JP5159296B2 - 冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 - Google Patents
冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5159296B2 JP5159296B2 JP2007334592A JP2007334592A JP5159296B2 JP 5159296 B2 JP5159296 B2 JP 5159296B2 JP 2007334592 A JP2007334592 A JP 2007334592A JP 2007334592 A JP2007334592 A JP 2007334592A JP 5159296 B2 JP5159296 B2 JP 5159296B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- cold
- excluding
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、冷間加工用鋼およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品に関するものである。
冷間加工（例えば２００℃以下の雰囲気における鋼の加工）は、熱間加工や温間加工と比較して、生産性が高く、寸法精度が良く、しかも鋼材の歩留が良好であるといった利点を有するため、各種部品の製造に幅広く用いられている。
このような背景下、冷間加工に使用される鋼は、冷間加工時の変形抵抗が低いことが必要とされる。鋼の変形抵抗が高いと、冷間加工に使用する金型の寿命低下を招くからである。
鋼の変形抵抗を低下させるには、Ｃ（炭素）、Ｓｉ、Ｍｎなどの添加元素を低下させればよいことが知られている。しかしながら、単純に添加元素を低減し、変形抵抗を低下させると、金型の寿命は改善できるものの、加工後に必要な部品強度が得られないという問題が生じる。そのため、従来、鋼を所定形状に冷間加工した後は、所定の硬度を確保するため、焼入れ焼戻しが施されていた。しかし部品加工後に焼入れ焼戻しを行うと、部品寸法が変化し易いため、更に部品加工を行わなければならないといった問題がある。
また特許文献１には、特にＣｕを含有させて、冷間加工後に４５０〜５５０℃で熱処理することにより、所定の部品強度が得られる旨開示されている。しかし特許文献１には、上記熱処理を数回繰り返し行うことがよい旨記載されており、生産性向上や省エネルギーの観点からは改善が必要と思われる。
冷間加工後の熱処理を短縮した技術として、特許文献２には、金属組織を「体積率で３〜２０％の残留オーステナイトおよび３〜７０％のフェライトで残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイト」とすることで、鋼の強度を確保しつつ、特に上記残留オーステナイトを変態させることで変形抵抗を低減できる旨開示されている。しかし、この技術は、ひずみの小さい加工にしか適用されていないことから、変形抵抗のより一層高まるひずみの大きな加工を施す場合については、変形抵抗低減の手段を別途検討する必要がある。
特開２００２−１２９３８号公報
特開平９−２８７０５６号公報
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、冷間加工性に優れる（特に、冷間加工鋼部品に割れが生じず、かつ、部品硬さに対する加工時の変形抵抗が低く抑えられて、金型の長寿命化を図り得ることをいう）と共に、加工後は所定の硬度・強度を確保することのできる冷間加工用鋼、およびその製造方法、ならびに該冷間加工用鋼を用いて得られる冷間加工鋼部品を提供することにある。
本発明に係る冷間加工用鋼とは、
Ｃ：０．０４〜０．１２％（化学成分については質量％、以下同じ）、
（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．４〜２．０％、
Ｍｎ：１〜３．５％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（Ｃｕ＋Ｎｉ）：１％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、および
下記式（１）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、鋼組織が、
粒径１．５μｍ以下の残留オーステナイト：０．１０〜３．０％（鋼組織については面積％、以下同じ）、
粒径１．５μｍ超の残留オーステナイト：０．１％以下（０％を含む）、および
フェライト：８０％以上を満たすところに特徴を有する。
２．８≦［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］≦５．２ …（１）
［式（１）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ鋼に含まれるＭｎ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量（いずれも単位は質量％）を示す］
尚、上記「粒径」とは、後述する実施例に示す通り円相当直径をいう（以下同じ）。
Ｃ：０．０４〜０．１２％（化学成分については質量％、以下同じ）、
（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．４〜２．０％、
Ｍｎ：１〜３．５％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（Ｃｕ＋Ｎｉ）：１％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、および
下記式（１）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、鋼組織が、
粒径１．５μｍ以下の残留オーステナイト：０．１０〜３．０％（鋼組織については面積％、以下同じ）、
粒径１．５μｍ超の残留オーステナイト：０．１％以下（０％を含む）、および
フェライト：８０％以上を満たすところに特徴を有する。
２．８≦［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］≦５．２ …（１）
［式（１）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ鋼に含まれるＭｎ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量（いずれも単位は質量％）を示す］
尚、上記「粒径」とは、後述する実施例に示す通り円相当直径をいう（以下同じ）。
上記冷間加工用鋼は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
（ｄ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含んでいてもよい。
（ａ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
（ｄ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含んでいてもよい。
本発明は、上記冷間加工用鋼を製造する方法も規定するものであって、該方法は、上記化学組成を有する鋼を用いて、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋４０℃）の温度範囲で３０分以上保持するところに特徴を有する。
