JP3474544B2 - 室温及び加工発熱領域の変形抵抗の上昇が抑制された線状または棒状鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、冷間加工性に優れ
た線状または棒状鋼（以下、鋼と略記する場合がある）
に関するものである。本発明において「冷間加工性に優
れた」とは、「室温及び加工発熱領域の変形抵抗の上昇
が抑制された」ことを意味する。即ち、本発明は、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、コアー、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、コネクター、プーリー、
金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ
の他、機械部品、電装部品等を、冷間鍛造、冷間圧造、
冷間転造等の冷間加工によって製造するに当たり、軟化
熱処理を施すことなく熱間圧延ままでも、室温及び加工
発熱領域の変形抵抗の上昇が抑制された線状または棒状
鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】冷間加工は、熱間加工や切削加工に比べ
て生産性が高いうえに鋼材の歩留まりも良好なことか
ら、ボルト、ナット、ねじ等の機械部品や電装部品を効
率よく製造する為の方法として汎用されている。

【０００３】従って、この様な冷間加工に使用される鋼
は、本質的に冷間加工性に優れていることが要求され
る。具体的には、冷間加工時の変形抵抗が低く（加工比
重が低く）、且つ延性（伸び、絞り）が高いことが必要
である。鋼の変形抵抗が高いと冷間加工に使用する工具
の寿命が低下してしまい、一方、延性が低いと冷間加工
時に割れが発生し易くなり、不良品発生の原因になる。

【０００４】従来は、圧延線材または棒鋼を酸洗いによ
り脱スケールし、皮膜処理した後、冷間引抜き加工によ
り伸線を行ってから（加工率１０〜４０％）、冷間加工
を行うのが一般的であった。しかしながら、この方法
は、冷間加工率が低く加工荷重が低い場合には有効であ
るが、加工率の上昇に伴い、加工荷重が高くなると冷間
加工用の工具寿命が短くなってしまい採用できなかっ
た。

【０００５】そこで、冷間加工時の加工荷重が高い場合
や、冷間加工時に割れが発生する場合には、冷間加工前
に、低温焼鈍、焼鈍、球状化焼鈍等の熱処理が実施され
ており、それにより、鋼材を軟化し、且つ延性を高めた
状態で冷間加工するという方法が汎用されている。

【０００６】ところが上記熱処理には、数時間〜数十時
間の長時間にわたる熱処理を要するという問題を抱えて
いる。従って、生産性の向上や省エネルギー対策、ひい
てはコストの低減化を目的として、球状化焼鈍処理等の
熱処理の省略が可能な、冷間加工性に優れた線状または
棒状鋼の開発が切望されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであり、その目的は、球状化焼鈍処
理を省略したとしても熱間圧延のままで冷間加工性に優
れた線状または棒状鋼を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明に係る球状化焼鈍処理が省略可能な線状または棒状
鋼であって、室温及び加工発熱領域の変形抵抗の上昇が
抑制されたという意味における冷間加工性に優れた線材
または棒状鋼とは、Ｂ ：０．００５５％以下、Ｚｒ：
０．０３５％以下の少なくともいずれか一方を含み、且
つ、Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％を含有すると
共に、Ｂ，Ｚｒ及びＮが下式を満足することにより、フ
ェライト結晶粒の微細化が抑制されたものであるところ
に要旨を有するものである。 -０．００１０≦［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚ
ｒ］≦０．００２０ （式中、［ ］は、各元素の含有量を表す）

【０００９】これは、所望の特性を発揮させる為には、
変形抵抗の上昇を支配している固溶Ｃ及び固溶Ｎを固定
化するに当たり、フェライト結晶粒を微細化させないＢ
やＺｒを添加することが有効であるという知見に基づい
て特定されたものであり、このことは、裏返せば、Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｖ等のフェライト結晶粒微細化元素について
はできるだけ添加しない様にすることが有効であること
を意味する。かかる意味において、本発明では、Ｔｉ，
Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を含み、Ｎｂ及びＶを合計
で０．０８０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０２０
％以下（０％を含む）に抑制する。

【００１０】また、本発明の鋼は、基本成分として、Ｃ
：０．００１〜０．４０％，Ｓｉ：０．４０％以下
（０％を含む），Ｍｎ：０．１５〜１．８％を含有する
ものであり、更に、sol．Ａｌ：０．０１〜０．０６
％，Ｃｒ：０．０１〜０．５０％Ｐ ：０．００１〜
０．０１５％、Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含む）
を含有する。上記成分の他、本発明の作用を損なわない
範囲で他の微量成分等を含む鋼も本発明の技術的範囲に
含まれる。

