JP4842407B2

JP4842407B2 - 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法

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Publication number: JP4842407B2
Application number: JP2011511914A
Authority: JP
Inventors: 真小此木; 真吾山崎; 浩大羽; 浩一細川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-11-17
Filing date: 2010-10-13
Publication date: 2011-12-21
Anticipated expiration: 2030-10-13
Also published as: KR101382664B1; WO2011062012A1; CN102227512B; KR20110083688A; JPWO2011062012A1; CN102227512A

Description

本発明は、冷間鍛造によって成形されるボルト、ねじ、ナット等の機械部品の素材として用いられる低温焼鈍用鋼線とその製造方法とに関する。特に、焼鈍による軟質化特性と延性とが優れ、より低い温度で焼鈍可能な低温焼鈍用鋼線とその製造方法とに関する。
本願は、２００９年１１月１７日に、日本に出願された特願２００９−２６２１５８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

冷間鍛造では、成品の寸法精度及び生産性が優れるため、鋼製のボルト、ねじ、ナット等の機械部品の成形に際して、従来から行われていた熱間鍛造から冷間鍛造への切り替えが拡大している。一方、冷間鍛造では、熱間鍛造と比較して、鋼材の変形抵抗が高くなり鋼材の変形能が低くなるため、金型への負荷が増大する。そのため、冷間鍛造では、金型の摩耗や損傷が発生したり、成形部品に加工割れが発生したりするなどの問題が生じやすい。

これらの問題を回避するため、冷間鍛造に用いる鋼材には極めて高い加工性が要求される。このため、従来から、球状化焼鈍などの熱処理により熱間圧延材を軟質化して、鋼材の加工性を向上させることが行われている。

球状化焼鈍は、セメンタイトを球状にして加工性を向上させる処理であり、冷間鍛造用鋼の軟質化処理として広く行われている。この球状化焼鈍では、約２０時間程度の熱処理時間を要することから、近年では部品の生産性及びコストを改善するために、熱処理時間の短縮、焼鈍温度の低減、あるいは焼鈍省略の要求が高くなっている。

また、機械構造用鋼では、機械部品として必要な強度を確保するため、ＣｒやＭｏあるいはＶなどの合金元素を添加する場合がある。これらの合金元素を鋼に添加すると、軟質化焼鈍の際に、セメンタイトの球状化が遅延し焼鈍後の強度が高くなって延性が低下し、冷間鍛造性が劣化することが知られている。したがって、これらの合金元素を鋼に添加した場合には、冷間鍛造性を改善するため、球状化焼鈍を２回以上行うなどの方法が行われている。

また、近年では、部品製造コストの低減や部品の高機能化を目的として、部品形状も複雑化している。このため、冷間鍛造に使用される鋼材の加工性に対しての要求が高まっている。冷間鍛造用鋼の加工性には、金型への負荷に影響する変形抵抗と、加工割れの発生に影響する延性とがあり、これらの両方、あるいは一方が冷間鍛造用鋼の加工性として求められる。この冷間鍛造用鋼の加工性に求められる特性（変形抵抗または延性）は、各用途により異なる。

このような背景のもとで、鋼材の冷間鍛造性を向上させる技術として、従来から種々の方法が提案されている。例えば、球状化焼鈍前に減面率が２０〜３０％の粗引き伸線を行ってセメンタイトの球状化を促進し鋼材を軟質化させる方法や球状化焼鈍を複数回行い鋼材を軟質化させる方法などの軟質化技術は、古くからよく知られ、従来から広く行われている。

また、特許文献１には、熱間圧延線材のフェライト組織分率を３０面積％以上、ベイナイト組織とマルテンサイト組織との合計を残部の５０面積％以上とすることで、粗引き伸線後の球状化焼鈍を低温かつ短時間で処理可能にする方法が開示されている。この方法では、球状化焼鈍の処理温度を低下させたり、処理時間を短くしたりすることは可能であるが、焼鈍後の硬さや限界圧縮率などの冷間鍛造性は、従来の球状化焼鈍材と同等であり、加工性の面から不十分である。

また、特許文献２には、肌焼き鋼の製造方法としてベイナイト体積分率を５０％以下に抑制したフェライト・パーライト組織からなる鋼材に対し、減面率２８％以上の伸線引き抜き加工を行った後に、球状化焼鈍を行う方法が開示されている。この方法においては、球状化焼鈍後の硬さが低くかつ均質になって鋼材が軟質化するが、鋼材の延性は、なお不十分である。

さらに、特許文献３には、鋼材組織中の擬似パーライトとベイナイトとフェライトとの面積率を規定することで、球状化処理時間を短縮し、鋼材の変形抵抗を低減する方法が開示されている。この方法では、鋼材組織中に擬似パーライトを１０％以上含む必要があるため、合金元素の含有量が低く焼入れ性が低い鋼種や線径が大きい線材の場合には、巻き取り後に冷却速度を高くする必要があり、製造コストが大きくなるという問題がある。