また本発明は、上記冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下で冷間加工することにより製造される冷間加工鋼部品であって、冷間加工後の部品強度（Ｈ）と冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が、下記式（２）を満たすところに特徴を有する冷間加工鋼部品も含む。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
[式（２）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
[式（２）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
本発明によれば、冷間加工後に焼入れ焼戻しを行ったり煩雑な熱処理を施すことなく、従来よりも、冷間加工鋼部品の硬さを向上できる。また、割れを生じさせることなく、ひずみの大きな冷間加工を良好に行うことができる（例えば、真ひずみが１５０％の冷間加工も良好に行うことができる）。更には、冷間加工に用いられる金型の長寿命化を図ることができる。
本発明者らは、冷間加工中は良好な加工性を示し、ひずみの大きな加工を良好に行い得ると共に、該加工に用いる金型の長寿命化を図ることができ、更には、加工後に所定の硬度・強度を確保することのできる冷間加工用鋼を得るべく鋭意研究を行った。その結果、特に、鋼中に規定サイズの残留オーステナイトを規定量存在させればよいことを見出した。また、上記サイズ・量の残留オーステナイトを存在させるための鋼材の化学成分や製造条件についても検討を行い、その最適範囲を見出した。以下、本発明について詳述する。
従来、「残留オーステナイトは変形を加えると直ちに変態する組織であり、冷間加工用鋼に残留オーステナイトを存在させると、冷間加工初期（変形初期）に一気に変態してマルテンサイトとなり鋼が急激に硬化するので、冷間加工に用いる金型に与えるダメージが大きい」と考えられてきた。
しかし、本発明者らが検討したところ、残留オーステナイトのサイズを従来よりも小さくすれば、変態し難く安定度が向上すること、そしてこのことにより、残留オーステナイトが冷間加工初期に一気に変態せず、結果として、変形抵抗の増大を生じさせることなく加工を行うことができ、金型寿命を向上し得ることを見出した。
また、残留オーステナイトのサイズを小さくすれば、残留オーステナイトが上述の通り冷間加工初期に一気に変態せずに、冷間加工中期・後期（即ち、圧縮ひずみのより大きな加工段階）まで持ちこたえ、上記冷間加工中期・後期にマルテンサイトに徐々に変態し、加工発熱による鋼の温度上昇で上記マルテンサイト中のＣが材料中に拡散され（固溶Ｃが鋼中に供給され）、該固溶Ｃが鋼中の可動転位に固着されることにより、所定の部品硬度・強度を達成できると考えられる。
尚、冷間加工中期・後期において、固溶Ｃが供給される鋼部位は変形抵抗が高くなるが、本発明では残留オーステナイト量の上限を規定することで、残留オーステナイト以外の組織（フェライト等）が変形を担うため、変形抵抗を著しく高めることなく加工を行うことができる。
本発明では、この様な作用機構により、変形抵抗が従来の様に冷間加工中に著しく高まることがないので、ひずみの大きな加工を行う場合であっても、金型に著しい負担をかけることなく、静的時効の効果で部品強度を十分に高めることができる。
上記作用機構を実現させるには、残留オーステナイトのサイズを、粒径で１．５μｍ以下とする必要がある。これより大きい残留オーステナイトは、冷間加工初期に変態しやすくなる。残留オーステナイトの粒径は、好ましくは１．４μｍ以下であり、より好ましくは１．３μｍ以下である。尚、後述する実施例に示す通り、倍率１万倍で観察すると、観察できる残留オーステナイトの粒径の下限値は０．０５μｍ程度となる。
そして本発明では、上記サイズの残留オーステナイトを０．１０％以上（好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上）鋼中に存在させることにより、鋼部品の強度向上を図ることができる。一方、上記サイズの残留オーステナイトが多過ぎると、多量の残留オーステナイトが変態して、必要以上に硬化が進み、材料自体が割れるといった問題が生じる。また、冷間加工初期に変形抵抗が著しく高まり、金型寿命が短くなるといった問題も生じる。よって、上記サイズの残留オーステナイト量は３．０％以下（好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下）とする。
また、粒径１．５μｍ超の残留オーステナイトは０．１％以下に抑える必要がある。上述の通り、粒径１．５μｍ超の残留オーステナイトは冷間加工初期に変態しやすく、上記作用機構を十分に発現できないからである。上記粒径１．５μｍ超の残留オーステナイトは少なければ少ないほど好ましい。
また、鋼組織中に占めるフェライト量を８０％以上とする。フェライト量が８０％未満であると、残留オーステナイトの形態を上記の通り制御しても、変形抵抗が高くなるので好ましくない。フェライト量は好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上である。尚、上記フェライトはポリゴナルフェライトを意味する。その他のフェライト（例えば針状のフェライト）だと変形抵抗が増大するので好ましくない。
尚、上記残留オーステナイトのサイズ・量およびフェライト量は、後述する実施例に示す通り、ＦＥ-ＳＥＭ（Field Emission type Scanning Electron Microscope；電界放射型走査型電子顕微鏡）を用いて観察・画像撮影を行い、結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ：Electron Back Scattering Pattern：後方散乱電子回折法を使用）で画像解析を行って求めたものである。
本発明の鋼は、上記残留オーステナイトおよびフェライト以外に、製造工程で不可避的に形成され得るその他の組織として、ベイナイトやマルテンサイト等を含みうるが、これらの組織は少なければ少ないほど好ましく、１０％以下であることが好ましい。
本発明は、上記の通り、特に鋼組織を制御する点に特徴があるが、該鋼組織を形成して良好な冷間加工性を容易に確保すると共に、鋼部品の強度や鋼部品として必要なその他の特性を確保するには、化学成分を下記範囲内とする必要がある。
〔Ｃ：０．０４〜０．１２％〕
Ｃは、残留オーステナイトの確保に必要な元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣを含ませ、室温で規定量のオーステナイトを残留させるのに重要な元素である。よって、Ｃ量は０．０４％以上とする。好ましくは０．０４５％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣ量が０．１２％を超えると、必要以上に残留オーステナイトが生成し、特に冷間加工初期の変態量が増加して変形抵抗が増大するので好ましくない。よって本発明では、Ｃ量の上限を０．１２％とした。好ましくは０．１１％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｃは、残留オーステナイトの確保に必要な元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣを含ませ、室温で規定量のオーステナイトを残留させるのに重要な元素である。よって、Ｃ量は０．０４％以上とする。好ましくは０．０４５％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣ量が０．１２％を超えると、必要以上に残留オーステナイトが生成し、特に冷間加工初期の変態量が増加して変形抵抗が増大するので好ましくない。よって本発明では、Ｃ量の上限を０．１２％とした。好ましくは０．１１％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
