JP3493153B2 - 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 - Google Patents
冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品Info
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- JP3493153B2 JP3493153B2 JP00566199A JP566199A JP3493153B2 JP 3493153 B2 JP3493153 B2 JP 3493153B2 JP 00566199 A JP00566199 A JP 00566199A JP 566199 A JP566199 A JP 566199A JP 3493153 B2 JP3493153 B2 JP 3493153B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷間鍛造性に優れ
た鋼（線状および棒状鋼を含む）、及び該鋼を用いて得
られる機械部品に関し、詳細には、冷間鍛造、冷間圧
造、冷間転造等の冷間加工によってボルトやナット等の
機械部品を製造するに当たり、熱処理を施すことなく熱
間圧延のままでも優れた冷間加工性を有する鋼に関する
ものである。
た鋼（線状および棒状鋼を含む）、及び該鋼を用いて得
られる機械部品に関し、詳細には、冷間鍛造、冷間圧
造、冷間転造等の冷間加工によってボルトやナット等の
機械部品を製造するに当たり、熱処理を施すことなく熱
間圧延のままでも優れた冷間加工性を有する鋼に関する
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較
し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製
造する為の方法として汎用されている。
し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製
造する為の方法として汎用されている。
【０００３】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、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からである。
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、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からである。
【０００４】そこで鋼の変形抵抗を低下して延性を高め
る為に、通常、冷間加工前に球状化焼鈍処理がなされて
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従来より採用されている。
る為に、通常、冷間加工前に球状化焼鈍処理がなされて
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従来より採用されている。
【０００５】ところが球状化焼鈍には長時間の処理（１
０〜２０時間）を要することから、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、
球状化焼鈍処理の省略が可能な、冷間加工性に優れた鋼
の開発が切望されている。
０〜２０時間）を要することから、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、
球状化焼鈍処理の省略が可能な、冷間加工性に優れた鋼
の開発が切望されている。
【０００６】
【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
れた鋼、および該鋼を用いて得られるボルトやナットな
どの機械部品を提供することにある。
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
れた鋼、および該鋼を用いて得られるボルトやナットな
どの機械部品を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明の冷間加工性に優れた鋼は、内部摩擦試験における
炭素のピーク高さが２．０×１０-4以下，及び窒素のピ
ーク高さが１．７×１０-4以下であるところに要旨を有
する。
発明の冷間加工性に優れた鋼は、内部摩擦試験における
炭素のピーク高さが２．０×１０-4以下，及び窒素のピ
ーク高さが１．７×１０-4以下であるところに要旨を有
する。
【０００８】ここで、鋼中の化学成分が
Ｃ ：０．００２〜０．８５％（質量％の意味、以
下同じ）， Sol.Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）， Ｎ ：０．０１５％以下（０％を含まない）， ２. ０≦sol.Ａｌ／Ｎ＜１５， 残部 ：Ｆｅ及び不可避的不純物であるものは本発明
の好ましい態様である。
下同じ）， Sol.Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）， Ｎ ：０．０１５％以下（０％を含まない）， ２. ０≦sol.Ａｌ／Ｎ＜１５， 残部 ：Ｆｅ及び不可避的不純物であるものは本発明
の好ましい態様である。
【０００９】更に、種々の元素添加による特性付与を目
指して、 Ｃｒ：２％以下 （０％を含まない）， Ｔｉ：０．２％以下 （０％を含まない）， Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）， Ｎｂ：０．１％以下 （０％を含まない）， Ｖ ：０．２％以下 （０％を含まない）， Ｚｒ：０．１％以下 （０％を含まない）及び Ｍｏ：０．３％以下 （０％を含まない） よりなる群から選択される少なくとも一種を含有した
り； Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）， Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）を含有し、 Ｓ≦０．２９×［Ti］＋０．１５×［Zr］＋０．２５×
［Mn］ （０を含まない，式中［ ］は各元素の含有量（％）を
意味する）を満足する様制御したりすることが推奨され
る。また、上記鋼を用いて製造される機械部品も本発明
の範囲内に包含される。
指して、 Ｃｒ：２％以下 （０％を含まない）， Ｔｉ：０．２％以下 （０％を含まない）， Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）， Ｎｂ：０．１％以下 （０％を含まない）， Ｖ ：０．２％以下 （０％を含まない）， Ｚｒ：０．１％以下 （０％を含まない）及び Ｍｏ：０．３％以下 （０％を含まない） よりなる群から選択される少なくとも一種を含有した
り； Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）， Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）を含有し、 Ｓ≦０．２９×［Ti］＋０．１５×［Zr］＋０．２５×
［Mn］ （０を含まない，式中［ ］は各元素の含有量（％）を
意味する）を満足する様制御したりすることが推奨され
る。また、上記鋼を用いて製造される機械部品も本発明
の範囲内に包含される。
【００１０】
【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、冷間加工性のなか
でも変形抵抗を支配している固溶Ｃ及び固溶Ｎに着目し
て詳細に検討してきた。その結果、固溶Ｃ及び固溶Ｎの
量を測定する手段として汎用されている内部摩擦試験法
において、各元素（炭素および窒素）のピーク高さを所
定値以下に制御すれば、鋼中に固溶する固溶Ｃ及び固溶
Ｎを炭化物及び窒化物として固定化し得、動的歪み時効
を抑制し得る結果、変形抵抗を低減することが可能であ
ること；この様な構成とすることにより、冷間加工の初
期のみならず、加工が進み温度が３００℃付近に達した
場合においても変形抵抗を低く抑えられるという顕著な
効果が得られることを見出し、本発明を完成した。
冷間加工性に優れた鋼を提供すべく、冷間加工性のなか
でも変形抵抗を支配している固溶Ｃ及び固溶Ｎに着目し
て詳細に検討してきた。その結果、固溶Ｃ及び固溶Ｎの
量を測定する手段として汎用されている内部摩擦試験法
において、各元素（炭素および窒素）のピーク高さを所
定値以下に制御すれば、鋼中に固溶する固溶Ｃ及び固溶
Ｎを炭化物及び窒化物として固定化し得、動的歪み時効
を抑制し得る結果、変形抵抗を低減することが可能であ
ること；この様な構成とすることにより、冷間加工の初
期のみならず、加工が進み温度が３００℃付近に達した
場合においても変形抵抗を低く抑えられるという顕著な
効果が得られることを見出し、本発明を完成した。
【００１１】尚、本発明と同様、固溶Ｃや固溶Ｎに着目
し、球状化焼鈍処理を省略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。
し、球状化焼鈍処理を省略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。
【００１２】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。
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。
【００１３】その他、固溶Ｃではなく固溶Ｎに着目した
技術として、特開昭５６−１５８８４１および同５
７−３９００２が挙げられる。これらは、固溶Ｎを固定
化すれば硬度の低下や加工硬化率の低減が得られるとい
う知見に基づき、なされたものであり、前者では、窒化
物生成元素としてＴｉまたはＢを使用することにより、
後者ではＡｌ／Ｎを制御することにより、ダイス寿命の
優れた熱延線材を製造する方法が開示されている。
技術として、特開昭５６−１５８８４１および同５
７−３９００２が挙げられる。これらは、固溶Ｎを固定
化すれば硬度の低下や加工硬化率の低減が得られるとい
う知見に基づき、なされたものであり、前者では、窒化
物生成元素としてＴｉまたはＢを使用することにより、
後者ではＡｌ／Ｎを制御することにより、ダイス寿命の
優れた熱延線材を製造する方法が開示されている。
【００１４】また、特開昭５７−６３６３５には、Ａ
C1変態点以下、ＡC1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。
C1変態点以下、ＡC1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。
【００１５】更に特開平８−２６００４７では、冷間
鍛造で歪時効の原因となる固溶Ｃを減少させるべく、フ
ェライト粒を微細化し、その粒界に析出物を多量に生成
させる為、固溶冷間圧延後に過時効処理すると共に、上
記固溶Ｃと同様、冷間鍛造時の歪時効発生原因となる固
溶Ｎを減少させるべく、Ａｌ添加量の上限とのバランス
からその上限を０．００５０％以下に制御している。
鍛造で歪時効の原因となる固溶Ｃを減少させるべく、フ
ェライト粒を微細化し、その粒界に析出物を多量に生成
させる為、固溶冷間圧延後に過時効処理すると共に、上
記固溶Ｃと同様、冷間鍛造時の歪時効発生原因となる固
溶Ｎを減少させるべく、Ａｌ添加量の上限とのバランス
からその上限を０．００５０％以下に制御している。
【００１６】また、特開平３−２８７７４３では、冷
間加工の際に生じる時効硬化を抑制して加工性を高める
べく、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧７に制御すると共に、Ｃ量を
０．０１％以下に抑制している。
間加工の際に生じる時効硬化を抑制して加工性を高める
べく、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧７に制御すると共に、Ｃ量を
０．０１％以下に抑制している。
【００１７】しかしながら、上記〜の方法はいずれ
も、変形抵抗の低減に悪影響を及ぼす固溶Ｃや固溶Ｎを
固定化すべく、鋼中の化学成分を制御したり、圧延条件
や冷却条件を制御するというものであり、上記公報を精
査しても、内部摩擦試験における炭素および窒素のピー
ク高さを所定値以下に制御することが固溶Ｃ及び固溶Ｎ
の低減化に極めて有効であること；これにより冷間加工
の初期のみならず加工後期の１００〜３５０℃付近に達
した場合においても変形抵抗を低く抑えられることにつ
いては開示も示唆もされていない。ちなみに上記〜
には、加工後期における変形抵抗の低減については全く
留意されていない。この様に、内部摩擦試験における炭
素および窒素のピーク高さと変形抵抗の関係について着
目し検討されたものは従来全くない。また、上記要件を
採用することにより、冷間加工の初期のみならず加工後
期の１００〜３５０℃付近に達した場合においても変形
抵抗を低く抑えられるという顕著な効果は本発明者らに
よって始めて見出された知見であり、この点に本発明の
技術的意義が存在するものである。以下、本発明を特定
する各要件について説明する。
も、変形抵抗の低減に悪影響を及ぼす固溶Ｃや固溶Ｎを
固定化すべく、鋼中の化学成分を制御したり、圧延条件
や冷却条件を制御するというものであり、上記公報を精
査しても、内部摩擦試験における炭素および窒素のピー
ク高さを所定値以下に制御することが固溶Ｃ及び固溶Ｎ
の低減化に極めて有効であること；これにより冷間加工
の初期のみならず加工後期の１００〜３５０℃付近に達
した場合においても変形抵抗を低く抑えられることにつ
いては開示も示唆もされていない。ちなみに上記〜
には、加工後期における変形抵抗の低減については全く
留意されていない。この様に、内部摩擦試験における炭