【００１１】

【発明の実施の形態】本発明者らは、熱間圧延のままで
冷間加工性に優れた鋼を提供すべく、特に「室温での変
形抵抗の上昇および加工発熱領域での変形抵抗の上昇を
低減することにより冷間加工性を向上させる」という観
点に基づき、鋭意検討してきた。冷間加工性のなかでも
特に変形抵抗に着目したのは、初期強度に支配される室
温の変形抵抗のみならず、固溶Ｃ及び固溶Ｎによる歪み
時効の挙動が加工発熱領域における変形抵抗にも影響を
及ぼすからである。

【００１２】その結果、「室温での変形抵抗の上昇の低
減および加工発熱領域での変形抵抗の上昇の低減」とい
う課題を両立させる為には、冷間加工性のなかでも変形
抵抗の上昇を支配している固溶Ｃおよび固溶Ｎを固定化
するに当たり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等のフェライト結晶粒微
細化元素を添加するのではなく、フェライト結晶粒を微
細化させない（むしろ粗大化させる）ＢやＺｒを添加す
れば、フェライト結晶粒の微細化による強化が抑制され
て引張強度が低減され、室温での変形抵抗の上昇も小さ
くなる結果、冷間加工性が向上することを突き止めた。
従って本発明は、固溶Ｃ及び固溶Ｎを固定化するに当た
り、フェライト結晶粒の微細化抑制という観点から最適
な炭化物・窒化物形成元素を選択し、添加させたところ
に技術的思想を有するものである。この様に「初期強度
を小さくして室温での変形抵抗の上昇を低減させると共
に、加工発熱領域での変形抵抗の上昇を低減するという
意味における冷間加工性向上という課題を達成する為に
は、フェライト結晶粒径は微細化させない方が有効であ
ること；その為には、従来の如く、固溶Ｃ及び固溶Ｎの
固定化を目的として炭化物・窒化物形成元素を非選択的
且つ無作為に、或いは析出強化作用という観点から添加
するのではなく、フェライト結晶粒微細化による強化抑
制という観点から、添加する炭化物・窒化物形成元素の
種類を適切に選択することが有効であること」について
は従来知られておらず、本発明者らによって始めて見出
された知見である。

【００１３】尚、本発明と同様、球状化焼鈍処理を省略
したとしても冷間加工性に優れた鋼を製造する方法は、
これまでにも提案されているが、上述した本発明の技術
的思想は開示も示唆もされていない。

【００１４】例えば特公昭６１−３５２４９には、圧
延条件や冷却条件を制御することにより固溶Ｃ及び固溶
Ｎを少なくし、歪時効に起因する加工硬化を抑制して変
形抵抗を小さくする方法が開示されている。但し、鋼中
の成分組成に関しては、歪時効による変形抵抗の増大を
防止するため、固溶Ｎによる歪時効を抑制する目的でＡ
ｌを添加し、ＮをＡｌＮとして析出させる等の一般的な
記載がなされているに過ぎない。

【００１５】また、特開昭５７−６３６３５には、Ａ
_c1変態点以下、Ａ_c1変態点より５０℃を下回らない温度
に５時間以上保持することによりセメンタイトを充分凝
集させると共に、Ａｌ量を制御して固溶Ｎを固定するこ
とにより、加工工具寿命の高められた冷間鍛造用棒鋼の
製造方法が開示されている。この公報は、「熱間圧延後
の温度を所定範囲に保持すればセメンタイトを凝集析出
せしめ、強度を低下させることができる」という知見に
基づいてなされたものであり、「フェライト粒の粗大化
が起ると、冷間鍛造時の割れ発生が起り易くなる」とい
う観点から、鋼中成分を制御し、鋼の粗大化を阻止する
Ａｌ等を含むことを必須要件とする点で、初期強度を低
下させて室温での変形抵抗を低減させるという観点から
フェライト粒を（微細化させるのではなく）粗大化さ
せ、その為に、圧延材の中心〜直径／８の範囲にあるフ
ェライト組織中のフェライト粒度番号を圧延材の最表層
にあるフェライト組織中のフェライト粒度番号との関係
で制御する本発明とは、全く異なる技術的思想を有する
ものである。

