drawing at a rate of 20% was performed. In steel type W, after the first cooling to 480 ° C., that is, a temperature lower than the preferable range of the end temperature, a holding step of holding the same temperature at 480 ° C. for 120 seconds is performed, and the mixture is allowed to cool to room temperature and reduced. Rough drawing with a surface area of 20% was performed.

次に、鋼種Ｕ、Ｖ、Ｗを除いた夫々の圧延線材に対し、大気炉にて、以下に示す焼鈍条件ＳＡ１〜ＳＡ３の何れかにより球状化焼鈍を行った。
（ａ）条件ＳＡ１
室温から７３０℃まで加熱するに際し、室温から５００℃までを平均加熱速度１１０℃／時間で加熱し、５００℃から７３０℃までを平均加熱速度８０℃／時間で加熱する。その後平均加熱温度８℃／時間で７４０℃まで加熱し、７４０℃で２時間保持後、平均冷却速度３０℃／時間で７２０℃まで冷却し、平均冷却速度１０℃／時間で６４０℃まで冷却し、その後放冷する。
（ｂ）条件ＳＡ２
条件ＳＡ１を３回繰り返す。
（ｃ）条件ＳＡ３
室温から７３０℃まで加熱するに際し、室温から５００℃までを平均加熱速度１１０℃／時間で加熱し、５００℃から７３０℃までを平均加熱速度８０℃／時間で加熱する。その後、平均加熱速度８℃／時間で７４０℃まで加熱し、７４０℃で２時間保持後、平均冷却速度３０℃／時間で６４０℃まで冷却し、その後放冷する。 Next, spheroidizing annealing was performed on each of the rolled wire rods excluding steel types U, V, and W in an atmospheric furnace under any of annealing conditions SA1 to SA3 described below.
(A) Condition SA1
When heating from room temperature to 730 ° C., heating from room temperature to 500 ° C. is performed at an average heating rate of 110 ° C./hour, and heating from 500 ° C. to 730 ° C. is performed at an average heating rate of 80 ° C./hour. Then, it is heated to 740 ° C. at an average heating temperature of 8 ° C./hour, held at 740 ° C. for 2 hours, then cooled to 720 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./hour, and cooled to 640 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./hour. Then, let it cool.
(B) Condition SA2
Repeat condition SA1 three times.
(C) Condition SA3
When heating from room temperature to 730 ° C., heating from room temperature to 500 ° C. is performed at an average heating rate of 110 ° C./hour, and heating from 500 ° C. to 730 ° C. is performed at an average heating rate of 80 ° C./hour. Thereafter, the sample is heated to 740 ° C. at an average heating rate of 8 ° C./hour, held at 740 ° C. for 2 hours, cooled to 640 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./hour, and then allowed to cool.

焼鈍条件ＳＡ１、ＳＡ２は、本発明の球状化焼鈍に係る焼鈍条件であり、焼鈍条件ＳＡ３は、７２０℃から６４０℃までの平均冷却速度が本発明に係る焼鈍条件の範囲より速くなっている。   The annealing conditions SA1 and SA2 are annealing conditions related to the spheroidizing annealing of the present invention, and the annealing condition SA3 has an average cooling rate from 720 ° C. to 640 ° C. faster than the annealing condition range according to the present invention.

尚、鋼種Ｕ、Ｖ、Ｗに対しては、大気炉にて以下に示す焼鈍条件ＳＡ４により球状化焼鈍を行った。
（ｄ）条件ＳＡ４
平均加熱速度１５０℃／時間で室温から７２０℃まで加熱し、７２０℃で１時間保持し、その後放冷する。その後、減面率１０％の仕上げ伸線を行った。
焼鈍条件ＳＡ４は、本発明に係る焼鈍条件の範囲から外れている。 For steel types U, V, and W, spheroidizing annealing was performed in an atmospheric furnace under annealing conditions SA4 shown below.
(D) Condition SA4
Heat from room temperature to 720 ° C. at an average heating rate of 150 ° C./hour, hold at 720 ° C. for 1 hour, and then allow to cool. Then, finish drawing with a surface reduction rate of 10% was performed.
The annealing condition SA4 is out of the range of the annealing condition according to the present invention.