素および窒素のピーク高さと変形抵抗の関係について着
目し検討されたものは従来全くない。また、上記要件を
採用することにより、冷間加工の初期のみならず加工後
期の１００〜３５０℃付近に達した場合においても変形
抵抗を低く抑えられるという顕著な効果は本発明者らに
よって始めて見出された知見であり、この点に本発明の
技術的意義が存在するものである。以下、本発明を特定
する各要件について説明する。
【００１８】上述した通り、本発明に係る冷間加工性に
優れた鋼は、内部摩擦試験における炭素及び窒素のピー
ク高さを夫々測定した場合、炭素のピーク高さが２．０
×１０-4以下，窒素のピーク高さが１．７×１０-4以下
を満足するものであるところに特徴を有する。
優れた鋼は、内部摩擦試験における炭素及び窒素のピー
ク高さを夫々測定した場合、炭素のピーク高さが２．０
×１０-4以下，窒素のピーク高さが１．７×１０-4以下
を満足するものであるところに特徴を有する。
【００１９】本発明に用いられる内部摩擦試験法は、固
溶Ｃ及び固溶Ｎの量を測定する手段として汎用されてい
る。内部摩擦試験におけるSnoek ピークは体心立方格子
金属中に固溶しているＣやＮ等の侵入型原子によって生
じ、固溶量に比例して該ピーク高さも高くなる為、各元
素のSnoek ピークと固溶元素量との間には下記関係式が
成立する。 ［Ｑ-1 C ］＝ｋｌ［Ｃ］ ［Ｑ-2 N ］＝ｋ２［Ｎ］ 式中、［Ｑ-1 C ］はＣのSnoek ピーク，［Ｑ-2 N ］はＮ
のSnoek ピーク，［Ｃ］及び［Ｎ］は、各々固溶Ｃ量及
び固溶Ｎ量（質量％），ｋｌ、ｋ２は定数を意味する。
溶Ｃ及び固溶Ｎの量を測定する手段として汎用されてい
る。内部摩擦試験におけるSnoek ピークは体心立方格子
金属中に固溶しているＣやＮ等の侵入型原子によって生
じ、固溶量に比例して該ピーク高さも高くなる為、各元
素のSnoek ピークと固溶元素量との間には下記関係式が
成立する。 ［Ｑ-1 C ］＝ｋｌ［Ｃ］ ［Ｑ-2 N ］＝ｋ２［Ｎ］ 式中、［Ｑ-1 C ］はＣのSnoek ピーク，［Ｑ-2 N ］はＮ
のSnoek ピーク，［Ｃ］及び［Ｎ］は、各々固溶Ｃ量及
び固溶Ｎ量（質量％），ｋｌ、ｋ２は定数を意味する。
【００２０】従って、［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-2 N ］の値を
小さくするということは、固溶Ｃ及び固溶Ｎの量も減少
し、これらの固溶Ｃ及び固溶Ｎは夫々、炭化物及び窒化
物として析出されることを意味するものである。ここで
上記炭化物としては、セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）等の鉄
炭化物；Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、∨、Ｚｒ、Ｍｏ等の炭化物
生成元素が単独若しくは混合状態若しくは複合状態で鋼
中のＣと結合した炭化物の他；セメンタイト中に固溶し
た上記炭化物が析出している状態も包含される。また、
上記窒化物としては、アルミナイトライド（ＡｌＮ）の
他、Ｔｉ、Ｎｂ、∨、Ｚｒ、Ｂ等の窒化物生成元素が単
独若しくは混合状態若しくは複合状態で鋼中の固溶Ｎと
結合し、窒化物として析出している状態のものを意味す
る。
小さくするということは、固溶Ｃ及び固溶Ｎの量も減少
し、これらの固溶Ｃ及び固溶Ｎは夫々、炭化物及び窒化
物として析出されることを意味するものである。ここで
上記炭化物としては、セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）等の鉄
炭化物；Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、∨、Ｚｒ、Ｍｏ等の炭化物
生成元素が単独若しくは混合状態若しくは複合状態で鋼
中のＣと結合した炭化物の他；セメンタイト中に固溶し
た上記炭化物が析出している状態も包含される。また、
上記窒化物としては、アルミナイトライド（ＡｌＮ）の
他、Ｔｉ、Ｎｂ、∨、Ｚｒ、Ｂ等の窒化物生成元素が単
独若しくは混合状態若しくは複合状態で鋼中の固溶Ｎと
結合し、窒化物として析出している状態のものを意味す
る。
【００２１】この様に鋼中の固溶Ｃと固溶Ｎが炭化物若
しくは窒化物として析出することにより動的歪時効を抑
制することができ、更には冷間鍛造時において、加工発
熱、摩擦発熱などよって生じる濃度域（１００〜３５０
℃）における変形抵抗を小さくするといった効果を達成
し得るのである。
しくは窒化物として析出することにより動的歪時効を抑
制することができ、更には冷間鍛造時において、加工発
熱、摩擦発熱などよって生じる濃度域（１００〜３５０
℃）における変形抵抗を小さくするといった効果を達成
し得るのである。
【００２２】上記効果を有効に発揮させる為には、［Ｑ
-1 C ］が２．０×１０-4以下，［Ｑ -2 N ］が１．７×１
０-4以下でなければならない。上記値を超えると固溶Ｃ
及び固溶Ｎの量も増大する為、冷間鍛造中に導入される
転位にコットレル雰囲気が形成される結果、転位が固着
されてしまい、結果として転位が動きにくくなる為に、
特に１００〜４００℃の温度域（冷間鍛造の際、加工発
熱によって生じる温度に相当する）における変形抵抗が
著しく増加してしまうからである。次に、本発明鋼の化
学成分について説明する。
-1 C ］が２．０×１０-4以下，［Ｑ -2 N ］が１．７×１
０-4以下でなければならない。上記値を超えると固溶Ｃ
及び固溶Ｎの量も増大する為、冷間鍛造中に導入される
転位にコットレル雰囲気が形成される結果、転位が固着
されてしまい、結果として転位が動きにくくなる為に、
特に１００〜４００℃の温度域（冷間鍛造の際、加工発
熱によって生じる温度に相当する）における変形抵抗が
著しく増加してしまうからである。次に、本発明鋼の化
学成分について説明する。
【００２３】上述した様に本発明の最重要ポイントは、
内部摩擦試験法において、各元素（炭素および窒素）の
ピーク高さを所定値以下に制御したところにある。従っ
て、所定のピーク高さが得られる様、Ｃ，Ａｌ，Ｎを特
定すると共に、更に種々の炭化物生成元素、窒化物生成
元素などを積極的に添加することが推奨される。
内部摩擦試験法において、各元素（炭素および窒素）の
ピーク高さを所定値以下に制御したところにある。従っ
て、所定のピーク高さが得られる様、Ｃ，Ａｌ，Ｎを特
定すると共に、更に種々の炭化物生成元素、窒化物生成
元素などを積極的に添加することが推奨される。
【００２４】Ｃ ：０．００２〜０．８５％
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。０．００２％未満の低濃度域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％以上で
ある。一方、０．８５％を超えると強度が高くなり過ぎ
てしまい、変形抵抗を低く抑えられたとしても冷間鍛造
用工具が持たず、所望の効果が得られない。好ましくは