【００１６】また、特開平８−２６００４７には、冷
間鍛造で歪時効の原因となる固溶Ｎを少なくする為にＮ
及びＡｌ／Ｎを特定して熱間圧延する工程と；熱間圧延
の最終段階において所定温度範囲で５０％以上の塑性加
工を加える加工熱処理工程と；加工熱処理に続く冷却の
後、３００〜４００℃の温度範囲に３時間以上加熱する
過時効処理とを包含する冷間鍛造用棒鋼線材の製造方法
が開示されている。この公報は、「冷間圧延後の過時効
処理による耐歪時効性を高める為には、フェライト粒径
を小さくすることが有効であり、熱間加工の最終段階で
温度調整をして特定の加工度を与えることが、フェライ
ト粒の微細化及びこれによる歪時効の抑制・延性の改善
に臨界的効果をもたらす」等の知見に基づいてなされた
ものであり、「フェライト粒径を小さくすることが歪時
効の発生を抑制するのに非常に有効である」ことを実験
的に確認している。しかしながら、本発明者らが検討し
たところ、上記方法の如くフェライト粒径を小さくすれ
ば歪時効の発生は抑制され、１５０〜３００℃の高温で
の変形抵抗は低減される反面、引張強度は上昇するた
め、室温での変形抵抗が上昇し、割れ等が顕著に発生し
て冷間加工性が低下することが分かった。本発明の如
く、「初期の強度を小さくし、室温での変形抵抗を低減
することにより冷間加工性を高める」という観点からす
れば、上記公報の様にフェライト粒径を微細化させる方
法は好ましくなく、むしろ、微細化とは逆に、フェライ
ト粒径を粗大化させる方が有効なのである。かかる意味
において、両者は全く異なる技術的思想を有するもので
ある。

【００１７】更に、特許第２５９９４６６には、Ｔｉ
を（Ｔｉ−３．４Ｎ）／Ｃ＝４〜６の範囲に添加するこ
とによりＣ、Ｎを固定して非時効性化し、それによって
冷間加工後の降伏比の上昇を防止させた低降伏比構造用
鋼材が開示されている。この公報は、非時効性に優れ、
かつ低降伏比を満足すると共に所定の強度レベルを確保
する為に、フェライト単相鋼の有する特性を最大限に活
用するものであり、まず、非時効性に関しては、時効を
生じる原因となる侵入型固溶原子であるＣ及びＮの固定
化が必須であるという観点からＴｉによるＣ，Ｎの固定
化を図る（即ち、ＴｉをＣ，Ｎの当量以上添加すること
によりＣ，Ｎの固定化を図る）と共に、一方、Ｔｉを過
剰に添加するとＴｉＣの粗大化が起り、ＴｉＣによる析
出強化が利用できなくなり、高強度化が困難になるとい
う観点から、その上限を定めたものである。従って、上
記公報にしても、「Ｔｉ添加による固溶Ｃの固定化；そ
の結果、得られるＴｉＣの析出強化による強度上昇」に
ついて開示されているのみであり、本発明の如く、Ｚｒ
やＢ等の窒化物形成元素を添加してフェライト結晶粒の
微細化を抑制し、当該微細化による強化を抑制するとい
う技術的思想は全く開示されていない。しかも、上記公
報の最重要成分であるＴｉは析出強化元素である為、
「初期の強度低下による室温での変形抵抗の上昇低減→
冷間加工性の向上」という本発明の課題を解決する為に
は、できるだけＴｉの添加量を少なくする必要があり、
Ｔｉを積極的に（本発明に比べて）多量に添加する上記
公報とは、鋼中組成も全く異なるものである。

【００１８】一方、特開平３−２８７７４３には、上
記の如くＴｉを添加するのではなく、Ｎｂを、Ｎｂ／
（Ｃ＋Ｎ）≧７に制御した低炭素非時効性線材が開示さ
れている。この公報は、「Ｃ及びＮの時効抑制を目的と
して添加されていたＴｉは、同時に、切削性に有効なＳ
とも反応してＴｉＳまたはＴｉ₂ＳとなりＳを固定して
しまう為、Ｓの効果が十分発揮されない」という知見に
基づき、Ｔｉよりも硫化物生成傾向の小さいＮｂに着目
し、時効硬化を完全に抑制すると共に切削性に優れた線
材を目指して提案されたものである。従って、上記公報
を精査しても、本発明の如く、フェライト結晶粒の微細
化を抑制すべく、ＺｒやＢ等の窒化物形成元素を添加す
ることについては全く開示されていない。しかも、上記
公報の最重要成分であるＮｂは析出強化元素である為、
「初期の強度低下による室温での変形抵抗の上昇低減→
冷間加工性の向上」という本発明の課題を解決する為に
は、できるだけＮｂの添加量を少なくする必要があり、
Ｎｂを積極的に（本発明に比べて）多量に添加する上記
公報とは、鋼中組成も全く異なるものである。

【００１９】以下、本発明を特定する各要件について説
明する。

【００２０】上述した様に本発明の線状または棒状鋼
は、フェライト結晶粒の微細化による強度上昇を抑制す
ることにより冷間加工性を向上させたところに技術的思
想を有するものであり、かかる技術的思想を具現化する
為には、線状または棒状鋼の成分を以下の様に制御する
ことが必要である。