上記の球状化焼鈍を行った後の鋼線について、（１）５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差、（２）セメンタイトの平均粒径、（３）冷間加工時の変形抵抗、および（４）冷間加工時の割れ発生率を、下記の方法によって測定した。   For the steel wire after the above spheroidizing annealing, (1) standard deviation of the number of cementite contained in an area of 5 μm × 5 μm, (2) average particle diameter of cementite, (3) deformation resistance during cold working And (4) The crack generation rate during cold working was measured by the following method.

尚、球状化焼鈍後の鋼線の５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差、およびセメンタイトの平均粒径の測定に当たっては、横断面が観察できるように樹脂埋めし、エメリー紙、ダイヤモンドバフによって切断面を鏡面研磨した。鋼線の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置を測定した。   In addition, when measuring the standard deviation of the number of cementite contained in the 5 μm × 5 μm area of the steel wire after spheroidizing annealing and the average particle size of the cementite, it was embedded in resin so that the cross section could be observed, emery paper, diamond The cut surface was mirror polished by buffing. The position of D / 4 was measured with respect to the radius D of the steel wire.

（１）５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差の測定
ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させた断面をＦＥ−ＳＥＭにて組織観察を行い、倍率２０００倍にて６０μｍ×４５μｍの領域を５箇所（５視野）撮影した。写真上に、縦方向、横方向に５μｍ毎のメッシュ線を入れ、それぞれの視野を１０８個の５μｍ×５μｍの単位領域に分割した。各々の単位領域内に含まれるセメンタイト数を測定し、５視野×１０８個の単位領域のすべての測定値を用いて、標準偏差を算出した。単位領域の境界上に存在、即ち１つの単位領域内に一部分しか存在しないセメンタイトのうち、上および左の境界上に存在しているものは単位領域内に存在するとして測定し、下および右の境界上に存在しているものは単位領域内に存在しないものとして測定しなかった。即ち、測定しなかったセメンタイトは、別の単位領域内に存在することになる。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は０．１μｍとした。 (1) Measurement of standard deviation of the number of cementite included in an area of 5 μm × 5 μm The cross section where cementite appeared by picral etching was observed with a FE-SEM, and an area of 60 μm × 45 μm was observed at a magnification of 2000 times. 5 locations (5 fields of view) were taken. On the photograph, mesh lines of 5 μm were placed in the vertical and horizontal directions, and each field of view was divided into 108 5 μm × 5 μm unit areas. The number of cementite contained in each unit region was measured, and the standard deviation was calculated using all the measured values of 5 visual fields × 108 unit regions. Measure on the boundary of the unit region, that is, cementite that exists only partially in one unit region, and that exists on the upper and left boundaries is measured as existing in the unit region, and lower and right What was present on the boundary was not measured as not present in the unit area. That is, cementite that has not been measured is present in another unit region. The minimum equivalent circle diameter of the cementite to be measured was 0.1 μm.

（２）セメンタイトの平均粒径の測定
セメンタイトの平均粒径の測定においては、上記（１）で撮影した写真を基に、画像解析ソフトＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ，Ｉｎｃ．製Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓにより、写真内の全セメンタイトの面積を測定し、５視野における、全セメンタイト数に対する、面積の平均値を求めた。その面積を用いて、セメンタイトの円相当直径を算出し、セメンタイトの平均粒径とした。測定するセメンタイトは、写真内にセメンタイトの全体が写っているものを対象とし、写真の端に位置し、セメンタイトの一部しか写真内に写っていないものは対象としなかった。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は０．１μｍとした。 (2) Measurement of average particle diameter of cementite In measurement of the average particle diameter of cementite, image analysis software Media Cybernetics, Inc. was used based on the photograph taken in (1) above. The area of all cementite in the photograph was measured by Image-Pro Plus manufactured, and the average value of the area with respect to the total number of cementite in 5 fields of view was obtained. Using the area, the equivalent-circle diameter of cementite was calculated and used as the average particle diameter of cementite. The cementite to be measured was the one in which the whole cementite was reflected in the photograph, and the one that was located at the edge of the photograph and only a part of the cementite was reflected in the photograph was not considered. The minimum equivalent circle diameter of the cementite to be measured was 0.1 μm.