〔（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．４〜２．０％〕
ＳｉとＡｌは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える重要な元素である。この様な作用を有効に発現させるには、ＳｉとＡｌを合計で０．４％以上（好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５％以上）含有させる必要がある。しかし、ＳｉとＡｌの含有量が合計で２．０％を超えると、変形抵抗の増大を招くと共に、圧延中の脱炭を進行させて製品の表面品質が劣化するため好ましくない。よってＳｉとＡｌの含有量を合計で２．０％以下（好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下）とする。
ＳｉとＡｌは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える重要な元素である。この様な作用を有効に発現させるには、ＳｉとＡｌを合計で０．４％以上（好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５％以上）含有させる必要がある。しかし、ＳｉとＡｌの含有量が合計で２．０％を超えると、変形抵抗の増大を招くと共に、圧延中の脱炭を進行させて製品の表面品質が劣化するため好ましくない。よってＳｉとＡｌの含有量を合計で２．０％以下（好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下）とする。
〔Ｍｎ：１〜３．５％〕
Ｍｎは、Ｍｓ点を低下させて、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、１％以上含有させることが望ましい。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含まれると変形抵抗が増大するため、Ｍｎ量は３．５％以下（好ましくは３．２％以下、より好ましくは３．０％以下）とする。
Ｍｎは、Ｍｓ点を低下させて、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、１％以上含有させることが望ましい。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含まれると変形抵抗が増大するため、Ｍｎ量は３．５％以下（好ましくは３．２％以下、より好ましくは３．０％以下）とする。
〔Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）〕
リン（Ｐ）は、不可避的不純物であり、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる元素である。また、フェライトを固溶強化させて変形抵抗の増大をもたらす元素でもある。よって、冷間加工性向上の観点から、Ｐ量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下であるが、Ｐ量を０にすることは、工業上困難である。
リン（Ｐ）は、不可避的不純物であり、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる元素である。また、フェライトを固溶強化させて変形抵抗の増大をもたらす元素でもある。よって、冷間加工性向上の観点から、Ｐ量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下であるが、Ｐ量を０にすることは、工業上困難である。
〔Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）〕
硫黄（Ｓ）も、Ｐと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用がある。そこで変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ量を、０．０５％以下（好ましくは０．０３％以下）とする。但しＳ量を０にすることは、工業上困難である。尚、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
硫黄（Ｓ）も、Ｐと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用がある。そこで変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ量を、０．０５％以下（好ましくは０．０３％以下）とする。但しＳ量を０にすることは、工業上困難である。尚、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
〔（Ｃｕ＋Ｎｉ）：１％以下（０％を含む）〕
ＣｕとＮｉも、Ｍｎと同様にＭｓ点を低下させて、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。しかし、ＣｕとＮｉの含有量が合計で１％を超えると、変形抵抗が過大となり、かつ割れも生じ易くなる。よって、ＣｕとＮｉの含有量は合計で１％以下（好ましくは合計で０．９％以下、より好ましくは合計で０．８％以下）とする。
ＣｕとＮｉも、Ｍｎと同様にＭｓ点を低下させて、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。しかし、ＣｕとＮｉの含有量が合計で１％を超えると、変形抵抗が過大となり、かつ割れも生じ易くなる。よって、ＣｕとＮｉの含有量は合計で１％以下（好ましくは合計で０．９％以下、より好ましくは合計で０．８％以下）とする。
〔Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〕
窒素（Ｎ）は、不可避的不純物であり、変形抵抗を増大させる元素である。よってＮ量を０．０１％以下とする、好ましくは０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
窒素（Ｎ）は、不可避的不純物であり、変形抵抗を増大させる元素である。よってＮ量を０．０１％以下とする、好ましくは０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
〔２．８≦［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］≦５．２ …（１）
［式（１）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ鋼線材に含まれるＭｎ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量（いずれも単位は質量％）を示す］〕
上記Ｃ量の範囲内で、残留オーステナイトを室温で安定的に存在させ、所望サイズ・量の残留オーステナイトを確実に得るには、Ｍｓ点を低下させる元素であるＭｎ、ＮｉおよびＣｕの含有量が上記式（１）を満たすようにする必要がある。
［式（１）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ鋼線材に含まれるＭｎ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量（いずれも単位は質量％）を示す］〕
上記Ｃ量の範囲内で、残留オーステナイトを室温で安定的に存在させ、所望サイズ・量の残留オーステナイトを確実に得るには、Ｍｓ点を低下させる元素であるＭｎ、ＮｉおよびＣｕの含有量が上記式（１）を満たすようにする必要がある。