【００２１】まず、窒化物形成元素については、Ｂ ：
０．００５５％以下、Ｚｒ：０．０３５％以下の少なく
ともいずれか一方を含み、且つ、Ｎ ：０．０００５〜
０．００７０％を含有すると共に、Ｂ，Ｚｒ及びＮが下
式を満足しなければならない。 −０．００１０≦［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚ
ｒ］≦０．００２０ （式中、［ ］は、各元素の含有量を表す）

【００２２】前述した通り、本発明では窒化物形成元素
として、Ｔｉ等のフェライト粒微細化元素を添加するの
ではなく、フェライト結晶粒を微細化させない（むしろ
粗大化させる）Ｂ及び／又はＺｒを添加するものであ
る。従って、上記元素は、従来の如く例えばＢを焼入れ
向上元素として添加するのではなく、Ｎと結合してＢＮ
／ＺｒＮとして生成させ、冷間加工時の動的歪み時効を
抑制すると共に、Ｎの固溶強化を抑制し、必要以上のＡ
ｌＮが析出する為にフェライト結晶粒が微細化して強度
が上昇するのを抑制することを目的として添加される。
かかる作用を有効に発揮させるためには、Ｂを０．００
０５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）、Ｚ
ｒを０．００５％以上（より好ましくは０．０１０％以
上）添加することが推奨される。但し、Ｂを、０．００
５５％を超えて添加すると、冷間加工性に悪影響を及ぼ
す様になる。より好ましくは０．００４０％以下であ
る。同様にＺｒを、０．０３５％を超えて添加すると、
変形能が低下し、冷間加工性に悪影響を及ぼす様にな
る。より好ましくは０．０２５％以下である。

【００２３】尚、上記Ｂ及びＺｒは、夫々単独で添加し
ても良く、或いは両方を添加しても良く、いずれにせ
よ、固溶Ｎの固定化のみを目的として添加される。従っ
て、上記元素は、基本的には、最終的に含有するＮに応
じて適宜その添加量を調整することが好ましい。もし、
鋼中のＮが０．００２０％以下に常時抑えられるなら
ば、これらの元素を敢えて積極的に添加する必要はな
い。この程度の少量のＮ量が存在したとしても、冷間加
工性に悪影響を及ぼす恐れは少ないと考えられるからで
ある。

【００２４】ここで、Ｎは、０．０００５〜０．００７
０％の範囲に制御することが推奨される。Ｎはフェライ
ト中に固溶し、冷間加工時における歪時効発生の原因と
なるので、できるだけ少ない方が好ましく、かかる観点
からその上限を０．００７０％に定めた。より好ましく
は０．００５０％以下である。一方、０．０００５％未
満では、コストに見合う工業的な生産が困難となるため
である。より好ましくは０．００１０％以上である。

【００２５】更に本発明では、上記Ｂ，Ｚｒ及びＮが下
式を満足することが推奨される。 −０．００１０≦［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚ
ｒ］≦０．００２０ （式中、［ ］は、各元素の含有量を表す）

【００２６】これは、Ｂ及び／又はＺｒによる固溶Ｎの
固定化作用を有効に発揮させるために設けた式である。
まず、上式の下限値は、必要最小限のＮを固定するＢ及
びＺｒを特定したものであり、下限値が−０．００１０
以上であれば、ＢがＮを固定する為に過剰に添加された
としても、焼入れ性に寄与することもなく、また、Ｚｒ
がＮを固定する為に過剰に添加されたとしても、硫化物
や炭化物となって析出するため、冷間加工性の向上には
何ら悪影響を及ぼさないことを確認している。より好ま
しくは、上式の下限は−０．０００５である。

【００２７】また、上式の上限値は、添加されるＮ量の
上限をＢ量及びＺｒ量との関係で特定したものであり、
上限値が０．００２０を超えると、過剰のＮがＢ／Ｚｒ
の他にＡｌと結合してしまう為にＡｌＮの数が多くな
り、フェライト結晶粒を微細化してしまう。上式の上限
値が０．００２０以下であれば、たとえ、ＮがＡｌと結
合してＡｌＮを生成したとしても、熱間圧延においてフ
ェライト結晶粒を微細化させることなく、しかも、熱間
圧延のままであっても、球状化焼鈍材並みに変形抵抗を
低減させて変形能を確保することができることを確認し
ている。より好ましくは、上式の上限は０．００１５で
ある。

【００２８】以上が本発明に用いられる窒化物形成元素
に関与する元素についての説明であるが、更に本発明で
は、従来汎用されている炭窒化物形成元素に関し、以下
の様に制御することが推奨される。