（３）変形抵抗の測定
鋼線から、φ１０．０ｍｍ×１５．０ｍｍの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度５／秒〜１０／秒で、加工率６０％の冷間鍛造試験を５回ずつ行った。変形抵抗の測定は、６０％加工率の冷間鍛造試験から得られた加工率−変形抵抗のデータから、４０％加工時の変形抵抗を５回測定し、５回の平均値を求めた。尚、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ含有量によって、求められる変形抵抗が異なるため、目標とする変形抵抗の上限値（表３内では「変形抵抗上限目標値」と記載。）を下記（３）式により求めた。
変形抵抗上限目標値（ＭＰａ）＝４００×Ｃｅｑ＋４２０ （３）
ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋０．２×［Ｓｉ％］＋０．２×［Ｍｎ％］であり、［Ｃ％］、［Ｓｉ％］及び［Ｍｎ％］は、それぞれＣ、Ｓｉ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。 (3) Measurement of deformation resistance A sample for cold forging test of φ10.0 mm × 15.0 mm was prepared from a steel wire, and processed at a strain rate of 5 / sec to 10 / sec at room temperature using a forging press. A cold forging test at a rate of 60% was performed five times. The deformation resistance was measured by measuring the deformation resistance at 40% processing five times from the data of the processing rate-deformation resistance obtained from the cold forging test at the 60% processing rate, and obtaining the average value of the five times. Since the required deformation resistance varies depending on the C, Si and Mn contents, the target upper limit value of the deformation resistance (described as “deformation resistance upper limit target value” in Table 3) is given by the following equation (3). Asked.
Deformation resistance upper limit target value (MPa) = 400 × Ceq + 420 (3)
However, Ceq = [C%] + 0.2 × [Si%] + 0.2 × [Mn%], and [C%], [Si%] and [Mn%] are C, Si and Mn, respectively. Content (mass%) is shown.

（４）割れ発生率の測定
割れ発生率の測定は、上記（３）と同じ条件で６０％加工率の冷間鍛造試験後、夫々実体顕微鏡にて表面観察を５回行い、倍率２０倍にて表面割れの有無を測定し、「表面割れを有するサンプル数」を５で除すことにより、その平均を求めた。全ての鋼種における目標とする割れ発生率は、２０％以下とした。 (4) Measurement of cracking rate The cracking rate was measured after the cold forging test at 60% processing rate under the same conditions as in (3) above, and the surface was observed with a stereomicroscope five times, and the magnification was 20 times. Then, the presence or absence of surface cracks was measured, and the “number of samples having surface cracks” was divided by 5 to obtain the average. The target crack generation rate for all steel types was 20% or less.