日本国特開２００６−３７１５９号公報日本国特開２００６−１２４７７４号公報日本国特開２００６−２２５７０１号公報

本発明は、冷間鍛造前の軟質化焼鈍における温度を低下させることができ、この軟質化焼鈍後に軟質かつ延性が高くなる冷間鍛造性が優れた鋼線とその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋼線の冷間鍛造性を向上させるため、鋼材の焼鈍前組織とこの鋼材を粗引き加工後に焼鈍したときの機械的特性との関係を調査した。

本発明者らは、初析フェライト組織及びベイナイト組織を抑制し、主にパーライト組織を含む組織になるように鋼線中の組織を制御すると、ＣｒやＭｏ、Ｖなどのセメンタイトの球状化を阻害する元素が鋼線中に含まれた場合でも、特定の条件で粗引き加工を行い、特定の値に鋼線の強度を制御することにより、鋼線を低温焼鈍した際に強度が低下し、延性が著しく向上することを見出した。粗引き加工及び低温焼鈍によりセメンタイトを球状化する場合、粗引き前の組織中の初析フェライトの体積率を抑制すると、焼鈍後にセメンタイトが均一に分散した組織が得られ、鋼線の延性が著しく向上する。なお、低温焼鈍は、鋼材を軟質化するためにＡ_ｃ１点以下で行われる焼鈍である。

また、本発明者らは、初析フェライト及びベイナイトを抑制した主にパーライト組織を含む組織では、焼鈍した際に、球状セメンタイトの大きさが均一になる傾向があり、粗大な球状セメンタイトの生成を抑制することが可能であることを見出した。粗大な球状セメンタイトは、延性破壊の起点として作用するため、鋼線の加工性を向上させるためには、この粗大な球状セメンタイトを抑制することが有効である。

さらに、本発明者らは、鋼線中のベイナイト組織及びマルテンサイト組織を抑制することで、粗引きと低温焼鈍とを行った後に、鋼線の強度を低下させて鋼線を軟質化させることができ、かつ延性も高めることができることを見出した。ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は、セメンタイトを球状化させるためには有効であるが、転位密度が高い。そのため、低温焼鈍のような低温度かつ短時間の焼鈍では、鋼線の軟質化が不十分になりやすいと推察される。本発明者らは、上記知見を基に検討を重ね、本発明を完成するに至った。本発明は、以下の通りである。なお、以下では、Ｃの含有量（質量パーセント）を（Ｃ％）と表記する。

（１）本発明の一態様に係る低温焼鈍用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０〜０．０４０％、Ｓ：０〜０．０５０％、Ｎ：０．０００５〜０．０３００％を含有し、さらにＣｒ：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０３〜０．２％、Ｍｏ：０．０３〜０．２％の１種以上（但し、Ｃｒを単独で０．２％以下含む場合を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、初析フェライト組織と、パーライト組織と、ベイナイト組織とを含む金属組織を有し、前記パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％以上かつ１００％以下であり、前記初析フェライトの体積率が０％以上かつ（１−１．２５×（Ｃ％））×５０％以下であり、前記ベイナイト組織の体積率が０％以上かつ４０％以下であり、前記初析フェライト組織の体積率と前記ベイナイト組織の体積率と前記パーライト組織の体積率との合計が９５％以上かつ１００％以下であり、引張強さが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上かつ５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下である。
ただし、Ｃｅｑ．＝（Ｃ％）＋（Ｓｉ％）／７＋（Ｍｎ％）／５＋（Ｃｒ％）／９＋（Ｍｏ％）／２＋１．５４×（Ｖ％）である。
なお、（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｍｏ％）及び（Ｖ％）は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量（質量％）である。

（２）上記（１）に記載の低温焼鈍用鋼線は、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜０．７％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％の１種以上をさらに含有してもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の低温焼鈍用鋼線では、前記パーライト組織の平均ブロックサイズが４μｍ以上２０μｍ以下であってもよい。

（４）本発明の一態様に係る低温焼鈍用鋼線では、上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼片を加熱し；熱間圧延し；その後、巻取り；その後、４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に３０秒以上１５０秒以下の間恒温保持し；その後、冷却し；減面率が２５＋８２×Ｆ１％以上、かつ４４％以上、１００％未満の伸線加工を施す。

本発明によれば、冷間鍛造によって鋼材を複雑な形状の部品に成形することが可能になり、鋼材の歩留まりや生産性が向上し、部品の加工費用を低減することができる。また、本発明によれば、軟質化焼鈍の温度を低下させることができ、熱処理費用を低減し、生産性を向上させることができる。