０．８２％以下である。
る。０．００２％未満の低濃度域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％以上で
ある。一方、０．８５％を超えると強度が高くなり過ぎ
てしまい、変形抵抗を低く抑えられたとしても冷間鍛造
用工具が持たず、所望の効果が得られない。好ましくは
０．８２％以下である。
【００２５】sol.Al：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸の為に有用であり、固溶Ｎを固定して窒化物
（ＡｌＮ）を生成させる為に添加する。その為には０．
００５％以上添加することが好ましい。但し、０．１％
を超えて添加したとしても上記作用が飽和してしまい、
経済的に無駄である。より好ましくは０．０８％以下で
ある。
（ＡｌＮ）を生成させる為に添加する。その為には０．
００５％以上添加することが好ましい。但し、０．１％
を超えて添加したとしても上記作用が飽和してしまい、
経済的に無駄である。より好ましくは０．０８％以下で
ある。
【００２６】Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｎは、固溶Ｎが変形抵抗の低下に悪影響を及ぼすことを
考慮すれば不要な元素であるが、ＡｌＮ等の窒化物を核
としてセメンタイト等の炭化物をうまく析出させる為に
は或る程度の添加が必要である。好ましくは０．００１
％以上である。一方、０．０１５％を超えると、所定の
窒化物を析出させる為に添加される合金元素の量が増加
する為、コストが増加してしまう。より好ましくは０．
００５％以下である。
考慮すれば不要な元素であるが、ＡｌＮ等の窒化物を核
としてセメンタイト等の炭化物をうまく析出させる為に
は或る程度の添加が必要である。好ましくは０．００１
％以上である。一方、０．０１５％を超えると、所定の
窒化物を析出させる為に添加される合金元素の量が増加
する為、コストが増加してしまう。より好ましくは０．
００５％以下である。
【００２７】２．０≦sol.Al／Ｎ＜１５
sol.Al／Ｎが２．０未満では、Ｎを最低限固定すること
ができず固溶Ｎが増加してしまう。より好ましくは３．
５以上である。一方、sol.Al／Ｎが１５以上になると、
Ｎの固定に必要なsol.Al量を超える為、効果が蝕和する
のみならずコストも上昇する。より好ましくは１２以下
である。
ができず固溶Ｎが増加してしまう。より好ましくは３．
５以上である。一方、sol.Al／Ｎが１５以上になると、
Ｎの固定に必要なsol.Al量を超える為、効果が蝕和する
のみならずコストも上昇する。より好ましくは１２以下
である。
【００２８】本発明では、上記成分を基本的に含有する
ものであり、残部：鉄及び不可避的不純物であるが、そ
の他に、以下の元素を積極的に添加することができる。
ものであり、残部：鉄及び不可避的不純物であるが、そ
の他に、以下の元素を積極的に添加することができる。
【００２９】Ｃｒ：２％以下，Ｔｉ：０．２％以下，
Ｂ：０．０１％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：０．２
％以下，Ｚｒ：０．１％以下，及びＭｏ：０．３％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種（いずれの元
素も０％を含まない） このうちＢを除く元素（Ｃｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，
Ｍｏ）は炭化物及び／又は窒化物生成元素で、鋼の強化
元素としても有用であり；一方、ＢはＡｌと同様、窒化
物生成元素であり、これら元素の添加により、変形抵抗
に悪影響を及ぼす固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減することが可
能になる。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｃ
ｒ：０．０２％以上，Ｔｉ：０．０１％以上，Ｂ：０．
０００３％以上，Ｎｂ：０．００５％以上，Ｖ：０．０
１％以上，Ｚｒ：０．００５％以上，Ｍｏ：０．０２％
以上を添加することが推奨される。但し、上記範囲を超
えて添加しても効果が飽和してしまい、経済的に無駄で
ある。好ましくはＣｒ：１％以下，Ｔｉ：０．１５％以
下，Ｂ：０．００８％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：
０．１５％以下，Ｚｒ：０．０８％以下，Ｍｏ：０．２
５％以下である。尚、これらの元素は１種または２種以
上使用することができる。その他、下記元素を少なくと
も１種、積極的に添加することもできる。
Ｂ：０．０１％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：０．２
％以下，Ｚｒ：０．１％以下，及びＭｏ：０．３％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種（いずれの元
素も０％を含まない） このうちＢを除く元素（Ｃｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，
Ｍｏ）は炭化物及び／又は窒化物生成元素で、鋼の強化
元素としても有用であり；一方、ＢはＡｌと同様、窒化
物生成元素であり、これら元素の添加により、変形抵抗
に悪影響を及ぼす固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減することが可
能になる。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｃ
ｒ：０．０２％以上，Ｔｉ：０．０１％以上，Ｂ：０．
０００３％以上，Ｎｂ：０．００５％以上，Ｖ：０．０
１％以上，Ｚｒ：０．００５％以上，Ｍｏ：０．０２％
以上を添加することが推奨される。但し、上記範囲を超
えて添加しても効果が飽和してしまい、経済的に無駄で
ある。好ましくはＣｒ：１％以下，Ｔｉ：０．１５％以
下，Ｂ：０．００８％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：
０．１５％以下，Ｚｒ：０．０８％以下，Ｍｏ：０．２
５％以下である。尚、これらの元素は１種または２種以
上使用することができる。その他、下記元素を少なくと
も１種、積極的に添加することもできる。
【００３０】Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）
Ｓｉは脱酸剤の一つであり、この様な作用を有効に発揮
させる為には０．００５％以上添加することが好まし
い。より好ましくは０．００８％以上である。一方、１
％を超えて添加しても効果が飽和してしまう他、変形抵
抗も増加してしまう。より好ましくは０．４５％以下で
ある。
させる為には０．００５％以上添加することが好まし