【００２９】Ｔｉ，Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を含
み、Ｎｂ及びＶを合計で０．０８０％以下、Ｔｉ：０．
０２０％以下これらＴｉ，Ｎｂ及びＶの元素は、いずれ
も炭窒化物生成元素であり、Ｃ及びＮを固定するには有
効であるが、析出強化や結晶粒微細化による強化の為、
強度が上昇すること；添加により、熱間圧延後の結晶粒
微細化に寄与することから、本発明の目的である「初期
引張強度を小さくし、室温での変形抵抗を小さくするこ
とにより冷間加工性を向上させる」うえでは、むしろ有
害な元素である。従って、上記元素の添加量はできるだ
け少ない方が好ましく、かかる観点から、Ｎｂ及びＶを
合計で０．０８０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下に特
定した次第である。特にＴｉは、上記元素のなかでも最
もＮと結合し易く、Ｂと複合添加すると焼入れ性向上作
用を発揮してしまうため、上記範囲に制御することが推
奨される。より好ましくは、Ｎｂ及びＶを合計で０．０
１５％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下であり；更により
好ましくは、Ｎｂ及びＶを合計で０．０１０％以下、Ｔ
ｉ：０．００５％以下である。

【００３０】以上、本発明の技術的思想を具現化する為
の鋼中成分について説明したが、本発明では、更に、下
記元素を以下の様に制御することが推奨される。

【００３１】Ｃ：０．００１〜０．４０％ Ｃは、鋼材の必要強度を付与するために必須の元素であ
る。０．００１％未満では所望の強度が得られず、ま
た、この様な低濃度に制御しようとすると工業的にコス
トが高くつき経済的でない。好ましくは０．００３％以
上、より好ましくは０．００５％以上、更により好まし
くは０．０１％以上、特に好ましくは０．０５％以上で
ある。一方、０．４０％を超えるとパーライト分率が高
くなり、所望の変形能が得られない。好ましくは０．３
５％以下である。

【００３２】Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含む） Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、過剰に添加す
ると、固溶強化により冷間加工における加工荷重（変形
抵抗と概ね同義）が増加するのみならず、変形能の低下
を招く恐れがあるため、できるだけ少ない方が好ましい
という観点から、その上限を０．４０％に定めた。０．
４０％を超えて添加すると、変形能の低下が顕著に現れ
るからである。より好ましくは０．２５％以下である。

【００３３】Ｍｎ：０．１５〜１．８％ Ｍｎは脱酸及び脱硫に有用であるのみならず、冷間加工
後の熱処理時における焼入れ焼戻し軟化抵抗を向上させ
るのに有用な元素である。この様な作用を有効に発揮さ
せるには、０．１５％以上添加することが好ましい。よ
り好ましくは０．２０％以上である。但し、過剰に添加
すると、熱間圧延後のフェライト・パーライト成長速度
が低下し、冷間加工性に有害なベイナイトが発生し易く
なるため、その上限を１．８％に定めた。より好ましく
は１．５％以下である。

【００３４】上記のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ量は、あくまでも好
ましい範囲であって、上記範囲を外れたものは一切本発
明の範囲内に包含されないというものではないことは言
うまでもない。例えばＪＩＳ Ｃ ２５０３，ＪＩＳ
Ｇ ４０５１，ＪＩＳ Ｇ４１０６，ＪＩＳ Ｇ ３５
０６，ＪＩＳ Ｇ ３５０７等のＪＩＳ鋼種を本発明に
適用しても良く、ＪＩＳに規定する成分範囲を外せない
という特段の事情がある場合には、ＪＩＳに規定する範
囲内で添加することが推奨される。但し、冷間加工直後
の強度、及び冷間加工後・焼入れ焼戻し後の強度を合わ
せるのであれば、敢えてＪＩＳに規定する成分範囲を外
れても構わない。

【００３５】sol．Ａｌ：０．０１〜０．０６％ Ａｌは脱酸に有用な元素である。しかし、Ａｌは、Ｚ
ｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂの次に窒化物（ＡｌＮ）を生成し易
い。このＡｌＮが多くなると結晶粒の微細化を招くた
め、本発明の趣旨から言えば、ＡｌＮはできるだけ生成
させない方が好ましく、従って、Ａｌの添加量もできる
だけ少ない方が良いが、上記趣旨に逸脱しない範囲で添
加しても良い。かかる観点から、本発明では下限を０．
０１％に定めた。但し、過剰に添加すると、上記作用が
飽和してしまうのみならず、ＡｌＮの生成によるフェラ
イト結晶粒微細化作用が顕著になる為、その上限を０．
０６％に定めた。より好ましくは０．０１５％以上、
０．０５％以下である。