焼鈍前の鋼線の引張強さＴＳと低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳとの関係を示す図である。炭素当量Ｃｅｑ．と焼鈍後の引張強さＴＳとの関係を示す図である。炭素当量Ｃｅｑ．と焼鈍後の絞り値ＲＡとの関係を示す図である。Ｆ１値と伸線減面率との関係を示す図である。Ｃ含有量（Ｃ％）とパーライト組織の体積率との関係を示す図である。Ｃ含有量（Ｃ％）と初析フェライト組織の体積率との関係を示す図である。炭素当量Ｃｅｑ．と焼鈍前の鋼線の引張強さＴＳとの関係を示す図である。

鋼材の冷間鍛造性を向上させる技術として、従来から種々の方法が提案されている。本発明では、冷間鍛造前において従来の焼鈍温度より低温での軟質化焼鈍を行うことができ、この軟質化焼鈍後に軟質で、かつ延性が高く冷間鍛造性が優れた鋼線を得るために、鋼線（線材）の組織を特定の組織に制御する必要がある。
以下に、本発明の一実施形態に係る低温焼鈍用鋼線について説明する。まず、組織の限定理由について説明する。

初析フェライト（初析フェライト組織）の体積率が（１−１．２５×（Ｃ％））×５０％を超えると、焼鈍後にセメンタイトが不均一に分布するため、強度の不均一な部分が生成する。強度の不均一な部分が存在すると、鍛造加工の際に、局部的な変形の集中によって冷鍛割れが発生する場合がある。このため、初析フェライトの体積率の上限は、（１−１．２５×（Ｃ％））×５０％である。また、鋼線の組織中に初析フェライトが存在する必要がないため、初析フェライトの体積率の下限は、０％である。

ベイナイト組織は、セメンタイトの球状化に有効であり、鋼線の延性を向上させる効果があるが、転位密度が高いため、低温焼鈍後の強度が高くなる場合がある。このため、ベイナイト組織の体積率の上限は、４０％である。また、鋼線の組織中にベイナイトが存在する必要がないため、ベイナイトの体積率の下限は、０％である。

マルテンサイト組織は、焼鈍後の強度を高くするため、５％以下に抑制されることが好ましい。

パーライト組織は、粗引き焼鈍後のセメンタイトの球状化に有効であり、鋼線の変形抵抗を低下させる効果がある。また、パーライト組織の体積率が大きい場合には、焼鈍後の球状化セメンタイトの大きさのばらつきが小さくなり、鋼線の延性が向上する。パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％未満の場合には、変形抵抗の低減効果及び延性の向上効果が小さくなるため、パーライト組織の体積率の下限は、１．３５×（Ｃ％）×１００％である。
なお、鋼線の金属組織は、初析フェライトと、ベイナイトと、パーライトとを含み、上述した初析フェライト組織の体積率と、ベイナイト組織の体積率と、パーライト組織の体積率との合計は、９５％以上１００％以下である。

パーライト組織の平均ブロックサイズの微細化は、焼鈍後のフェライト結晶粒径を小さくする効果があり、延性の向上に有効である。また、この平均ブロックサイズの微細化によりラメラ状のパーライトの分解とセメンタイトの球状化とが促進するため、焼鈍時間を短縮することができる。このパーライト組織の平均ブロックサイズが２０μｍ以下であれば、焼鈍時間を短縮しながら焼鈍後に十分な延性を確保することができる。そのため、パーライト組織の平均ブロックサイズの上限は、２０μｍであることが好ましい。また、平均ブロックサイズの測定上の制限から、パーライト組織の平均ブロックサイズの下限は、４μｍであってもよい。

なお、初析フェライト組織、パーライト組織、ベイナイト組織の体積率を評価するために、走査型電子顕微鏡を用いて、線材のＣ断面（線材の長手方向に垂直な断面）を１０００倍の倍率で写真撮影し、それぞれの組織の面積率を画像解析により求めた。ここで、線材のＣ断面において、線材の表層（表面）近傍と、１／４Ｄ部（線材の表面から線材の中心方向に線材の直径の１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（線材の中心部分）とが写真撮影され、それぞれの位置の撮影領域は、いずれも１２５μｍ×９５μｍであった。また、検鏡面（Ｃ断面）に含まれる組織の面積率は、組織の体積率と等しいため、画像解析により得られた各組織の面積率がそれぞれの組織の体積率であると評価した。

パーライト組織のブロックサイズの測定には、ＥＢＳＤ装置を用いた。線材のＣ断面における表層近傍部、１／４Ｄ部、１／２Ｄ部のそれぞれについて２７５μｍ×１６５μｍの領域を測定した。ＥＢＳＤ装置にて測定されたフェライト（パーライト組織中のフェライト）の結晶方位マップから、方位差が１５度以上である境界をブロック粒界に決定した。