い。より好ましくは０．００８％以上である。一方、１
％を超えて添加しても効果が飽和してしまう他、変形抵
抗も増加してしまう。より好ましくは０．４５％以下で
ある。
【００３１】Ｍｎ：２％以下
Ｍｎ量が０．０５％未満では、Ｓを完全にＭｎＳとする
ことができず、加工性が劣化する。より好ましくは０．
１％以上である。一方、２％を超えると圧延荷重が高過
ぎて工具寿命が低下してしまう。より好ましくは１．８
％以下である。
ことができず、加工性が劣化する。より好ましくは０．
１％以上である。一方、２％を超えると圧延荷重が高過
ぎて工具寿命が低下してしまう。より好ましくは１．８
％以下である。
【００３２】Ｓ≦０．２９×［Ti］＋０．１５×［Zr］
＋０．２５×［Mn］ （０を含まない，式中［ ］は各元素の含有量（％）を
意味する） Ｓは硫化物系介在物を形成するが、ＦｅＳを形成した場
合、熱間圧延において赤熱脆性を招く可能性がある為、
Ｔｉ，Ｚｒ，ＭｎでＳを固定し、無害化する必要があ
る。その為には、Ｓの下限を０．００２％にすることが
好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。し
かしながら、これらの元素を多量に添加し、ＴｉＳ、Ｚ
ｒＳ、ＭｎＳの硫化物が過剰に生成すると冷間鍛造で割
れる可能性がある。よって、その上限は、［Ti］，［Z
r］，［Mn］との関係で上式を満足することが好まし
い。具体的には、Ｓの上限を０．１２％以下にすること
が推奨される。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。
＋０．２５×［Mn］ （０を含まない，式中［ ］は各元素の含有量（％）を
意味する） Ｓは硫化物系介在物を形成するが、ＦｅＳを形成した場
合、熱間圧延において赤熱脆性を招く可能性がある為、
Ｔｉ，Ｚｒ，ＭｎでＳを固定し、無害化する必要があ
る。その為には、Ｓの下限を０．００２％にすることが
好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。し
かしながら、これらの元素を多量に添加し、ＴｉＳ、Ｚ
ｒＳ、ＭｎＳの硫化物が過剰に生成すると冷間鍛造で割
れる可能性がある。よって、その上限は、［Ti］，［Z
r］，［Mn］との関係で上式を満足することが好まし
い。具体的には、Ｓの上限を０．１２％以下にすること
が推奨される。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。
【００３３】本発明で目的とする［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1
N ］を得る為には、鋼片を８００〜１０５０℃の範囲ま
で加熱し、７２５〜１０００℃の範囲で所定の線径まで
圧延した後、水流等によって６００〜６０００℃／分の
冷却速度で７００〜９５０℃まで冷却し、引き続き、
０．１〜１０℃／分の冷却速度で５００℃まで冷却する
ことが推奨される。以下、各要件について説明する。
N ］を得る為には、鋼片を８００〜１０５０℃の範囲ま
で加熱し、７２５〜１０００℃の範囲で所定の線径まで
圧延した後、水流等によって６００〜６０００℃／分の
冷却速度で７００〜９５０℃まで冷却し、引き続き、
０．１〜１０℃／分の冷却速度で５００℃まで冷却する
ことが推奨される。以下、各要件について説明する。
【００３４】鋼片の加熱温度：８００〜１０５０℃
ここで、綱片温度とは綱片の表面温度を意味する。この
加熱温度は、ＡｌＮ等の窒化物を一部固溶させ、圧延後
には微細に析出させる為に設定されたものである。１０
５０℃を超えて加熱すると、析出している窒化物が固溶
し過ぎてしまい固溶Ｎが生成され、それ以降の製造工程
を如何に制御したとしても、窒化物を析出させることが
困難となる。好ましくは１０２５℃以下、より好ましく
は１０００℃以下である。一方、加熱温度が８００℃未
満になると、ＡｌＮ等の窒化物が全く固溶しなくなり、
炭化物の析出核として作用しなくなる。好ましくは８２
５℃以上、より好ましくは８５０℃以上である。
加熱温度は、ＡｌＮ等の窒化物を一部固溶させ、圧延後
には微細に析出させる為に設定されたものである。１０
５０℃を超えて加熱すると、析出している窒化物が固溶
し過ぎてしまい固溶Ｎが生成され、それ以降の製造工程
を如何に制御したとしても、窒化物を析出させることが
困難となる。好ましくは１０２５℃以下、より好ましく
は１０００℃以下である。一方、加熱温度が８００℃未
満になると、ＡｌＮ等の窒化物が全く固溶しなくなり、
炭化物の析出核として作用しなくなる。好ましくは８２
５℃以上、より好ましくは８５０℃以上である。
【００３５】圧延温度：７２５〜１０００℃
上記圧延温度とは、鋼材の表面温度を意味する。この温
度は、圧延時においても上記鋼片加熱時と同様、窒化物
の固溶を防止する為に設定したものであり、併せて、鋼
中の組織に転位を付与することで、固溶しているＮをフ
ェライト中に窒化物として微細に再析出させることによ
り、セメンタイトなどの炭化物を更に析出させるという
相乗効果も得るべく設定したものである。但し、圧延ロ
ールの負荷増大、寸法精度の低下、表面疵の発生等を防
止するという観点からすれば、実用上は７２５〜１００
０℃程度の圧延温度とすることが推奨される。好ましく
は７７５℃以上、９７５℃以下である。
度は、圧延時においても上記鋼片加熱時と同様、窒化物
の固溶を防止する為に設定したものであり、併せて、鋼
中の組織に転位を付与することで、固溶しているＮをフ
ェライト中に窒化物として微細に再析出させることによ
り、セメンタイトなどの炭化物を更に析出させるという
相乗効果も得るべく設定したものである。但し、圧延ロ
ールの負荷増大、寸法精度の低下、表面疵の発生等を防
止するという観点からすれば、実用上は７２５〜１００
０℃程度の圧延温度とすることが推奨される。好ましく
は７７５℃以上、９７５℃以下である。
【００３６】巻取り温度：７００〜９５０℃
具体的には、最終圧延後に、主に水を媒体として６００
〜６０００℃／分の冷却速度で７００〜９５０℃まで冷
却する。９５０℃よりも高くなると、窒化物の析出が遅
くなり、固溶Ｃ及び固溶Ｎの低減化に支障が生じる。実
操業レベルでは９００℃以下が好ましい。一方、７００
℃よりも低くなると、表層部にマルテンサイト組織が生
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７５０℃以上である。
〜６０００℃／分の冷却速度で７００〜９５０℃まで冷
却する。９５０℃よりも高くなると、窒化物の析出が遅
くなり、固溶Ｃ及び固溶Ｎの低減化に支障が生じる。実
操業レベルでは９００℃以下が好ましい。一方、７００
℃よりも低くなると、表層部にマルテンサイト組織が生
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７５０℃以上である。
【００３７】冷却速度：０．１〜１０℃／分（５００℃