【００３６】Ｃｒ：０．０１〜０．５０％ Ｃｒは、熱間圧延時のフェライト・パーライト変態を促
進させ、強度上昇にあまり寄与することなく炭化物を析
出させるのに有効な元素であり、この様な作用を有効に
発揮させる為、下限を０．０１％に定めた。より好まし
くは０．０３％以上である。但し、０．５０％を超えて
添加すると、引張強度が高くなり過ぎる。より好ましく
は０．３０％以下である。

【００３７】更に、以下の元素を添加することもでき
る。

【００３８】Ｐ：０．００１〜０．０１５％以下（０％
を含む） Ｐは焼入れ性向上元素として有効であり、この様な作用
を有効に発揮させ為に、下限を０．００１％に定めた。
但し、０．０１５％を超えて添加すると、凝固時にミク
ロ偏析し、熱間圧延時には粒界に偏析して粒界を脆化さ
せ、結果的に冷間加工の際、割れる恐れが高くなる。よ
り好ましくは０．０１０％以下である。

【００３９】Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む） Ｓは、主にＭｎＳの硫化物系介在物を形成し、熱間圧延
時に粒界に偏析して粒界を脆化させ、冷間加工の際、割
れる恐れがあることから、その上限を０．０１５％に定
めた。より好ましくは０．０１０％以下である。

【００４０】本発明の鋼は上記成分を含有し、残部：実
質的に鉄であるが、上記成分以外にも、本発明の作用を
損なわない範囲で許容し得る許容成分を添加しても良い
し、不純物も含まれる。

【００４１】次に、本発明に係る線材または棒材を製造
する方法について説明する。

【００４２】本発明で目的とする所定の組織を得る為に
は、鋼片を８００〜１１００℃の範囲まで加熱し、７５
０〜１１００℃の範囲で所定の線径まで圧延した後、主
に水流によって６００〜６０００℃／分の冷却速度で５
００〜８００℃まで冷却し、復熱によって回復した温度
（調整冷却開始温度）を７５０〜８７５℃に制御するこ
とが必要である。以下、各要件について説明する。

【００４３】鋼片の加熱温度：８００〜１１００℃ この加熱温度は、フェライト結晶粒度の微細化を抑制
し、変形抵抗の低減を図る為に設定されたものである。
ここで、「鋼片の加熱温度」とは、放射温度計によって
測定されたものであり、厳密には、「鋼片の表面温度」
を意味する。１１００℃を超えて加熱すると、フェライ
ト結晶粒径が大きくなり過ぎてしまい、延性が低下す
る。好ましくは１０５０℃以下、より好ましくは１００
０℃以下である。一方、加熱温度が８００℃未満になる
と、熱間変形抵抗が高くなり過ぎてしまい、圧延ロール
の摩耗、圧延モータのトリップ等を引き起こし、生産阻
害を招く恐れがある。好ましくは８５０℃以上である。

【００４４】圧延温度：７５０〜１１００℃ この温度は、圧延時においても上記鋼片加熱時と同様、
フェライト結晶粒度の微細化を抑制し、変形抵抗の低減
を図る為に設定されたものである。ここで、「圧延温
度」とは、放射温度計によって測定されたものであり、
厳密には、「鋼片の表面温度」を意味する。１１００℃
を超えて圧延すると、フェライト結晶粒径が大きくなり
過ぎてしまい、延性が低下する。好ましくは１０５０℃
以下、より好ましくは１０００℃以下である。一方、圧
延温度が７５０℃未満になると、フェライト結晶粒径が
小さくなるのみならず、再結晶しきれずにフェライト粒
内に不要な転位が残り易くなり、圧延後の強度が上昇す
る。好ましくは８５０℃以上である。尚、圧延ロールの
負荷増大、寸法精度の低下、表面疵の発生防止等を考慮
すれば、実用上は８７５〜９７５℃程度の圧延温度とす
ることが推奨される。

【００４５】調整冷却開始温度：７５０〜８７５℃ 調整冷却開始温度とは、最終圧延後に、主に水を媒体と
して、６００〜６０００℃／分の冷却速度で最表面温度
が最低５００〜８００℃程度にまで冷却された後、冷却
帯（冷却コンベア）に巻取られながら、鋼片の保有する
熱（復熱）によって回復する温度を意味する。８７５℃
よりも高い温度では、スケールが厚くなり、その後の脱
スケール工程でトラブルが発生し易くなるのみならず、
冷却時間が長くなる為、生産性を阻害する。好ましくは
８５０℃以下である。一方、７５０℃よりも低くなる
と、冷却時に発生した表層部のマルテンサイトが復熱に
よって回復せず、焼戻しマルテンサイトが生成され、硬
くて脆い鋼になる為、冷間加工用には適さない。実操業
レベルで好ましいのは７７５℃以上である。