これらの結果を、球状化焼鈍条件と共に下記表３に示す。表３には、（１）式により求まるセメンタイト数の標準偏差σｃの上限値および下限値も記載した。尚、表３の総合評価の欄には、変形抵抗および耐割れ発生率のいずれも目標値をクリアーし良好である場合は「ＯＫ」と記載し、変形抵抗および耐割れ発生率の少なくとも一方が目標値に達していない場合は「ＮＧ」と記載した。
図１は、表３に示す結果から得た、耐割れ性が良好のサンプルおよび不良サンプルにおけるＣ濃度とセメンタイト数の標準偏差との関係を示すグラフである。グラフ中の２本の点線のうち、下側の点線は、（１）式の左辺に示す下限値１．５に対応し、上側の点線は、（１）式の右辺に示す上限値４．５に対応する。
図１より（１）式を満足し、かつ所定の化学組成を有するともにセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以上であるサンプルは全て総合評価がＯＫであり、（１）式を満足しないサンプルは総合評価がＮＧであることが分かる。また（１）式を満足していても、化学組成およびセメンタイトの平均粒径のどちらかの要件を満足しないサンプルは総合評価がＮＧとなっている。 These results are shown in Table 3 below together with the spheroidizing annealing conditions. Table 3 also shows the upper limit value and lower limit value of the standard deviation σc of the cementite number determined by the equation (1). In the column of comprehensive evaluation in Table 3, when both the deformation resistance and the crack resistance occurrence rate are clear and satisfactory, “OK” is indicated, and at least one of the deformation resistance and the crack resistance occurrence rate is indicated. When the target value was not reached, “NG” was described.
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the C concentration and the standard deviation of the cementite number in samples with good crack resistance and defective samples obtained from the results shown in Table 3. Of the two dotted lines in the graph, the lower dotted line corresponds to the lower limit value 1.5 shown on the left side of the formula (1), and the upper dotted line shows the upper limit value 4 shown on the right side of the formula (1). Corresponds to 5.
As shown in FIG. 1, all the samples satisfying the formula (1) and having a predetermined chemical composition and having an average particle size of cementite of 0.5 μm or more have an overall evaluation of OK, and samples not satisfying the formula (1) It turns out that comprehensive evaluation is NG. Moreover, even if the formula (1) is satisfied, the sample that does not satisfy either of the chemical composition and the average particle diameter of cementite has a comprehensive evaluation of NG.

また、上述のＦＥ−ＳＥＭによる組織観察の際に、いずれのサンプルもフェライトおよびセメンタイトにより構成されているのを確認した。
図２（ａ）は、試験Ｎｏ．１５のＦＥ−ＳＥＭによる金属組織観察結果であり、図２（ｂ）は試験Ｎｏ．１６のＦＥ−ＳＥＭによる金属組織観察結果である。試験Ｎｏ．１５には層状のセメンタイトはあまり観察されなかったが、試験Ｎｏ．１６には比較的多くの層状のセメンタイトが観察された。 Further, it was confirmed that any sample was composed of ferrite and cementite during the structure observation by the FE-SEM.
FIG. 2 (a) shows test no. 15 is a result of observation of metal structure by FE-SEM, and FIG. It is a metal-structure observation result by 16 FE-SEM. Test No. 15 did not show much layered cementite. In 16, a relatively large amount of layered cementite was observed.

表３の結果より、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜３、５〜７、９、１０、１２〜１５、１７〜２０、２２〜２４および３６〜３８は、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、変形抵抗の低減および耐割れ性向上が共に達成されていることが分かる。   From the results in Table 3, it can be considered as follows. Test No. 1 to 3, 5 to 7, 9, 10, 12 to 15, 17 to 20, 22 to 24, and 36 to 38 are examples that satisfy all of the requirements defined in the present invention. It can be seen that improved crack resistance is achieved together.

このうち試験Ｎｏ．３６〜３８は、圧延が好ましい条件で製造されていない鋼種Ｑ、Ｒ、Ｓを用いた例であるが、ＳＡ２の焼鈍条件によって繰り返し球状化焼鈍を行ったことから、硬質組織の再生パーライトが分解・減少した結果、セメンタイトの分布状態が均一化し、変形抵抗および割れ発生率のいずれも目標値に達している。   Of these, test no. 36 to 38 are examples using steel types Q, R, and S that are not manufactured under conditions where rolling is preferable, but since spheroidizing annealing was repeatedly performed under the annealing conditions of SA2, the regenerated pearlite with a hard structure was decomposed.・ As a result of the decrease, the distribution of cementite is uniform, and both the deformation resistance and crack generation rate have reached the target values.