まで） 固溶Ｃをセメンタイトなどの炭化物として析出させる為
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。実用上は０．２℃／分以上、７℃／分
以下にすることが推奨される。
まで） 固溶Ｃをセメンタイトなどの炭化物として析出させる為
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。実用上は０．２℃／分以上、７℃／分
以下にすることが推奨される。
【００３８】更に、伸線に当たっては、実用上、減面率
を７０％以下に制御することが好ましい。７０％を超え
ると、加工によりパーライトが分解し始めて固溶Ｃが増
加するからである。
を７０％以下に制御することが好ましい。７０％を超え
ると、加工によりパーライトが分解し始めて固溶Ｃが増
加するからである。
【００３９】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
は棒鋼に、更に酸（塩酸、硫酸等）を添加したり機械的
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、金属石鹸などを潤
滑剤として伸線，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ことを確認して
いる。
棒鋼でも優れた冷間加工性が得られるが、この線材また
は棒鋼に、更に酸（塩酸、硫酸等）を添加したり機械的
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、金属石鹸などを潤
滑剤として伸線，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ことを確認して
いる。
【００４０】以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述
べる。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。
べる。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。
【００４１】
【実施例】表１に記載の供試鋼を用い、表２の如く製造
条件を種々変化させてφ６〜２０ｍｍの径に圧延した線
材について、内部摩擦及び圧縮による変形抵抗を下記要
領で夫々測定した。
条件を種々変化させてφ６〜２０ｍｍの径に圧延した線
材について、内部摩擦及び圧縮による変形抵抗を下記要
領で夫々測定した。
【００４２】［内部摩擦の測定］上記線材を用いて図１
に示す内部摩擦試験片を作製し、この試験片をＵＬＶＡ
Ｃ真空理工（株）の内部摩擦測定装置（型式：ＩＭＦ−
１５００Ｌ）に供して内部摩擦を測定した。試験条件は
以下の通りである。 測定方法：自由振動減衰法 周波数 ：１．７（Ｈｚ） 測定温度：−３０〜１２０℃
に示す内部摩擦試験片を作製し、この試験片をＵＬＶＡ
Ｃ真空理工（株）の内部摩擦測定装置（型式：ＩＭＦ−
１５００Ｌ）に供して内部摩擦を測定した。試験条件は
以下の通りである。 測定方法：自由振動減衰法 周波数 ：１．７（Ｈｚ） 測定温度：−３０〜１２０℃
【００４３】上記条件における炭素と窒素のピークが現
れる温度は各々、約４０℃、約２０℃である。よって、
各元素のピーク高さからバックグラウンドの数値を引い
た高さを各々、［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］とした。図７
は、表２のＮo.２３における内部摩擦測定結果を示すグ
ラフ、図８は、表２のＮo.３１における内部摩擦測定結
果を示すグラフである。
れる温度は各々、約４０℃、約２０℃である。よって、
各元素のピーク高さからバックグラウンドの数値を引い
た高さを各々、［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］とした。図７
は、表２のＮo.２３における内部摩擦測定結果を示すグ
ラフ、図８は、表２のＮo.３１における内部摩擦測定結
果を示すグラフである。
【００４４】［変形抵抗の測定］変形抵抗は冷間加工性
の指標となるものであり、以下の要領でプレスによる据
込み試験を実施することにより測定した。まず、日本塑
性加工学会が推奨する形状（鍛造、塑性加工技術シリー
ズ４，ｐ１５５，コロナ社）にすべく上記線材をφ×
１．５の長さに切削し（図２）、これを据込み加工用円
柱試験片とした後、据込み圧延として同心円溝付きの拘
束型厚板を使用して据込み加工を行った。試験条件は圧
縮率：６０％とし、このときにかかる最大荷重を測定
し、下記計算式により変形抵抗を算出した。 変形抵抗（ｋｇｆ／ｍｍ2 ）＝荷重（ｋｇｆ）／Ａ／ｆ 式中、Ａ：試験片の断面積（ｍｍ2 ） ［φ１０の場合、Ａ＝７８．５ｍｍ2 ］ ｆ：拘束係数 ［６０％圧縮の場合、ｆ＝２．７７］
の指標となるものであり、以下の要領でプレスによる据
込み試験を実施することにより測定した。まず、日本塑
性加工学会が推奨する形状（鍛造、塑性加工技術シリー
ズ４，ｐ１５５，コロナ社）にすべく上記線材をφ×
１．５の長さに切削し（図２）、これを据込み加工用円
柱試験片とした後、据込み圧延として同心円溝付きの拘
束型厚板を使用して据込み加工を行った。試験条件は圧
縮率：６０％とし、このときにかかる最大荷重を測定
し、下記計算式により変形抵抗を算出した。 変形抵抗（ｋｇｆ／ｍｍ2 ）＝荷重（ｋｇｆ）／Ａ／ｆ 式中、Ａ：試験片の断面積（ｍｍ2 ） ［φ１０の場合、Ａ＝７８．５ｍｍ2 ］ ｆ：拘束係数 ［６０％圧縮の場合、ｆ＝２．７７］
【００４５】尚、実操業では冷間多段加工（歪速度２〜
１００／秒）の際、加工発熱により被加工材が数百℃ま
で達成することを考慮して、常温（２５℃）の他７５
℃、１５５℃、２２０℃、３２０℃、３６０℃、４２０
℃まで昇温したときの変形抵抗を夫々測定した。また、
変形抵抗に及ぼす動的歪時効の影響を調べる為に、下式
に基づき、動的歪時効による変形抵抗の増加量（ｋｇｆ
／ｍｍ2 ）を算出した。
１００／秒）の際、加工発熱により被加工材が数百℃ま
で達成することを考慮して、常温（２５℃）の他７５
℃、１５５℃、２２０℃、３２０℃、３６０℃、４２０
℃まで昇温したときの変形抵抗を夫々測定した。また、
変形抵抗に及ぼす動的歪時効の影響を調べる為に、下式
に基づき、動的歪時効による変形抵抗の増加量（ｋｇｆ
／ｍｍ2 ）を算出した。
【００４６】変形抵抗の増加量＝［320 ℃の変形抵抗
（σ320)］−［常温時（25℃）の変形抵抗（σ25）］ これらの結果を表２に示す。
（σ320)］−［常温時（25℃）の変形抵抗（σ25）］ これらの結果を表２に示す。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】まず、表２の結果より、［Ｑ-1 C ］及び
［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の要件を満足する線材（Ｎo.