さらに、本実施形態の鋼線では、引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上である。引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａよりも小さい場合には、焼鈍後の鋼線の軟質化が不十分であり、冷間鍛造性が劣化する。また、鋼線の変形能を十分に確保するために、引張強さＴＳが５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下であってもよい。ここで、炭素当量Ｃｅｑ．は、下記（１）式で表される。
Ｃｅｑ．＝（Ｃ％）＋（Ｓｉ％）／７＋（Ｍｎ％）／５＋（Ｃｒ％）／９＋（Ｍｏ％）／２＋１．５４×（Ｖ％）・・・・・（１）
なお、（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｍｏ％）及び（Ｖ％）は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量（質量％）である。

本実施形態の鋼線は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０〜０．０４０％、Ｓ：０〜０．０５０％、Ｎ：０．０００５〜０．０３００％を含有し、さらにＣｒ：０．０３〜０．４％、Ｖ：０．０３〜０．２％、Ｍｏ：０．０３〜０．２％の１種以上を含有する。以下に、これらの元素の範囲を限定した理由を説明する。なお、各元素の含有量について、以下に記載した％は、質量％である。

Ｃは、機械部品としての強度を確保するため鋼中に添加される。Ｃ含有量が０．１０％未満では、機械部品として必要な強度を確保できない。また、Ｃ含有量が０．６０％を越えると、冷間鍛造性が劣化する。そのため、鋼中のＣ含有量は、０．１０〜０．６０％にする。より確実に鋼の強度を確保するために、Ｃの含有量は、０．２５〜０．６０％であることが好ましい。また、より確実に冷間鍛造性を確保するために、Ｃ含有量は、０．２５〜０．５０％であることがより好ましい。

Ｓｉは、脱酸元素として機能し、鋼に必要な強度と焼入れ性とを付与し、焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が不十分である。また、Ｓｉ含有量が０．４０％を越えると、靱性及び延性が劣化し、硬度が上昇し、冷間鍛造性が劣化する。そのため、鋼中のＳｉ含有量は、０．０１〜０．４０％にする。また、より確実に焼き戻し軟化抵抗と冷間鍛造性とを向上させるために、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．３０％であることが好ましい。

Ｍｎは、鋼に必要な強度及び焼入れ性を付与するために必要な元素である。Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、強度及び焼入れ性を付与する効果が不十分である。Ｍｎ含有量が１．５０％を越えると、硬度が上昇し冷間鍛造性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、０．２０〜１．５０％にする。また、より確実に強度及び冷間鍛造性を確保するために、Ｍｎ含有量は、０．３０〜０．９０％であることが好ましい。

Ｐは、冷間鍛造時の変形抵抗を高め、加工性を劣化させる。また、Ｐは、粒界に偏析して焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化させ、鋼の靱性を劣化させる。そのため、鋼中のＰをできるかぎり低減することが望ましい。従って、Ｐ含有量の上限を０．０４０％に制限する。このＰ含有量は、０．０２０％以下であることが好ましい。また、Ｐ含有量の下限は、０％である。

Ｓは、Ｍｎ等の合金元素と反応して硫化物として存在する。これらの硫化物は、鋼の被削性を向上させる。しかしながら、０．０５０％を越えて鋼中にＳを添加すると、冷間鍛造性が劣化し、焼入れ焼戻し後の結晶粒界が脆化して靱性が劣化する。このため、Ｓ含有量の上限を０．０５０％に制限する。このＳ含有量は、０．０２０％以下であることが好ましい。また、Ｓ含有量の下限は、０％である。

Ｎは、オーステナイト結晶粒の微細化を目的に添加される。Ｎは、ＡｌやＴｉ等の合金元素と結合して窒化物を形成し、これらの窒化物がピン止め粒子として機能して結晶粒を細粒化する。Ｎ含有量が０．０００５％未満では、窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化して延性が劣化する。また、Ｎを添加してＮ含有量が０．０３００％を越えると、固溶Ｎによる動的歪時効により変形抵抗が増加して、加工性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は、０．０００５〜０．０３００％にする。より確実に延性を確保し、変形抵抗を十分に低下させるために、Ｎ含有量は、０．００２０〜０．０１５０％であることが好ましい。

Ｃｒは、焼入れ性及び強度を高める効果がある。Ｃｒ含有量が０．０３％未満では、焼入れ性及び強度を高める効果がない。Ｃｒを添加してＣｒ含有量が０．４％を超えると、変態時間が長くなり生産性が阻害される。そのため、鋼中のＣｒ含有量は、０．０３〜０．４％にする。生産性をより高めるために、Ｃｒ含有量は、０．０３〜０．２％であることが好ましい。また、焼入れ性及び強度をより高めるために、Ｃｒ量は、０．０５〜０．２０％であることがより好ましい。