［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］が２．８％未満であると、規定の残留オーステナイトを確保することが困難である。［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］は好ましくは２．９％以上、より好ましくは３．０％以上であるのがよい。しかし、［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］が５．２％を超えると、変形抵抗が過大となるので好ましくない。［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］は、好ましくは５．１％以下であり、より好ましくは５．０％以下である。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。尚、必要に応じて、以下の元素を更に含有させても良い。
〔Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）及び／又はＭｏ：２％以下（０％を含まない）〕
Ｃｒ、Ｍｏは、冷間加工後の部品の硬さおよび靱性を向上させる作用を有する元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃｒを含有させる場合、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが有効である。またＭｏを含有させる場合には、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上含有させることが推奨される。
Ｃｒ、Ｍｏは、冷間加工後の部品の硬さおよび靱性を向上させる作用を有する元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃｒを含有させる場合、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが有効である。またＭｏを含有させる場合には、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上含有させることが推奨される。
しかし、Ｃｒの過剰添加は変形抵抗を増大し、冷間加工性が低下するので、Ｃｒ量は２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下である。また、Ｍｏが過剰に含まれると冷間加工性が劣化するので、Ｍｏ量は、２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１％以下である。
〔Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種〕
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、窒素と共に窒化物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｔｉを含有させる場合、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＴｉを含有させるのがよく、Ｎｂを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＮｂを含有させるのがよい。また、Ｖを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＶを含有させることが推奨される。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、窒素と共に窒化物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｔｉを含有させる場合、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＴｉを含有させるのがよく、Ｎｂを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＮｂを含有させるのがよい。また、Ｖを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＶを含有させることが推奨される。
一方、これらの元素は、窒素との親和力が強く、窒化物を形成して、冷間加工後の硬化上昇に有効な固溶窒素を低減させてしまうため、上限量を次のように定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下であり、Ｎｂ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下であり、Ｖ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下である。
〔Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）〕
Ｂは、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。そこで必要に応じて、Ｂを好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上含有させることが推奨される。しかしＢは、窒素との親和力が強く、Ｂ窒化物を形成するが、このＢ窒化物が過剰になると冷間加工性が低下し易くなる。よってＢ量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
Ｂは、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。そこで必要に応じて、Ｂを好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上含有させることが推奨される。しかしＢは、窒素との親和力が強く、Ｂ窒化物を形成するが、このＢ窒化物が過剰になると冷間加工性が低下し易くなる。よってＢ量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
〔Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種〕
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、鋼の被削性向上に寄与する元素である。またＣａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の靱性を高める作用も有する。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃａを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＣａを含有させるのがよく、ＲＥＭを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＲＥＭを含有させるのがよい。また、Ｍｇを含有させる場合には、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上のＭｇを含有させるのがよく、Ｌｉを含有させる場合には、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上のＬｉを含有させるのがよく、Ｐｂを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＰｂを含有させるのがよい。また、Ｂｉを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＢｉを含有させることが推奨される。