ここで、球状化焼鈍がＳＡ１かＳＡ２であるか以外は条件に違いのない（すなわち鋼種が同じ）試験Ｎｏ．２、３（鋼種Ｂ）、試験Ｎｏ．６、７（鋼種Ｃ）、試験Ｎｏ．９、１０（鋼種Ｅ）、試験Ｎｏ．１４、１５（鋼種Ｈ）、試験Ｎｏ．１９、２０（鋼種Ｋ）および試験Ｎｏ．２３、２４（鋼種Ｍ）に着目すると、いずれの場合もＳＡ１と比べてＳＡ１を３回繰り返すＳＡ２の焼鈍を行った方が、変形抵抗が低くかつ割れ発生率も低くなっていることが分かる。   Here, there is no difference in conditions except that the spheroidizing annealing is SA1 or SA2 (that is, the same steel type). 2, 3 (steel type B), test no. 6, 7 (steel grade C), test no. 9, 10 (steel type E), test no. 14, 15 (steel type H), test no. 19, 20 (steel grade K) and test no. When paying attention to 23 and 24 (steel type M), it can be seen that, in each case, annealing with SA2 repeated three times compared to SA1 has a lower deformation resistance and a lower crack generation rate.

試験Ｎｏ．４、８、１１、１６、２１、２５〜３５は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、変形抵抗、割れ発生率のいずれか、または両方が目標値に達していないことが分かる。   Test No. 4, 8, 11, 16, 21, 25 to 35 are comparative examples lacking any of the requirements defined in the present invention, and either the deformation resistance, the crack occurrence rate, or both have not reached the target value. I understand that.

即ち、試験Ｎｏ．４、８、１１、１６、２１、２５は、条件が適切でない焼鈍条件ＳＡ３で球状化焼鈍を行っており、５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差が（１）式で規定する上限値より大きく、割れ発生率、または変形抵抗および割れ発生率の両方が目標値に達していない。両方が目標値に達していない試験の金属組織には再生パーライトが多く見られ、このため（１）式を満足せず、変形抵抗が増加したと考えられる。   That is, test no. Nos. 4, 8, 11, 16, 21, and 25 are subjected to spheroidizing annealing under an annealing condition SA3 where the conditions are not appropriate, and the standard deviation of the number of cementites contained in an area of 5 μm × 5 μm is defined by equation (1). It is larger than the upper limit value, and the crack occurrence rate, or both the deformation resistance and the crack occurrence rate do not reach the target values. A lot of regenerated pearlite was observed in the metal structure of the test in which both did not reach the target value. Therefore, it was considered that the deformation resistance was increased without satisfying the equation (1).

試験Ｎｏ．２６、２７は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種ＮまたはＣｒ含有量が過剰な鋼種Ｏを用いており、冷間加工時の変形抵抗が高いままである。   Test No. Nos. 26 and 27 use steel type N with excessive Mn content or steel type O with excessive Cr content, and the deformation resistance during cold working remains high.

試験Ｎｏ．２８〜３２は、圧延を好ましい条件から外れた条件で行った鋼種Ｐ、Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔを用いた例であり、その後のＳＡ１の球状化焼鈍を行っても、５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差が（１）式が規定する上限値より大きく、割れ発生率、または変形抵抗および割れ発生率の両方が目標値に達していない。   Test No. 28 to 32 are examples using steel types P, Q, R, S, and T that were rolled under conditions other than the preferred conditions, and an area of 5 μm × 5 μm even if the subsequent spheroidizing annealing of SA1 was performed. The standard deviation of the cementite number contained in is larger than the upper limit defined by the equation (1), and the crack occurrence rate, or both the deformation resistance and the crack occurrence rate have not reached the target values.

試験Ｎｏ．３３〜３５は、圧延条件が好ましい条件ではない鋼種Ｕ、Ｖ、Ｗを用い、焼鈍条件が適切でないＳＡ４で球状化焼鈍を行った例であり、微細なセメンタイトが均一に分散し、５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差が（１）式が規定する下限値よりも小さくなっており、更にセメンタイトの平均粒径も規定値より小さい。Ｎｏ．３４、３５は５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差が下限値より小さく、変形抵抗が高い。Ｎｏ．３３、３４はセメンタイトの平均粒径が下限値よりも小さく、変形抵抗が高い。   Test No. Nos. 33 to 35 are examples in which the steel types U, V, and W whose rolling conditions are not preferable are used, and spheroidizing annealing is performed with SA4 where the annealing conditions are not appropriate. Fine cementite is uniformly dispersed and 5 μm × 5 μm. The standard deviation of the number of cementites contained in the area is smaller than the lower limit defined by the equation (1), and the average particle size of the cementite is also smaller than the defined value. No. Nos. 34 and 35 have a standard deviation of the cementite number contained in an area of 5 μm × 5 μm smaller than the lower limit value and high deformation resistance. No. In Nos. 33 and 34, the average particle diameter of cementite is smaller than the lower limit, and the deformation resistance is high.