【００４６】冷却速度：０．０５〜５℃／秒（６００℃
まで） これは、上記調整冷却開始温度に達してから、６００℃
まで冷却する際における冷却速度を特定したものであ
る。本発明の如く、組織をフェライト組織またはフェラ
イト・パーライト組織に制御する為には、冷却速度を遅
くする程好ましいが、遅くなり過ぎると、パーライト
（フェライトとセメンタイトの層状組織）中のラメラー
間隔が広くなり、延性に乏しい組織となる恐れがあるた
め、その上限を５℃／秒に定めた。工業生産上、品質安
定性などを考慮すれば、０．２℃／秒以上、３℃／秒以
下とすることが推奨される。

【００４７】尚、本発明によれば熱間圧延ままの線材や
棒鋼でも優れた冷間加工性が得られるが、この線材また
は棒鋼を、酸（塩酸、硫酸等）の浴槽に浸漬したり、機
械的に歪みを付与する等してスケールを除去した後、燐
酸亜鉛皮膜、燐酸カルシウム皮膜、石灰等の伸線前処理
を行い、金属石鹸などを潤滑剤として用いて伸線，冷間
圧延などを施した鋼線においても、同様の優れた冷間加
工性が得られる。

【００４８】以下実施例に基づいて本発明を詳述する。
ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、
前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは
全て本発明の技術範囲に包含される。

【００４９】

【実施例】表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中
の単位は質量％）を用い、表２〜４に示す種々の製造条
件により線材を得た。ここでＮｏ．Ａ，Ｂ，Ｃは夫々、
ＪＩＳ Ｇ ３５０７に規定するＳＷＲＣＨ１０Ｋ，Ｓ
ＷＲＣＨ２０Ｋ，ＳＷＲＣＨ３５Ｋ（現用工程材）であ
る。また、Ａ１はＡの球状化焼鈍処理を省略したもの、
Ｂ１〜Ｂ３はＢの球状化焼鈍処理を省略したもの、Ｃ１
はＣの球状化焼鈍処理の省略を目的として溶製したもの
を意味し、Ｂ５〜Ｂ８は夫々、Ｐ及びＳ（Ｂ５），Ｎ及
びＺｒ（Ｂ６），Ｔｉ（Ｂ７），Ｎｂ＋Ｂの合計（Ｂ
８）が本発明の好ましい範囲を外れる鋼である。

【００５０】この様にして得られた線材を、図１に示す
様な圧縮試験用試験片の形状（日本塑性加工学会が「鍛
造、塑性加工技術シリーズ４（コロナ社）p155」で推奨
する形状（鋼線の径×１．５）に切削し、これを据込み
試験片として、据込み圧盤として同心円溝付の拘束型耐
圧盤を使用して据込み加工を行った。

【００５１】尚、変形抵抗は圧縮率６０％にて、室温の
場合と予備加熱３００℃の場合の２水準で測定した。ま
た、変形能はＮｏ．Ａ，Ａ１,Ｂ，Ｂ−１〜Ｂ８につい
ては圧縮率８０％にて３０個試験し、割れの有無を判定
し；一方、Ｎｏ．Ｃ及びＣ−１は、現用鋼の変形能の観
点から圧縮率７０％における試験を同様にして実施し、
割れの有無を判定した。

【００５２】得られた結果を表２〜４に併記する。ま
た、図２に、｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚ
ｒ］｝の値と変形抵抗（６０％圧縮率、室温）の関係
を；図３に、｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚ
ｒ］｝と変形抵抗（６０％圧縮率、３００℃）の関係を
夫々グラフ化して示す。尚、図２〜３において、◇は
｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚｒ］｝の値が本
発明の要件を満足すると共に、成分組成及び圧延条件も
本発明の好ましい要件を満足する本発明例；△は
｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚｒ］｝の値は本
発明の要件を満足するが、鋼中成分または圧延条件が本
発明の好ましい要件を満足しない参考例；○は｛［Ｎ］
−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚｒ］｝の値が本発明の要
件を満足しない比較例である。

【００５３】

【表１】

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】

【表４】 上記結果より、以下の様に考察することができる。

【００５７】まず、表２のＮｏ．３は、表１の鋼種Ａ１
を用いた本発明例であり、｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−
０．１５［Ｚｒ］｝の値が本発明の範囲に制御されてい
るので、球状化焼鈍することなしに、現用鋼Ａの球状化
並みの変形抵抗（表２のＮｏ．１）まで低減することが
できた。尚、現用鋼の球状化焼鈍処理を省略したＮｏ．
２では、３００℃の変形抵抗が室温の変形抵抗に比べて
増加していることから、加工発熱領域における冷間鍛造
には不向きであることが分かる。