Ｖは、焼入れ性を上げたり、微細な炭化物を析出させ、強度を高くしたりする効果がある。Ｖ含有量が０．０３％未満では、焼入れ性及び強度を高める効果がない。Ｖを添加してＶ含有量が０．２％を超えると、Ｖを含む粗大炭化物の形成によって、これらの効果が飽和する。そのため、鋼中のＶ含有量は、０．０３〜０．２％にする。より効果的に焼入れ性及び強度を高めるために、Ｖ量は、０．０５〜０．１５％であることが好ましい。

Ｍｏは、焼入れ性及び強度を高める効果がある。Ｍｏ含有量が０．０３％未満では、焼入れ性及び強度を高める効果がない。Ｍｏを添加してＭｏ含有量が０．２％を超えると、変態時間が長くなり生産性が阻害される。そのため、Ｍｏ含有量は、０．０３〜０．２％にする。また、生産性を高めながら焼入れ性及び強度を高めるために、Ｍｏ含有量は、０．０５〜０．１５％であることが好ましい。

また、本実施形態の鋼線には、以下に記載する特性の向上を目的に、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜０．７％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％の１種以上を含有させることができる。

Ａｌは、脱酸及びオーステナイト結晶粒の微細化を目的に鋼中に添加される。Ａｌは、脱酸元素として機能し、鋼中でＮと結合してＡｌＮを形成する。このＡｌＮがピン止め粒子として機能し、結晶粒径を細粒化して加工性を向上させる。また、Ａｌは、固溶Ｎを固定して動的歪時効を抑制し、変形抵抗を低減する効果がある。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、これらの効果が機能しない。また、Ａｌ含有量が０．０６０％を越えると、鋼の靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０６０％に制限する。したがって、Ａｌを鋼中に添加する場合には、鋼中のＡｌ含有量を０．００１〜０．０６０％に制御する。上記効果と靭性とのバランスを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．００３〜０．０４％であることがより好ましい。

Ｔｉ及びＮｂは、いずれも炭窒化物を形成する。これらの炭窒化物は、鋼中に分散しピン止め粒子として機能して結晶粒の粗大化を抑制し、加工性を向上させるとともに、鋼の強度を高める。

Ｔｉは、ＣあるいはＮと化合物を形成し、ＴｉＣ、ＴｉＮあるいはＴｉ（ＣＮ）として存在する。これらの炭窒化物は、ピン止め粒子として有効であり、鋼の強度を高める機能を有する。また、鋼中のＮを固定して後述のＢ添加による焼入れ性の向上効果を有効に機能させるため、Ｔｉが添加される。Ｔｉ含有量が０．００２％未満では、これらの効果が現れない。Ｔｉを添加してＴｉ含有量が０．０５０％を越えると、これらの効果が飽和するとともに硬度が上昇して冷間鍛造性が劣化する。そのため、Ｔｉを鋼中に添加する場合には、鋼中のＴｉ含有量を０．００２〜０．０５０％に制御する。また、鋼の強度及び冷間鍛造性をより高めるために、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０３０％であることが好ましい。

Ｎｂは、ＮあるいはＣと結合し、ＮｂＮ、ＮｂＣあるいはそれらの複合介在物であるＮｂ（ＣＮ）を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。そのため、Ｎｂは、鋼の強度を高める機能を有する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果が不十分である。Ｎｂを添加してＮｂ含有量が０．１０％を越えると、この効果が飽和する。したがって、Ｎｂを鋼中に添加する場合には、鋼中のＮｂ含有量を０．００５〜０．１０％に制御する。また、より効果的に鋼の強度を高めるために、Ｎｂ含有量は、０．０１〜０．０５％であることが好ましい。

Ｂは、焼入れ性の向上を目的に添加される。Ｂ含有量が０．０００１％未満では、焼入れ性を向上させる効果が不十分である。Ｂを添加してＢ含有量が０．００６０％を越えると、その効果が飽和する。そのため、Ｂを鋼中に添加する場合には、鋼中のＢ含有量を０．０００１〜０．００６０％に制御する。また、より効果的に焼入れ性を向上させるために、Ｂは、０．０００５〜０．００４％であることが好ましい。

Ｃｕは、析出強化により鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が０．０１％未満では、鋼の強度を高める効果がない。Ｃｕを添加してＣｕ含有量が０．３％を超えると、熱間圧延性が劣化する。そのため、Ｃｕを鋼中に添加する場合には、鋼中のＣｕ含有量を０．０１〜０．３％に制御する。また、鋼の強度を効果的に高めながら熱間圧延性を十分に確保するために、Ｃｕ含有量は、０．０５〜０．２％であることが好ましい。