１〜２，５〜６，９〜１０，１３〜１６，１８〜２２，
２４〜３３，３６，３８〜４０）は、いずれも変形抵抗
の増加量が小さかった。
［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の要件を満足する線材（Ｎo.
１〜２，５〜６，９〜１０，１３〜１６，１８〜２２，
２４〜３３，３６，３８〜４０）は、いずれも変形抵抗
の増加量が小さかった。
【００５０】これに対し、加熱温度が高いため［Ｑ
-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の範囲を超えるＮ
o.３，２３；平均圧延温度が高いため［Ｑ-1 C ］及び
［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の範囲を超えるＮo.４，８；
加熱温度が高いため［Ｑ-1 N ］が本発明の範囲を超える
Ｎo.７，１１；平均圧延温度及び平均冷却速度が高いた
め［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の範囲を超
えるＮo.１２；鋼中のsol.Ａｌ／Ｎが本発明の上限を超
えて効果が飽和したＮo.２４；加熱温度及び平均圧延温
度が高いため［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が本発明
の範囲を超えるＮo.３４；鋼中のsol.Ａｌ／Ｎが本発明
の下限を下回るため［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が
本発明の範囲を超えるＮo.３５，３７は、いずれも変形
抵抗の増加量が高くなった。また、Ｎo.１７では平均圧
延温度が高く、且つＭｎ量が少ない為、ＦｅＳによる熱
間脆性割れが発生した。
-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の範囲を超えるＮ
o.３，２３；平均圧延温度が高いため［Ｑ-1 C ］及び
［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の範囲を超えるＮo.４，８；
加熱温度が高いため［Ｑ-1 N ］が本発明の範囲を超える
Ｎo.７，１１；平均圧延温度及び平均冷却速度が高いた
め［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が本発明の範囲を超
えるＮo.１２；鋼中のsol.Ａｌ／Ｎが本発明の上限を超
えて効果が飽和したＮo.２４；加熱温度及び平均圧延温
度が高いため［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が本発明
の範囲を超えるＮo.３４；鋼中のsol.Ａｌ／Ｎが本発明
の下限を下回るため［Ｑ-1 C ］及び［Ｑ-1 N ］の両方が
本発明の範囲を超えるＮo.３５，３７は、いずれも変形
抵抗の増加量が高くなった。また、Ｎo.１７では平均圧
延温度が高く、且つＭｎ量が少ない為、ＦｅＳによる熱
間脆性割れが発生した。
【００５１】また、図３は表２のうち本発明の要件を満
足するＮo.１，２（本発明例）及び本発明の要件を満足
しないＮo.３，４（比較例）を取上げ、加工温度と変形
抵抗の関係をグラフ化したものである。同図より、比較
例では１００〜４００℃における変形抵抗が著しく上昇
しているのに対し、本発明例では上記温度範囲における
変形抵抗の上昇は見られなかったのが明瞭に分かる。
足するＮo.１，２（本発明例）及び本発明の要件を満足
しないＮo.３，４（比較例）を取上げ、加工温度と変形
抵抗の関係をグラフ化したものである。同図より、比較
例では１００〜４００℃における変形抵抗が著しく上昇
しているのに対し、本発明例では上記温度範囲における
変形抵抗の上昇は見られなかったのが明瞭に分かる。
【００５２】更に図４及び図５は、表２の結果に基づ
き、内部摩擦試験における炭素のピーク高さ［Ｑ-1 C ］
と変形抵抗の増加量の関係、及び内部摩擦試験における
窒素のピーク高さ［Ｑ-1 N ］と変形抵抗の増加量の関係
を夫々グラフ化したものであるが、これらの図より、
［Ｑ-1 C ］，［Ｑ-1 N ］が本発明の要件を満足するもの
は変形抵抗の増加量を低減し得ることが明瞭に読取れ
る。
き、内部摩擦試験における炭素のピーク高さ［Ｑ-1 C ］
と変形抵抗の増加量の関係、及び内部摩擦試験における
窒素のピーク高さ［Ｑ-1 N ］と変形抵抗の増加量の関係
を夫々グラフ化したものであるが、これらの図より、
［Ｑ-1 C ］，［Ｑ-1 N ］が本発明の要件を満足するもの
は変形抵抗の増加量を低減し得ることが明瞭に読取れ
る。
【００５３】尚、図６は、表１の鋼種Ｂを用い、綱片加
熱温度を種々変化させた場合に、ＡｌＮ析出量がどれだ
け溶け残っているかを示すグラフである。鋼種Ｂ中のＮ
量（０．００４８％）が全てＡｌＮになったと仮定する
と、ＡｌＮ量は下記計算式より０．０１４２％となる。 ０．００４８＋｛（２７／１４）×０．００４８｝＝
０．０１４２％ （式中、２７はＡｌの原子量、１４はＮの原子量を夫々
意味する）図６より、上記のＡｌＮは約８００℃から溶
け始め、１１５０℃付近で全て溶けることが分かる。
熱温度を種々変化させた場合に、ＡｌＮ析出量がどれだ
け溶け残っているかを示すグラフである。鋼種Ｂ中のＮ
量（０．００４８％）が全てＡｌＮになったと仮定する
と、ＡｌＮ量は下記計算式より０．０１４２％となる。 ０．００４８＋｛（２７／１４）×０．００４８｝＝
０．０１４２％ （式中、２７はＡｌの原子量、１４はＮの原子量を夫々
意味する）図６より、上記のＡｌＮは約８００℃から溶