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、鋼の被削性向上に寄与する元素である。またＣａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の靱性を高める作用も有する。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃａを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＣａを含有させるのがよく、ＲＥＭを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＲＥＭを含有させるのがよい。また、Ｍｇを含有させる場合には、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上のＭｇを含有させるのがよく、Ｌｉを含有させる場合には、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上のＬｉを含有させるのがよく、Ｐｂを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＰｂを含有させるのがよい。また、Ｂｉを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＢｉを含有させることが推奨される。
しかしこれらの元素量が過剰でも、その効果が飽和する。そこで含有させる場合の上限量を、それぞれ次のように定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下、ＲＥＭ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｍｇ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｌｉ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｐｂ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下、およびＢｉ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下である。
次に、本発明の製造方法について説明する。本発明の鋼は、上述の通り規定サイズの微細な残留オーステナイトを規定量含むところに特徴を有する。この残留オーステナイトを確保するには、一般的な方法で溶解・圧延し、熱間加工（熱間圧延や熱間鍛造等）を施した後に、特に、焼ならし温度：Ａｃ１〜（Ａｃ１＋４０℃）の範囲で３０分間以上保持し、その後冷却する焼ならしを行うことが大変有効であることを見出した。
上記焼ならし温度がＡｃ１未満であるとパーライトが生成し、残留オーステナイトが確保できなくなるので好ましくない。好ましくは（Ａｃ１＋５℃）以上とするのがよく、より好ましくは（Ａｃ１＋１０℃）以上である。一方、焼ならし温度が（Ａｃ１＋４０℃）を超えると、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイトの安定性が低下して変形初期に変態しやすくなるので好ましくない。よって、焼ならし温度は、（Ａｃ１＋４０℃）以下、好ましくは（Ａｃ１＋３５℃）以下、より好ましくは（Ａｃ１＋３０℃）以下とする。尚、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋４０℃）の温度範囲内であれば一定温度で保持するのみならず、該温度範囲内で焼ならし温度が変動する場合も含み得る。
また上記温度範囲での保持時間が短いと、オーステナイトへのＣ濃化が不十分となり、残留オーステナイトの安定性が低下し、変形初期に変態しやすくなる。よって保持時間を３０分以上（好ましくは３５分以上、より好ましくは４０分以上）とする。残留オーステナイトを確保する観点からは、保持時間の上限は特に定めないが、生産性を考慮すると、保持時間は３時間以下（好ましくは２時間３０分以下、より好ましくは２時間以下）とするのがよい。
上記条件で加熱した後は、室温まで冷却するが、冷却方法については特に問わず、放冷等により室温まで冷却すればよい。
以上のようにして製造される冷間加工用鋼（線材や棒鋼）は、その後、冷間加工され、鋼部品（ボルトやナット等の部品、自動車用部品、その他の機械部品）となる。ここでの冷間加工方法には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工が含まれる。また、部品の加工に必要であれば、伸線等の加工を行ってもよい。
加工の際の温度も冷間加工性に影響するため、加工温度の上限値は、好ましくは２００℃、より好ましくは１８０℃、さらに好ましくは１６０℃に設定することが推奨される。加工温度が高すぎると変形中に動的歪み時効が発生し、変形抵抗が上昇してしまうからである。一方、冷間加工は通常、室温で実施されるが、０℃を下回ると温度依存性により変形抵抗が逆に高くなってしまうため、加工温度の好ましい下限は０℃とする。なお加工温度は、加工の際の雰囲気温度を指す。
この様な条件下で得られる本発明の鋼部品は、その強度が、冷間加工中の変形抵抗の最大値との関係において、下記式（２）を満たすところに特徴を有する。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
[式（２）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
[式（２）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
まず、下記（Ｉ）（II）の条件で順次製造し、次いで下記（III）に示す通り、表３または表４に示す条件（焼ならし温度Ｔ、保持時間ｔ）で加熱し、その後、室温まで放冷する焼ならしを行い、表１および表２に示す化学成分組成の線材を得た。
尚、表１および表２中のＡｃ１は、下記Ｋ．Ｗ．Ａｎｄｒｅｗｓの式（「レスリー鉄鋼材料学」丸善（１９８５）ｐ．２７３）によって計算した。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７（％Ｍｎ）−１６．９（％Ｎｉ）＋２９．１（％Ｓｉ）＋１６．９（％Ｃｒ）＋２９０（％Ａｓ）＋６．３８（％Ｗ）
（上記％は、鋼中各成分の質量％を示す）
（Ｉ）溶解・圧延：ビレット溶製 → 溶製材を１１５０〜１２５０℃に加熱 →１５５ｍｍ角に圧延
（II）熱間圧延：１１００〜１２５０℃に加熱 → 直径１２ｍｍに圧延 → 放冷
（III）焼ならし：表３または表４に示す焼ならし温度Ｔ×保持時間ｔ → 放冷
上記の様にして得られた直径１２ｍｍの線材を用いて、鋼組織の観察、加工試験および変形抵抗の測定、および鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定を、それぞれ下記の要領で行った。
尚、表１および表２中のＡｃ１は、下記Ｋ．Ｗ．Ａｎｄｒｅｗｓの式（「レスリー鉄鋼材料学」丸善（１９８５）ｐ．２７３）によって計算した。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７（％Ｍｎ）−１６．９（％Ｎｉ）＋２９．１（％Ｓｉ）＋１６．９（％Ｃｒ）＋２９０（％Ａｓ）＋６．３８（％Ｗ）
（上記％は、鋼中各成分の質量％を示す）
（Ｉ）溶解・圧延：ビレット溶製 → 溶製材を１１５０〜１２５０℃に加熱 →１５５ｍｍ角に圧延
（II）熱間圧延：１１００〜１２５０℃に加熱 → 直径１２ｍｍに圧延 → 放冷
（III）焼ならし：表３または表４に示す焼ならし温度Ｔ×保持時間ｔ → 放冷