Ｎｉは、焼入れ性及び鋼の延性を向上させる効果を有する。Ｎｉ含有量が０．０１％未満では、焼入れ性及び延性を向上させる効果がない。Ｎｉを添加してＮｉ含有量が０．７％を超えると、変態時間が長くなり生産性が阻害される。そのため、Ｎｉを鋼中に添加する場合には、鋼中のＮｉ含有量を０．０１〜０．７％に制御する。また、十分な延性向上効果を得るために、Ｎｉを添加してＮｉを０．０２％以上含有させることが好ましい。加えて、生産性をさらに確保するために、Ｎｉ含有量は、０．０２〜０．５％であることがより好ましい。

Ｏは、鋼中に不可避的に含有され、ＡｌやＴｉなどの酸化物として存在する。Ｏ含有量が高いと、粗大な酸化物が形成して疲労破壊の原因となる。そのため、Ｏ含有量を０．０１％以下に抑制することが望ましい。また、脱酸元素として、鋼中にＣａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種以上を含有させることができる。Ｃａを鋼中に添加する場合には、鋼中のＣａ含有量を０．０００１〜０．０１％に制御する。Ｍｇを鋼中に添加する場合には、鋼中のＭｇ含有量を０．０００１〜０．０１％に制御する。Ｚｒを鋼中に添加する場合には、鋼中のＺｒ含有量を０．０００１〜０．０１％に制御する。Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒは、脱酸に有効であり、酸化物を微細化して疲労強度を向上させる効果がある。

さらに、本発明の一実施形態に係る鋼線の製造方法を以下に説明する。

上述の実施形態の鋼線に必要とされる上記組成を満足する鋼片を加熱し、熱間圧延し、所望の径の鋼線を製造する。熱間圧延後得られた鋼線は、巻き取られ、恒温保持された後、室温まで冷却される。熱間圧延後の巻取り温度は、特に限定しないが、通常７５０℃から１０００℃までの範囲である。

巻取り後の冷却速度も特に限定しない。例えば、線径５〜１６ｍｍの線材を４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に浸漬すると、この線材は、通常１０℃／秒以上の冷却速度で冷却される。冷却速度及び鋼成分は、鋼（鋼線）の組織に影響を及ぼす。すなわち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂなどの合金元素の含有量が高い場合には、冷却速度を大きくするとベイナイト組織の体積率が高くなる。また、このような合金元素の含有量が低い場合には、冷却速度を小さくするとフェライト組織の体積率が高くなる。このため、所定の組織が得られるように鋼成分と冷却速度とを選べばよい。

熱間圧延された鋼線を巻取った後、巻き取られた鋼線を４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に、３０秒以上１５０秒以下の間恒温保持した後、冷却する。溶融塩槽の温度が４００℃未満の場合、鋼線中のベイナイト組織分率（体積率）が増大して焼鈍後の鋼線の強度が高くなり、変態完了時間が長くなって生産性が阻害される。溶融塩槽の温度が６００℃を超えると、フェライト組織分率（体積率）が増大し、溶融塩が分解して生産性が阻害される。溶融塩槽中への鋼線の保持時間が３０秒未満の場合、恒温変態が完了せずに冷却されるため、マルテンサイト組織が生成する。この場合には、焼鈍で必要とされる軟化時間が長くなり、強度が上昇して加工性が劣化する。また、溶融塩槽中への鋼線の保持時間が１５０秒以上では、生産性が阻害される。したがって、この保持時間を３０秒以上１５０秒以下に制御する。

溶融塩槽から抽出後に鋼線を冷却して、減面率２５＋８２×Ｆ１％以上の伸線加工を行う。ここで、Ｆ１値（上述のＦ１）は、下記（２）式で表される。
Ｆ１＝（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）／４＋（Ｖ％）／３・・・・・（２）
伸線加工の減面率が２５＋８２×Ｆ１％未満の場合、焼鈍後の鋼線の軟質化が不十分であり、冷間鍛造性が劣化する。そのため、伸線加工の減面率の下限を２５＋８２×Ｆ１％にした。なお、低温焼鈍後の鋼線をより軟質化させるためには、伸線加工の減面率は、５０％以上であることが好ましい。また、鋼線として使用するため、伸線加工の減面率は、１００％未満である。

なお、上記実施形態の鋼線は、低温焼鈍を行うことで、軟質化し、かつ延性が向上する。低温焼鈍の温度が６５０℃未満の場合では、強度が高く軟質化の効果が小さい。低温焼鈍の温度がＡ_ｃ１点以上では、焼鈍後の鋼線の組織にパーライト組織が混入し、鋼線の強度及び延性が劣化する。このため、低温焼鈍の温度は、６５０℃以上Ａ_ｃ１点未満に制御することが好ましい。低温焼鈍の保持時間は、特に限定しないが、品質の安定性及び生産性を高めるために、３０分以上７時間以下であることが好ましい。なお、Ａ_ｃ１（℃）は、下記（３）式により算出される。
Ａ_ｃ１＝７２３−１０．７×（Ｍｎ％）＋２９．１×（Ｓｉ％）＋１６．９×（Ｃｒ％）・・・・・（３）