け始め、１１５０℃付近で全て溶けることが分かる。
【００５４】更に表２のＮo.１について、６０％まで種
々の減面率で伸線加工した後、上記と同様にして内部摩
擦および変形抵抗を測定した。これらの結果を表３に示
す。
々の減面率で伸線加工した後、上記と同様にして内部摩
擦および変形抵抗を測定した。これらの結果を表３に示
す。
【００５５】
【表３】
【００５６】表３より、減面率７０％以下で加工した場
合は、変形抵抗の増加を抑えられることが分かる。
合は、変形抵抗の増加を抑えられることが分かる。
【００５７】以上、線材について実施した実験結果につ
き説明したが、これに限定されず、他の形態においても
同様の結果を確認している。
き説明したが、これに限定されず、他の形態においても
同様の結果を確認している。
【００５８】
【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鋼を効率よく提供することができ
た。特に本発明の鋼は、冷間加工時において、加工発熱
によって生じる温度上昇域（１００〜４００℃付近）に
おける変形抵抗を抑制することができる点で極めて有用
である。
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鋼を効率よく提供することができ
た。特に本発明の鋼は、冷間加工時において、加工発熱
によって生じる温度上昇域（１００〜４００℃付近）に
おける変形抵抗を抑制することができる点で極めて有用
である。
【図１】内部摩擦試験の測定に用いた試験片の形状を示
す図。
す図。
【図２】変形抵抗の測定に用いた試験片の形状を示す
図。
図。
【図３】加工温度と変形抵抗の関係を示す図。
【図４】内部摩擦試験における炭素の最大高さピーク高
さ［Ｑ-1 C ］と変形抵抗の増加量の関係を示すグラフ。
さ［Ｑ-1 C ］と変形抵抗の増加量の関係を示すグラフ。
【図５】内部摩擦試験における窒素の最大高さピーク高
さ［Ｑ-1 N ］と変形抵抗の増加量の関係を示すグラフ。
さ［Ｑ-1 N ］と変形抵抗の増加量の関係を示すグラフ。
【図６】表１のＢ鋼において、綱片加熱温度とＡｌＮ析
出量の関係を示すグラフ。
出量の関係を示すグラフ。
【図７】表２のＮo.２３における内部摩擦測定結果を示
すグラフ。
すグラフ。
【図８】表２のＮo.３１における内部摩擦測定結果を示
すグラフ。
すグラフ。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 内部摩擦試験における炭素のピーク高さ
が２．０×１０-4以下，及び窒素のピーク高さが１．７
×１０-4以下であり、 鋼中の化学成分が、 Ｃ ：０．００２〜０．８５％（質量％の意味、以
下同じ）， Ｓｉ ：１％以下（０％を含まない）， Ｍｎ ：２％以下（０％を含まない）， Sol. Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）， Ｎ ：０．０１５％以下（０％を含まない）， ２ . ０≦ sol. Ａｌ／Ｎ＜１５， Ｓ≦０．２５×［ Mn ］ （０を含まない，式中［ ］は各元素の含有量（％）を
意味する）， 残部 ：Ｆｅ及び不可避的不純物 であることを特徴とする、熱間圧延のままで冷間加工性
に優れた線材または棒鋼。 - 【請求項２】 更に、 Ｃｒ：２％以下 （０％を含まない）， Ｔｉ：０．２％以下 （０％を含まない）， Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）， Ｎｂ：０．１％以下 （０％を含まない）， Ｖ ：０．２％以下 （０％を含まない）， Ｚｒ：０．１％以下 （０％を含まない）及び Ｍｏ：０．３％以下 （０％を含まない） よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する 請
求項１に記載の冷間加工性に優れた線材または棒鋼。 - 【請求項３】 更に、Ｓ≦０．２９×［ Ti ］＋０．１５×［ Zr ］＋０．２５×
［ Mn ］ （０を含まない，式中［ ］は各元素の含有量（％）を
意味する）を満足するものである 請求項２に記載の冷間
加工性に優れた線材または棒鋼。 - 【請求項４】 冷間加工時において、加工発熱によって
生じる温度上昇域における変形抵抗が、常温時の変形抵
抗よりも低く抑えられたものである請求項１〜３のいず
れかに記載の冷間加工性に優れた線材または棒鋼。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の線材ま
たは棒鋼によって製造される機械部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00566199A JP3493153B2 (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00566199A JP3493153B2 (ja) | 1999-01-12 | 1999-01-12 | 冷間加工性に優れた線材または棒鋼および機械部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000204433A JP2000204433A (ja) | 2000-07-25 |
| JP3493153B2 true JP3493153B2 (ja) | 2004-02-03 |
Family
ID=11617302
Family Applications (1)
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