本発明の機械構造部品用鋼線は、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品、建設機械用部品等の各種機械構造部品の素材に好適に用いられる。こうした機械構造部品として、具体的には、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コア、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクタ、プーリ、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等の機械部品、電装部品等が挙げられる。本発明の鋼線は、上記の機械構造部品の素材として好適に用いられる高強度機械構造部品用鋼線として産業上有用であり、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、且つ素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。   The steel wire for machine structural parts of the present invention is suitable for materials of various machine structural parts such as automobile parts and construction machine parts manufactured by cold working such as cold forging, cold forging, and cold rolling. Used for. Specifically, these mechanical structural parts include bolts, screws, nuts, sockets, ball joints, inner tubes, torsion bars, clutch cases, cages, housings, hubs, covers, cases, washers, tappets, saddles, bulgs, Inner case, clutch, sleeve, outer race, sprocket, core, stator, anvil, spider, rocker arm, body, flange, drum, fitting, connector, pulley, metal fitting, yoke, base, valve lifter, spark plug, pinion gear, steering Examples include mechanical parts such as shafts and common rails, and electrical parts. The steel wire of the present invention is industrially useful as a steel wire for a high-strength mechanical structural component that is suitably used as a material for the above-mentioned mechanical structural component, and deformation resistance at room temperature when manufacturing the various mechanical structural components described above. , And excellent cold workability can be exhibited by suppressing cracking of the material.

Claims (2)

Ｃ ：０．３質量％〜０．６質量％、
Ｓｉ：０．０５質量％〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．２質量％〜１．７質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０．００１質量％〜０．０５質量％、
Ａｌ：０．００５質量％〜０．１質量％、および
Ｎ ：０質量％〜０．０１５質量％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、５μｍ×５μｍの面積に含まれるセメンタイト数の標準偏差σｃが下記（１）式を満足し、セメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以上である機械構造部品用鋼線。

１．５≦σｃ≦４．５ （１）
C: 0.3% by mass to 0.6% by mass,
Si: 0.05 mass% to 0.5 mass%,
Mn: 0.2% by mass to 1.7% by mass,
P: more than 0% by mass, 0.03% by mass or less,
S: 0.001 mass% to 0.05 mass%,
Al: 0.005% by mass to 0.1% by mass, and N: 0% by mass to 0.015% by mass,
The balance consists of iron and inevitable impurities,
Mechanical structure component in which the metal structure is composed of ferrite and cementite, the standard deviation σc of the number of cementites contained in an area of 5 μm × 5 μm satisfies the following formula (1), and the average particle size of cementite is 0.5 μm or more Steel wire.

1.5 ≦ σc ≦ 4.5 (1)
Ｃｒ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｃｕ：０質量％超、０．２５質量％以下、
Ｎｉ：０％質量超、０．２５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２５質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超、０．０１質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含有し、かつ下記（２）式を満足する請求項１に記載の機械構造部品用鋼線。

［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］＋［Ｂ％］×５０≦０．７５ （２）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］、［Ｍｏ％］および［Ｂ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢの含有量を示す。 Cr: more than 0% by mass, 0.5% by mass or less,
Cu: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less,
Ni: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less,
Mo: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less, and B: one or more selected from the group consisting of more than 0% by mass, 0.01% by mass or less, and the following formula (2) The steel wire for machine structural parts according to claim 1 which is satisfied.

[Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] + [B%] × 50 ≦ 0.75 (2)
However, [Cr%], [Cu%], [Ni%], [Mo%], and [B%] indicate the contents of Cr, Cu, Ni, Mo, and B expressed in mass%, respectively.
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