供試鋼の成分と、上記（１）式によって計算された炭素当量Ｃｅｑ．（％）と、上記（３）式によって計算されたＡ_ｃ１（℃）とを表１に示す。なお、鋼種Ｌは、Ｃｒの含有量が多い比較例である。

これらの鋼種の鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、熱間で線径５．５〜１４．５ｍｍまで線材圧延を行い、この線材圧延後、圧延ライン上の溶融塩槽を用いて表２に示した条件で恒温変態処理を行い、冷却した。この冷却後の線材は、表２に記載した減面率で伸線加工された。表２には、溶融塩槽温度、溶融塩槽保持時間、及び伸線減面率等の各製造条件と、恒温変態処理後の各線材のパーライト組織、初析フェライト組織、及びベイナイト組織の体積率、パーライト組織の平均ブロック粒径、鋼線の引張強さＴＳを示している。また、この表２には、１．４０×（Ｃ％）×１００％にて計算されたパーライト組織の体積率の下限値、（１−１．２５×（Ｃ％））×５０％にて計算された初析フェライト組織の体積率の上限値、２５＋８２×Ｆ１にて計算された伸線減面率の下限値、４８０＋８５０×Ｃｅｑ．にて計算された引張強さの下限値も併せて示している。

表２の水準１３及び１５は、巻取り後に恒温変態処理を行わずにステルモア上で鋼線を冷却した従来の製造方法である。そのため、これらの水準１３及び１５では、パーライト組織の体積率が十分でなく、初析フェライト組織の体積率が過剰であった。

表２の各条件で製造された線材を、昇温時間４ｈで７００℃まで加熱し、５ｈ保持した後、冷却する低温焼鈍処理を行い、線材の機械的特性を評価した。

また、表３には、以下の製造方法（従来の球状化焼鈍）により製造された比較例の鋼線の機械的特性を示す。まず、上記と同様の条件で鋼種Ａ〜Ｒの鋼片を線材圧延することによって得られた線材を巻取り後にステルモアで冷却した。その後、減面率２５％の伸線加工を行った後、この線材を昇温時間４ｈで７４０℃まで加熱し、４ｈ保持した。さらに、この加熱保持された線材を１５℃／ｈで６５０℃まで冷却した後、大気中で放冷した。なお、これらの機械的特性を測定するために、ＪＩＳＺ２２０１の９Ａ試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１の試験方法に準拠した引張試験を行い、引張強さＴＳと絞り値ＲＡとを評価した。

表４には、低温焼鈍後の引張強さＴＳ及び絞り値ＲＡを示す。なお、この表４には、表３に示した従来の球状化焼鈍材（通常焼鈍材）との機械的特性の比較を併せて示している。表４中の「優」は、従来の球状化焼鈍材より優れた特性であることを示す。また、「可」は、従来の球状化焼鈍材と同等の特性（引張強さＴＳが、±１０ＭＰａ以内、絞り値ＲＡが、±２％以内）であることを示す。さらに、「不可」は、従来の球状化焼鈍材よりも特性が劣ることを示している。

表４の水準２２は、Ｃｒの含有量が多い鋼種Ｌの鋼線の特性を示す。この水準２２では、減面率６０％の伸線加工を行っても低温焼鈍後の引張強さＴＳが高く、鋼線の軟質化特性が従来の球状化焼鈍材より劣っていた。一方、表４の水準１、２、４、６、７、１１、１２、１４、１６、１７、１９、２１、２３〜２８の実施例および参考例からわかるように、低温焼鈍であっても、これらの水準により製造された鋼線の機械的特性は、従来の球状化焼鈍材と比べて同等あるいは優れていた。

図１は、表２に示した水準８、９、１０、１１、１２の鋼線の引張強さＴＳと、これらの鋼材の低温焼鈍後の引張強さＴＳとの関係を示している。なお、これらの水準８、９、１０、１１、１２の鋼線では、鋼成分と組織（各組織の分率）とが同等であり、引張強さＴＳが異なる。図１に示すように、引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上（例えば、１０６４℃以上）である場合には、低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳが低下し、鋼線が軟質化することがわかる。

図２は、表４に記載した水準１〜２８及び表３に記載した水準２９〜４６の鋼線の炭素当量Ｃｅｑ．と、焼鈍後の引張強さＴＳとの関係を示している。図２に示すように、表４の実施例および参考例では、従来の球状化焼鈍材と比較して鋼線の引張強さＴＳが低く、鋼線が軟質化していることがわかる。