上記の様にして得られた直径１２ｍｍの線材を用いて、鋼組織の観察、加工試験および変形抵抗の測定、および鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定を、それぞれ下記の要領で行った。
〔鋼組織の観察〕
粒径１．５μｍ以下の残留オーステナイト（残留γ）の面積％、粒径１．５μｍ超の残留オーステナイトの面積％、およびフェライトの面積％は、以下（ｉ）〜（iv）の手順により求めた。
（ｉ）上記線材を、軸中心を通る圧縮加工方向に平行な面で切断
（ii）上記断面（観察面）を観察できるように樹脂に埋め込み、エメリー紙による研磨、ダイヤモンドバフによる研磨および電解研磨を順次行って観察面を鏡面に仕上げた。
（iii）日立製作所製ＳＵ−７０電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ-ＳＥＭ）を用い、加速電圧２０ｋＶ、観察倍率１万倍で上記観察面を観察・画像撮影を行った。
（iv）ＯＸＦＯＲＤ社製ＨＫＬ Ｃｈａｎｎｅｌ５結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ）を用い、画像解析を行った。詳細には、既知の結晶系［残留オーステナイトの場合はＦＣＣ相（面心立方格子）、フェライトの場合はＢＣＣ相（体心立方格子）］を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定したＦＣＣ相、ＢＣＣ相をカラーマップする。そして、残留オーステナイト（ＦＣＣ相）について、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として求め、１．５μｍ以下のもの、粒径１．５μｍ超のものについて、それぞれ面積％を求めた。
また、ＢＣＣ相の領域の面積％を求め、これをフェライト量（面積％）と定めた。これらの測定結果を表３および表４に併記する。
粒径１．５μｍ以下の残留オーステナイト（残留γ）の面積％、粒径１．５μｍ超の残留オーステナイトの面積％、およびフェライトの面積％は、以下（ｉ）〜（iv）の手順により求めた。
（ｉ）上記線材を、軸中心を通る圧縮加工方向に平行な面で切断
（ii）上記断面（観察面）を観察できるように樹脂に埋め込み、エメリー紙による研磨、ダイヤモンドバフによる研磨および電解研磨を順次行って観察面を鏡面に仕上げた。
（iii）日立製作所製ＳＵ−７０電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ-ＳＥＭ）を用い、加速電圧２０ｋＶ、観察倍率１万倍で上記観察面を観察・画像撮影を行った。
（iv）ＯＸＦＯＲＤ社製ＨＫＬ Ｃｈａｎｎｅｌ５結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ）を用い、画像解析を行った。詳細には、既知の結晶系［残留オーステナイトの場合はＦＣＣ相（面心立方格子）、フェライトの場合はＢＣＣ相（体心立方格子）］を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定したＦＣＣ相、ＢＣＣ相をカラーマップする。そして、残留オーステナイト（ＦＣＣ相）について、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として求め、１．５μｍ以下のもの、粒径１．５μｍ超のものについて、それぞれ面積％を求めた。
また、ＢＣＣ相の領域の面積％を求め、これをフェライト量（面積％）と定めた。これらの測定結果を表３および表４に併記する。
次に、上記焼ならしを施した鋼材の中心部から、φ６ｍｍ×長さ９ｍｍの試験片を切り出した。該試験片を用いて、加工試験を行い、変形抵抗の測定、割れ有無の確認、および加工後（鋼部品）のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。尚、一般に変形抵抗が下がると金型寿命が向上し、変形抵抗が２０％下がると金型寿命が５〜１０倍延びることから、ここでは金型寿命の評価を変形抵抗の値で行った。
〔加工試験および変形抵抗の測定〕
上記試験片を、歪み速度：１／秒、加工温度：２０〜２００℃、圧縮率：２０〜８０％の加工条件で、容量２００ｋＮの加工フォーマスター試験装置を用いて鍛造し、鋼部品に加工した。歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値を用いた。得られた部品について、観察倍率２０倍での実態顕微鏡で表面を観察して、割れの有無を確認した。各部品の冷間加工条件（加工温度、圧縮率）、各部品の割れの有無（割れが発生した場合を×、割れが発生しなかった場合を○とする）、および変形抵抗の最大値を表５および６に示す。
上記試験片を、歪み速度：１／秒、加工温度：２０〜２００℃、圧縮率：２０〜８０％の加工条件で、容量２００ｋＮの加工フォーマスター試験装置を用いて鍛造し、鋼部品に加工した。歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値を用いた。得られた部品について、観察倍率２０倍での実態顕微鏡で表面を観察して、割れの有無を確認した。各部品の冷間加工条件（加工温度、圧縮率）、各部品の割れの有無（割れが発生した場合を×、割れが発生しなかった場合を○とする）、および変形抵抗の最大値を表５および６に示す。
尚、表５および表６の圧縮率は、［（１−Ｌ／Ｌ0）×１００（％）］（Ｌ0：加工前の試験片長さ、Ｌ：加工後の試験片長さ）をいう。
〔鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定〕
加工試験後の試験片を用い、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４中央部（Ｄ：部品直径）、および測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ試験機を用いて、鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。測定結果を表５および表６に併記する。
加工試験後の試験片を用い、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４中央部（Ｄ：部品直径）、および測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ試験機を用いて、鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。測定結果を表５および表６に併記する。
〔式（２）による判定〕
表５および表６には、各試験片が下記式（２）を満たすか否かを示しており、式（２）を満たす場合には「○」、式（２）を満たさない場合には「×」を付している。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
但し、Ｈ：冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間加工時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
表５および表６には、各試験片が下記式（２）を満たすか否かを示しており、式（２）を満たす場合には「○」、式（２）を満たさない場合には「×」を付している。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
但し、Ｈ：冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間加工時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