【００５８】次に、表３のＮｏ．７〜１６は、夫々、表
１の鋼種Ｂ１〜Ｂ８を用いた例である。このうち、
｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚｒ］｝の値が本
発明の範囲を満足し、且つ、鋼中成分も本発明の好まし
い範囲を満足する鋼材を、本発明の好ましい圧延条件で
製造したＮｏ．６、１０〜１２はいずれも、球状化焼鈍
することなしに、現用鋼Ｂの球状化並みの変形抵抗（表
３のＮｏ．４）まで低減することができた。

【００５９】一方、表３のＮｏ．１３は、Ｐ及びＳが本
発明の好ましい範囲を外れるＢ５を；Ｎｏ．１４は、Ｎ
及びＺｒが本発明の好ましい範囲を外れるＢ６を；Ｎ
ｏ．１５は、Ｔｉが本発明の好ましい範囲を外れるＢ７
を；Ｎｏ．１６は、Ｎｂ＋Ｂの合計が本発明の好ましい
範囲を外れるＢ８を、夫々用いた例であり、所望の変形
抵抗まで低減することができなかった。

【００６０】また、表３のＮｏ．７〜９は、圧延条件が
本発明の好ましい工程を満足しない例であり、所望の変
形抵抗まで低減することができななかった。

【００６１】尚、現用鋼の球状化焼鈍処理を省略したＮ
ｏ．１５では、３００℃の変形抵抗が室温の変形抵抗に
比べて増加していることから、加工発熱領域における冷
間鍛造には不向きであることが分かる。

【００６２】次に、表４のＮｏ．１９は、表１の鋼種Ｃ
１を用いた本発明例であり、｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−
０．１５［Ｚｒ］｝の値が本発明の範囲に制御されてい
るので、球状化焼鈍することなしに、現用鋼Ｃの球状化
並みの変形抵抗（表４のＮｏ．１７）まで低減すること
ができた。尚、現用鋼の球状化焼鈍処理を省略したＮ
ｏ．１８では、３００℃の変形抵抗が室温の変形抵抗に
比べて増加していることから、加工発熱領域における冷
間鍛造には不向きであることが分かる。

【００６３】

【発明の効果】本発明は上記の様に構成されているの
で、球状化焼鈍処理を省略したとしても熱間圧延のまま
で冷間加工性に優れた線状または棒状鋼を効率よく提供
することができた。特に本発明の線状または棒状鋼は、
冷間加工時において、加工発熱によって生じる温度域
（概ね１００〜３５０℃）における変形抵抗を小さくす
ることができる点で極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例に用いた圧縮試験用試験片の形状を示す
図である。

【図２】｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚｒ］｝
の値と変形抵抗（６０％圧縮率、室温）の関係を示すグ
ラフである。

【図３】｛［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚｒ］｝
と変形抵抗（６０％圧縮率、３００℃）の関係を示すグ
ラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ // Ｃ２１Ｄ 8/06 Ｃ２１Ｄ 8/06 Ａ (56)参考文献 特開 昭58−58249（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358041（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 F16B 35/00 F16B 37/00 F16D 13/58 C21D 8/06

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ ：０．０５〜０．４０％， Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含む）， Ｍｎ：０．１５〜１．８％， sol．Ａｌ：０．０１〜０．０６％， Ｃｒ：０．０１〜０．５０％， Ｐ ：０．００１〜０．０１５％， Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含む）を含有し、 Ｔｉ，Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を含み、 Ｎｂ及びＶを合計で０．０８０％以下、 Ｔｉ：０．０２０％以下に抑制されていると共に、 Ｂ ：０．００５５％以下、 Ｚｒ：０．０３５％以下の少なくともいずれか一方を含
   み、且つ、 Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％を含有すると共
   に、 Ｂ，Ｚｒ及びＮが下式を満足しており、 残部：実質的に鉄である ことを特徴とする室温及び加工
   発熱領域の変形抵抗の上昇が抑制されており、球状化焼
   鈍処理が省略可能な線状または棒状鋼。 −０．００１０≦［Ｎ］−１．３［Ｂ］−０．１５［Ｚ
   ｒ］≦０．００２０ （式中、［ ］は、各元素の含有量を表す）
2. 【請求項２】 Ｔｉ：０．０１０％以下に抑制されたも
   のである請求項１に記載の線状または棒状鋼。
3. 【請求項３】 Ｔｉ：０．００５％以下に抑制されたも
   のである請求項２に記載の線状または棒状鋼。