図３は、表４に記載した水準１〜２８及び表３に記載した水準２９〜４６の鋼線の炭素当量Ｃｅｑ．と、焼鈍後の絞り値ＲＡとの関係を示している。表４の実施例および参考例では、従来の球状化焼鈍材と比較して鋼線の絞り値ＲＡが高く、延性が優れていることがわかる。

図４は、表２の水準１〜１２、１４、１６〜２１、２３〜２８の鋼線の上記（２）式で表されるＦ１値と、伸線減面率との関係を示す図である。なお、これらの水準の鋼線では、上述した組織（各組織の体積率）と成分とを満足している。図４中の「軟質化特性良好」の鋼線では、表４に示した低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳが従来の球状化焼鈍材と比べて同等以下である。「軟質化特性不良」の鋼線では、低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳが従来の球状化焼鈍材の引張強さＴＳより高い。このように、伸線減面率が２５＋８２×Ｆ１％以上である場合には、低温焼鈍後の鋼線の軟質化特性が優れることがわかる。

図５は、表２の水準１、２、４、６、７、１１〜１７、１９、２１、２３〜２８の鋼線のＣ含有量（Ｃ％）と、パーライト組織の体積率（パーライト分率）との関係を示している。鋼線中のパーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００（％）より小さい場合（水準１３及び１５）には、表４に示すように、従来の球状化焼鈍材より低温焼鈍後の鋼線の機械的特性が劣ることが分かる。

同様に、図６は、図５に使用された水準と同じ水準の鋼線のＣ含有量と、初析フェライト組織の体積率（初析フェライト分率）との関係を示している。初析フェライト組織の体積率が（１−１．２５×（Ｃ％））×５０（％）より大きい場合（水準１３及び１５）には、表４に示すように、従来の球状化焼鈍材より低温焼鈍後の鋼線の機械的特性が劣ることがわかる。

図７は、表２の水準１〜２１及び２３〜２８の鋼線の炭素当量Ｃｅｑ．と、焼鈍前の引張強さＴＳとの関係を示している。引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上の場合（水準１、２、４、６、７、１１、１２、１４、１６、１７、１９、２１、２３〜２８）には、表４に示すように、低温焼鈍後、従来の球状化焼鈍材と同等以上の特性が得られることが分かる。

以上説明したように、本発明によれば、冷間鍛造によって鋼材を複雑な形状の部品に成形することが可能になり、鋼材の歩留まりや生産性が向上し、部品の加工費用を低減することができる。また、本発明によれば、軟質化焼鈍の温度を低下させることができ、熱処理費用を低減し、生産性を向上させることができる。このため、本発明に係る鋼線は、冷間鍛造によって成形されるボルト、ねじ、ナット等の機械部品の素材として用いるのに好適である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、
Ｐ：０〜０．０４０％、
Ｓ：０〜０．０５０％、
Ｎ：０．０００５〜０．０３００％
を含有し、さらに
Ｃｒ：０．０３〜０．４％、
Ｖ：０．０３〜０．２％、
Ｍｏ：０．０３〜０．２％
の１種以上（但し、Ｃｒを単独で０．２％以下含む場合を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、初析フェライト組織と、パーライト組織と、ベイナイト組織とを含む金属組織を有し、前記パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％以上かつ１００％以下であり、前記初析フェライトの体積率が０％以上かつ（１−１．２５×（Ｃ％））×５０％以下であり、前記ベイナイト組織の体積率が０％以上かつ４０％以下であり、前記初析フェライト組織の体積率と前記ベイナイト組織の体積率と前記パーライト組織の体積率との合計が９５％以上かつ１００％以下であり、引張強さが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上かつ５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下である
ことを特徴とする低温焼鈍用鋼線。
ただし、Ｃｅｑ．＝（Ｃ％）＋（Ｓｉ％）／７＋（Ｍｎ％）／５＋（Ｃｒ％）／９＋（Ｍｏ％）／２＋１．５４×（Ｖ％）である。
質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｎｉ：０．０１〜０．７％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％
の１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の低温焼鈍用鋼線。
前記パーライト組織の平均ブロックサイズが４μｍ以上２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の低温焼鈍用鋼線。
請求項１または２に記載の組成を有する鋼片を加熱し；
熱間圧延し；
その後、巻取り；
その後、４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に３０秒以上１５０秒以下の間恒温保持し；
その後、冷却し；
減面率が２５＋８２×Ｆ１％以上、かつ４４％以上、１００％未満の伸線加工を施す
ことを特徴とする低温焼鈍用鋼線の製造方法。
ただし、Ｆ１＝（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）／４＋（Ｖ％）／３である。