本実施例では、部品に割れが無く、かつ部品硬さに対して鋼の変形抵抗が低い鋼（具体的には上記式（２）を満たすもの）を、冷間加工性に優れると判定した。
表１〜６から次のように考察できる（尚、下記記号は、表１〜６の鋼記号を示す）。
１Ｃ、１Ｄ、１Ｇ、１Ｉ〜１Ｋ、１Ｍ〜１Ｑ、１Ｓ、１Ｔ、１Ｘ〜１Ｚ、２Ａ〜２Ｊ、２Ｍ〜２Ｐ、２Ｒ〜２Ｔは、本発明で規定する要件を満足する例であり、部品に割れが無く、かつ部品硬さに対して鋼の変形抵抗が低い鋼材が得られている。これに対し、本発明の要件を満たさないものは、割れが発生しているか、部品硬さに対する加工時の変形抵抗が高くなっており（即ち、上記式（２）を満たさず）、金型の長寿命化が望めないものとなっている。
１Ｃ、１Ｄ、１Ｇ、１Ｉ〜１Ｋ、１Ｍ〜１Ｑ、１Ｓ、１Ｔ、１Ｘ〜１Ｚ、２Ａ〜２Ｊ、２Ｍ〜２Ｐ、２Ｒ〜２Ｔは、本発明で規定する要件を満足する例であり、部品に割れが無く、かつ部品硬さに対して鋼の変形抵抗が低い鋼材が得られている。これに対し、本発明の要件を満たさないものは、割れが発生しているか、部品硬さに対する加工時の変形抵抗が高くなっており（即ち、上記式（２）を満たさず）、金型の長寿命化が望めないものとなっている。
詳細には、１Ａは、焼ならし温度ＴがＡｃ１を下回っているため、残留オーステナイトを形成できず、式（２）を満たさないものとなった。
１Ｂは、Ｃ量が不足し、規定の残留オーステナイトを十分確保できなかったため式（２）を満たさないものとなった。
１Ｅは、Ｍｎ量が過剰であるため、変形抵抗が増大し、部品に割れが生じた。
１Ｈは、（Ｓｉ＋Ａｌ）量が不足しているため、規定の残留オーステナイトを十分確保できず、式（２）を満たさないものとなった。
１Ｌは、Ｓ量が過剰であるため、冷間加工時の割れの起点として作用するＦｅＳ介在物が形成され、部品に割れが生じた。
１Ｒは、焼ならし時の保持時間ｔが短いため、規定の残留オーステナイトを十分確保できず、式（２）を満たさないものとなった。
１Ｕは、ＣｕとＮｉの合計量が規定上限を超えており、式（１）を満たしていないため、残留オーステナイトが過剰に形成されて、変形抵抗が増大し、部品に割れが生じた。
１Ｖは、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させるＰが過剰に存在するため、部品に割れが生じた。
１Ｗは、Ｎ量が過剰であるため、部品に割れが生じた。
２Ｋは、Ｃ量が過剰であり、残留オーステナイトが過剰となったため、変形抵抗が増大して部品に割れが生じた。
２Ｌ、２Ｘは、焼ならし温度Ｔが（Ａｃ１＋４０℃）を超えているため、冷間加工初期に変態しやすいサイズの大きな残留オーステナイトが生成し、部品が割れる結果となった。
２Ｑは、式（１）を満たしていないため、残留オーステナイトが過剰に形成されて、部品に割れが生じる結果となった。
２Ｕは、（Ｓｉ＋Ａｌ）量が過剰であるため、変形抵抗が増大し、部品に割れが生じた。
２Ｖは、Ｍｎ量が不足しており、式（１）も満たさないため、微細な残留オーステナイトを確保できず、式（２）も満たさないものとなった。
２Ｗは、式（１）を満たしていないため、規定の残留オーステナイトを十分確保できず、式（２）を満たさないものとなった。
Claims (7)
- Ｃ：０．０４〜０．１２％（化学成分については質量％、以下同じ）、
（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．４〜２．０％、
Ｍｎ：１〜３．５％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（Ｃｕ＋Ｎｉ）：１％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、および
下記式（１）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、鋼組織が、
粒径１．５μｍ以下の残留オーステナイト：０．１０〜３．０％（鋼組織については面積％、以下同じ）、
粒径１．５μｍ超の残留オーステナイト：０．１％以下（０％を含む）、および
フェライト：８０％以上を満たすことを特徴とする冷間加工用鋼線材または棒鋼。
２．８≦［Ｍｎ＋３×（Ｃｕ＋Ｎｉ）］≦５．２ …（１）
［式（１）中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉは、それぞれ鋼に含まれるＭｎ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量（いずれも単位は質量％）を示す］ - 更に他の元素として、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、および／または
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１に記載の冷間加工用鋼線材または棒鋼。 - 更に他の元素として、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の冷間加工用鋼線材または棒鋼。 - 更に他の元素として、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用鋼線材または棒鋼。
- 更に他の元素として、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｂｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の冷間加工用鋼線材または棒鋼。 - 請求項１〜５のいずれかに記載の冷間加工用鋼線材または棒鋼を製造する方法であって、
請求項１〜５のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を用い、Ａｃ１〜（Ａｃ１＋４０℃）の温度範囲で３０分以上保持することを特徴とする冷間加工用鋼線材または棒鋼の製造方法。 - 請求項１〜５のいずれかに記載の冷間加工用鋼線材または棒鋼を加工温度２００℃以下で冷間加工することにより製造される冷間加工鋼部品であって、冷間加工後の部品強度（Ｈ）と冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が、下記式（２）を満たすことを特徴とする冷間加工鋼部品。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（２）
［式（２）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す］
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007334592A JP5159296B2 (ja) | 2007-12-26 | 2007-12-26 | 冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007334592A JP5159296B2 (ja) | 2007-12-26 | 2007-12-26 | 冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009155686A JP2009155686A (ja) | 2009-07-16 |
| JP5159296B2 true JP5159296B2 (ja) | 2013-03-06 |
Family
ID=40960003
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007334592A Expired - Fee Related JP5159296B2 (ja) | 2007-12-26 | 2007-12-26 | 冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5159296B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101560901B1 (ko) | 2013-12-06 | 2015-10-15 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 냉간압조용 선재 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62142723A (ja) * | 1985-12-18 | 1987-06-26 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPH06100933A (ja) * | 1992-09-22 | 1994-04-12 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れた構造物用高張力鋼の製造方法 |
| JPH093595A (ja) * | 1995-04-18 | 1997-01-07 | Nippon Steel Corp | 靱性の優れた低降伏比厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2004292876A (ja) * | 2003-03-26 | 2004-10-21 | Kobe Steel Ltd | 絞り特性に優れた高強度鍛造部品、及びその製造方法 |
| JP4697844B2 (ja) * | 2004-02-02 | 2011-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | 微細組織を有する鋼材の製造方法 |
| JP4476923B2 (ja) * | 2005-12-15 | 2010-06-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板 |
| JP4934481B2 (ja) * | 2007-04-10 | 2012-05-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 高速冷間加工用鋼、並びに高速冷間加工部品およびその製造方法 |
-
2007
- 2007-12-26 JP JP2007334592A patent/JP5159296B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009155686A (ja) | 2009-07-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101599163B1 (ko) | 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품과 그들의 제조 방법 | |
| CN107614726B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP5026626B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 | |
| JP5776623B2 (ja) | 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法 | |
| KR101520208B1 (ko) | 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품 | |
| WO2013094475A1 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| KR101965520B1 (ko) | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 | |
| JP5407178B2 (ja) | 冷間加工性に優れた冷間鍛造用鋼線材およびその製造方法 | |
| KR20170099997A (ko) | 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 | |
| MX2013001724A (es) | Alambre de acero con acero especial y material de alambre de acero especial. | |
| CN107406949B (zh) | 机械结构零件用钢线 | |
| KR20020088425A (ko) | 어닐링 생략 가능한 기계 구조용 열간압연 선재·봉강 및그 제조 방법 | |
| JP5576785B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 | |
| JP2015168882A (ja) | 合金鋼の球状化熱処理方法 | |
| JP5114189B2 (ja) | 冷間加工用鋼およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 | |
| KR101666292B1 (ko) | 중공 스프링용 심리스 강관 | |
| CN104204258B (zh) | 高强度弹簧用中空无缝管 | |
| KR20130054998A (ko) | 파인 블랭킹성이 우수한 고탄소 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR20190076694A (ko) | 냉간압조용 선재 및 이의 제조방법 | |
| US10533235B2 (en) | Hot-working tool material, method for manufacturing hot-working tool, and hot-working tool | |
| JP2018168473A (ja) | 合金鋼の球状化熱処理方法 | |
| JP5159296B2 (ja) | 冷間加工用鋼線材または棒鋼、およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 | |
| JP5679440B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2004292876A (ja) | 絞り特性に優れた高強度鍛造部品、及びその製造方法 | |
| JP2016074951A (ja) | 肌焼鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20090929 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20111219 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120131 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120328 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20121204 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121211 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5159296 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151221 Year of fee payment: 3 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |