JP5257082B2

JP5257082B2 - 低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法並びに冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法

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Publication number: JP5257082B2
Application number: JP2009004059A
Authority: JP
Inventors: 真小此木; 真吾山崎; 浩大羽
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-01-09
Filing date: 2009-01-09
Publication date: 2013-08-07
Anticipated expiration: 2029-01-09
Also published as: JP2010159476A

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鋼線材とその製造方法に関わり、特に焼鈍後の冷間鍛造性が優れるとともに、焼鈍温度の低温化が可能な鋼線材とその製造方法および冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法に関わるものである。なお、本発明で対象とする鋼線材は、熱間圧延棒鋼をコイル状に巻いた「バーインコイル」も含むものとする。

冷間鍛造は成品の寸法精度や生産性が優れることから、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の切り替えが拡大している。一方、冷間鍛造は熱間鍛造と比較して鋼材の変形抵抗が高くなることや変形能が低くなることから、金型の負荷が増大することで金型の摩耗や損傷が発生することや、成形部品に加工割れが発生することなどの課題がある。これらを回避するため、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、従来より、熱間圧延材を球状化焼鈍などの熱処理により軟質化して、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、冷間鍛造用鋼の軟質化処理として広く行われているが、熱処理時間に約20時間程度を要することから、近年では部品の生産性やコストを改善するため、熱処理時間の短縮化や焼鈍温度の低温化、あるいは焼鈍省略の要求が高くなっている。
また、近年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に対する加工性の要求が高まっている。冷間鍛造用鋼の加工性には、金型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があり、各用途により求められる特性が異なり、これらの両方、あるいは一方が求められる。

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は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%の粗引き伸線を行うことで、セメンタイトの球状化が促進し軟質化すること、球状化焼鈍を複数回行うことで軟質化することは、古くからよく知られた軟質化技術で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の合計が残部の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となることが開示されている。この方法では、球状化焼鈍の低温化や短時間化は可能であるが、焼鈍後の硬さや限界圧縮率などの冷間鍛造性は、従来条件での球状化焼鈍材と同等であり、加工性の面からは十分とはいえない。
特許文献2には肌焼き鋼の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を、減面率28%以上の伸線引き抜き加工を行った後に、球状化焼鈍を行うことで、球状化焼鈍後の硬さが低く、また硬さが均質となることが開示されている。この方法においては、球状化焼鈍後の硬さは低くなり軟質化するものの、延性はなお不十分である。
また、特許文献3では鋼材組織の擬似パーライトとベイナイトとフェライトの面積率を規定することで球状化処理時間が短縮化し、変形抵抗が低減することが開示されている。
この方法は、擬似パーライトを10%以上含む組織にする必要があり、合金元素含有量が低く焼入れ性が低い鋼種や、線径が大きい場合には、巻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課題がある。

特開2006-37159号公報特開2006-124774号公報特開2006-225701号公報

本発明は、冷間鍛造前の軟質化焼鈍温度の低温化が可能であり、焼鈍後には冷間鍛造性が優れた鋼線材とその製造方法および冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（1）質量%で、C:0.005〜0.60％、Si:0.01〜0.40%、Mn:0.20〜1.80%、P:0.040%以下、S:0.050%以下、N:0.0005〜0.0300%、Al:0.001〜0.060％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、金属組織が初析フェライト組織とパーライト組織、及びベイナイト組織から構成され、パーライト組織を体積率で1.40×C(%)×100%以上含み、初析フェライトの体積率が（1-1.25×(C%)）×50％以下(0%を含む)であり、ベイナイト組織の体積率が20%以下(0%を含む)であり、引張強さが340+920×Ceq.MPa以上であることを特徴とする低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。ただし、Ceq.=(C%)+(Si%)/7+(Mn%)/5+(Cr%)/9である。
（2）パーライト組織の平均ブロックサイズが20μm以下であることを特徴とする（１）に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
（3）上記成分に加えて、Ti:0.002〜0.050%、Nb:0.005〜0.100%の1種または2種を含有することを特徴とする（1）または（2）に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
（4）上記成分に加えて、B:0.0001〜0.0060％、Cr:0.2%以下の1種または2種を含有することを特徴とする（1）〜（3）のいずれかに記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
（5）上記成分に加えて、Ca:0.0001〜0.010%、Mg:0.0001〜0.010%、Zr:0.0001〜0.010%の1種または2種以上を含有することを特徴とする（1）〜（4）のいずれかに記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
（6）（1）〜（5）のいずれかに記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造に際して、熱間圧延後に巻取り、その後、400℃以上600℃以下の溶融塩槽に10秒以上浸漬した後、次いで500℃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、減面率が25%以上50%以下の伸線加工をすることを特徴とする低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法。
（7）（1）〜（5）のいずれかに記載の鋼線材を650℃以上Ac1以下で低温焼鈍することを特徴とする冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法。ここでAc1=723-10.7×(Mn%)+29.1×(Si%)である。

本発明によれば、冷間鍛造による複雑形状部品の成形が可能になり、鋼材歩留まりの向上や生産性の向上により、部品加工費用が低減される効果がある。また軟質化焼鈍温度が低温化することにより、熱処理費用の低減や生産性の向上に寄与する。

C含有量とパーライト組織の体積率の関係を示す図である。 C含有量と初析フェライト組織の体積率の関係を示す図である。 Ceq.と引張強さの関係を示す図である。

本発明者らは鋼材の冷間鍛造性を向上させるため、鋼材の焼鈍前組織と粗引き加工後に焼鈍したときの機械的特性の関係を調査した。球状化焼鈍前に粗引きを行うことで強度が低下することは、従来からよく知られた技術であるが、従来では焼鈍後の強度を低くするために、焼鈍前組織のフェライトの体積率を高めたり、あるいは、特許文献3に開示されているように、炭化物の球状化を促進させるために、焼鈍前組織をフェライト-ベイナイト組織やフェライト-マルテンサイト組織にする方法が行われてきた。

本発明者らは、初析フェライト組織やベイナイト組織を抑制し、パーライト組織を主体とした組織を粗引き加工すると、低温焼鈍した際に強度が低下するとともに、延性が著しく向上することを見出した。粗引き加工と低温焼鈍により炭化物を球状化する場合、粗引き前の組織では初析フェライトの体積率を抑制することで、焼鈍後には炭化物が均一に分散した組織が得られ、延性が著しく向上する。

さらに、初析フェライト組織やベイナイト組織を抑制したパーライト組織は焼鈍した際に、球状炭化物の大きさが均一になる傾向があり、粗大な球状炭化物の抑制が可能であることを見出した。粗大な球状炭化物は延性破壊の起点になるため、これらの抑制は加工性の向上に有効である。

またベイナイト組織やマルテンサイト組織は炭化物の球状化には有効であるものの、転位密度が高く低温焼鈍のような低温度かつ短時間の焼鈍では軟質化が不十分であり、これらの組織を抑制することで、粗引き焼鈍後の強度を低くすることが可能である。その結果、粗引きと低温焼鈍を行った後には軟質であり、かつ延性も高くなることを見出し本発明に至った。なお、低温焼鈍とは軟質化を目的にAc1点以下で行う焼鈍である。

本発明では鋼線材の組織を特定の組織とする必要がある。組織の限定理由を以下に説明する。
初析フェライトの体積率が(1-1.25×(C％))×50%を超えると、焼鈍後の炭化物の分布が不均一となり、強度の不均一箇所が生成する。強度の不均一箇所が存在すると、鍛造加工の際に、局部的に変形が集中することにより、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体積率の上限を(1-1.25×(C％))×50%とした。

ベイナイト組織は炭化物の球状化に有効であり、延性の向上に効果があるが、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を20%とした。

マルテンサイト組織は焼鈍後の強度を高くするため、含有しないことが好ましい。

パーライト組織は粗引き焼鈍後の炭化物の球状化に有効であり、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、焼鈍後の球状化炭化物の大きさのバラツキが小さくなり、延性が向上する効果がある。体積率が1.40×(C％)×100%未満の場合、変形抵抗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を1.35×(C％)×100%とした。

パーライト組織の平均ブロックサイズの微細化は、焼鈍後にフェライト結晶粒径を細粒にする効果があり延性の向上に有効である。また、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、球状化を促進することで焼鈍時間の短縮化に有効である。パーライト組織の平均ブロックサイズが20μｍを超えると、これらの効果が低下するため上限を20μmとした。

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は走査型電子顕微鏡を用いて、線材のC断面にて表層近傍、1/4D部、1/2D部にて125μm×95μmの領域を1000倍の倍率で写真撮影して、それぞれの組織の面積率を画像解析により求めた。検鏡面の面積率は組織の体積率と等しいことから、画像解析により得られた面積率をそれぞれの組織の体積率とした。

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断面の表層近傍部、1/4D部、1/2部にてそれぞれ275μm×165μmの領域を測定した。EBSDにて測定したフェライトの結晶方位マップから、方位差15度以上となる境界をブロック粒界とした。

さらに本発明の線材は、Ceq.=(C%)+(Si%)/7+(Mn%)/5+(Cr%)/9としたときの引張強さが340+920×Ceq.MPa以上である。引張強さがこの値以下の場合には焼鈍後の軟質化が不十分で冷間鍛造性が劣化する。

本発明の鋼線材はC:0.005〜0.60％、Si:0.01〜0.40%、Mn:0.20〜1.80%、P:0.040%以下、S:0.050%以下、N:0.0005〜0.0300%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。

Cは、機械部品としての強度を確保するため添加する。0.005％未満では機械部品として必要な強度を確保できず、0.60％を越えると冷間鍛造性が劣化するため0.005〜0.60%とした。

Siは、脱酸元素として機能するとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を付与し、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。0.01%未満ではこれらの効果が不十分で、0.40%を越えると靱性、延性が劣化するとともに、硬度が上昇し冷間鍛造性を劣化させるため、0.01〜0.40%とした。

Mnは、鋼に必要な強度、焼入れ性を付与するために必要な元素である。0.20%未満では効果が不十分であり、1.80%を越えると硬度が上昇し冷間鍛造性を劣化させるため、0.20〜1.80%とした。

Pは、冷間鍛造時の変形抵抗を高め、加工性を劣化させる。また粒界に偏析して焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化して靱性を劣化させるため低減することが望ましい。従って上限を0.040%とした。

Sは、Mn等の合金元素と反応して硫化物として存在する。これらの硫化物は被削性を向上させる。0.050%を越えて添加すると冷間鍛造性を劣化させるとともに、焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化させ靱性が劣化する。このため0.050%以下とした。

Nは、オーステナイト結晶粒の微細化を目的に添加する。ＮはAl、Ti等と結合し窒化物を形成しピン止め粒子として機能し結晶粒を細粒化する。0.0005%未満では窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化し延性が劣化する。また0.0300%を越えて添加すると固溶Nによる動的歪時効により変形抵抗が増加し加工性を劣化させるため、0.0005〜0.0300%とした。

また、本発明の鋼線材は以下に記載する特性の向上を目的にAl:0.001〜0.060％、Ti:0.002〜0.050%、Nb:0.005〜0.10%、B:0.0001〜0.0060％、Cr:0.2%以下、Ca:0.0001〜0.01%、Mg:0.0001〜0.01%、Zr:0.0001〜0.01%の1種または2種以上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添加する。Alは脱酸元素として機能するとともに、AlNを形成しピン止め粒子として機能し、結晶粒径を細粒化し加工性を向上させる。また固溶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。0.001%未満ではこれらの効果が機能せず、また、0.060%を越えると靭性を劣化させるため、上限を0.060%とした。

Ti、Nbは、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、結晶粒の粗大化を抑制し、加工性を向上させる。
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る。また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鋼中のNを固定するために添加する。0.002%未満では効果が現れず、0.050%を越えるとその効果が飽和するとともに硬度の上昇を招き冷間鍛造性が劣化するため0.002〜0.050%とした。

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。0.005%未満では効果が不十分で、0.10%を越えて添加しても効果が飽和するため、0.005〜0.10%とした。

Ｂは、焼入れ性の向上を目的に添加する。0.0001%未満では効果が不十分であり、0.0060%を越えて添加しても効果が飽和するので、0.0001〜0.0060％とした。

Crは、焼入れ性の向上を目的に添加する。0.2%を超えて添加するとベイナイト組織が生成するとともに、変態時間が長時間化し生産性を阻害するため上限を0.2%とした。

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、疲労破壊の原因となるので0.01%以下に抑制することが望ましい。

脱酸元素としてCaを0.0001〜0.01%、あるいはMgを0.0001〜0.01%、あるいはZrを0.0001〜0.01%、あるいはこれらの2種以上を含有することができる。これらの元素は脱酸に有効であるとともに、酸化物を微細化して疲労強度を向上させる効果がある。

本発明の製造方法を以下に説明する。

上記の組成を有する鋼片を加熱後、熱間圧延して線材とする。
熱間圧延後の巻取り温度は、特に限定しないが通常は750℃から1000℃で行う。巻取り後の冷却速度も特に限定しないが、線径5〜16mmの線材を400℃以上600℃以下の溶融塩槽に浸漬した場合、通常10℃/秒以上の冷却速度となる。冷却速度と鋼材成分は組織に影響を及ぼすため、C、Si、Mn、B、Nbなどの合金元素の含有量が高い場合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り、また合金元素の含有量が低い場合、冷却速度が小さいと初析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材成分と冷却速度を選べばよい。

巻取り後に400℃以上600℃以下の溶融塩槽(以下、冷却槽)に10秒以上浸漬する。冷却槽の温度が400℃未満の場合、ベイナイト組織の体積率が増大し、20%を超える。600℃を超える場合は溶融塩の分解が起こり操業性を阻害するとともに初析フェライト組織の体積率が増大する。サイズが大きい線材では内部の冷却速度が低下するため、冷却槽の浸漬時間が10秒未満では、冷却槽浸漬中に十分冷却されない場合がある。その結果、変態温度が高くなることで初析フェライトの体積率が増加し、焼鈍後の加工性を劣化させる。

次いで500℃以上600℃以下の溶融塩槽(以下、恒温槽)に20秒以上150秒以下恒温保持した後、冷却する。恒温保持温度が500℃未満の場合、変態完了時間が長時間化することで生産性を阻害する。600℃を超えると初析フェライト組織の体積率が増大するとともに、溶融塩の分解が起こり生産性を阻害する。恒温保持時間が20秒未満の場合、変態が完了せずに冷却されることによりマルテンサイト組織が生成し、焼鈍での軟化時間を長時間化するとともに、強度が上昇し加工性が劣化する。また、150秒以上では生産性を阻害するため、上限を150秒とした。なお、溶融塩槽への浸漬は500℃以上600℃以下の溶融塩槽を用いる場合、2槽に浸漬せずに1槽にて30秒以上浸漬してもよい。

溶融塩槽から抽出後に、洗浄、冷却して、減面率25%以上50%以下の伸線加工を行う。伸線加工の減面率が25%未満の場合、焼鈍後の軟質化が不十分で冷間鍛造性が劣化する。また減面率が50%を超えると複数回の伸線加工が必要となり、生産性を阻害する。このため、減面率の下限を25%、上限を50%とした。

なお、本発明の鋼線材は、低温焼鈍を行うことで、軟質化し、かつ延性が向上する。低温焼鈍温度が650℃未満の場合では延性は高いものの、強度が高く軟質化効果が小さい。Ac1点以上では焼鈍後にパーライト組織が混入し、強度及び延性が劣化する。このため低温焼鈍温度を650℃以上Ac1点以下とした。なお、より好ましくは680℃以上Ac1点以下である。低温焼鈍時間は特に限定しないが、品質の安定性と生産性から30分以上7時間以下保持が好ましい。なお、Ac1=723-10.7×(Mn%)+29.1×(Si%)とした。

供試鋼の成分と式Ceq.=(C%)+(Si%)/7+(Mn%)/5+(Cr%)/9にて計算したCeq.、及び式Ac1=723-10.7×(Mn%)+29.1×(Si%)にて計算したAc1を表1に示す。鋼種Fは本発明の範囲を外れる比較例である。
これらの鋼種を用いて線径5.5〜14.5mmに線材圧延を行い、熱間圧延後、圧延ライン上の溶融塩槽（冷却槽および恒温槽）にて表2に示した条件で恒温変態処理を行い冷却した。冷却後の線材は表2に記載した減面率で伸線加工を行った。表2には冷却槽温度、冷却槽保持時間、恒温槽温度、恒温槽保持時間、及び伸線減面率の各製造条件を示した。また、各線材のパーライト組織、初析フェライト組織、ベイナイト組織の体積率、一部の水準ではパーライト組織の平均ブロック粒径、鋼線材の引張強さを示した。なお、引張強さはJIS Z2201の9A試験片を用い、JIS Z2241の引張試験方法に拠った。表2には1.40×C(%)×100%にて計算したパーライト組織の体積率の下限値、（1-1.25×(C%)）×50％にて計算した初析フェライト組織の上限値、340+920×Ceq.にて計算した引張強さの下限値も併せて示した。

冷却槽及び恒温槽保持温度が本発明の上限を超える製造条件5の場合は、初析フェライト組織の体積率が本発明の範囲を外れ、かつ引張強さが本発明の下限未満となる。また恒温槽保持温度が本発明の下限未満である製造条件16の場合は、パーライト組織の体積率、ベイナイト組織の体積率がいずれも本発明の範囲を外れる。伸線減面率が本発明の下限未満である製造条件8の場合は、引張強さが本発明の下限未満となる。なお、表2の製造条件2，4，7，11，13，15，18は巻き取り後に恒温変態処理を行わずにステルモア上で冷却した従来の製造方法であり、これらは、初析フェライト組織、あるいはパーライト組織、あるいはベイナイト組織の体積率が本発明の範囲を外れる。

表2の各条件で製造した線材を用いて、表4に示した条件で焼鈍処理を行い、加工性の評価を行った。なお、表4のSA1、SA2及びSA3は、通常の球状化焼鈍条件である。表3に焼鈍条件と焼鈍後の材質特性を示す。表3に示した焼鈍条件のLAは昇温速度180℃/hで685℃まで加熱し、5h保持した後、冷却する低温焼鈍である。加工性の評価にはJIS Z2201の9A試験片を用いJIS Z2241の試験方法に準拠した引張試験を行い、引張強さと絞り値を評価した。表3の記号(2)，(5)，(9)，(14)，(17)，(20)，(24)は従来の製造条件で製造し、従来条件での球状化焼鈍を行った。

表3にはこれらの従来の球状化焼鈍材との材質特性の比較（同一鋼種、線径）を示している。表中の○印は従来の球状化焼鈍材より特性は優れた特性であることを示し、△印は同等の特性(引張強さが±10MPa以内、絞り値が±2%以内)であることを示し、×印は特性が劣ることを示している。

表3の記号(23)と(24)を比較すると、本発明の成分範囲を外れる鋼Fは、本発明の製造条件で製造しても組織が本発明の範囲を満たさず、その結果、低温焼鈍後の特性は従来材より劣ることがわかる。
一方、本発明は記号(1)と(2)、(4)と(5)、(8)と(9)、(12)及び(13)と(14)、(16)と(17)、(19)と(20)の比較からわかるように低温焼鈍であっても、本発明の鋼線材は従来の球状化焼鈍材と比べて同等あるいは特性が優れていることがわかる。また、記号(12)と(14)を比較すると、減面率30%の伸線加工後に焼鈍する場合でも、本発明の記号(12)は従来条件の記号(14)と比較して著しく絞り値が高いことがわかる。

表5には種々の温度で焼鈍したときの加工性を示す。表2の製造条件9の条件で製造した線材を用いて、伸線加工後に、昇温速度180℃/hで所定の温度まで加熱し、所定の時間保持した後、冷却した。表5には、焼鈍保持温度と保持時間、また、焼鈍後の引張強さと絞り値を示す。表5には従来の球状化焼鈍（表3の記号(14)）との材質特性の比較を示す。表中の○印は従来の球状化焼鈍材より優れた特性であることを示し、△印は同等の特性(引張強さが±10MPa以内、絞り値が±2%以内)であることを示し、×印は特性が劣ることを示している。表5より、本願発明の(1)相当の記号(25)は、絞り値が高いことが判る。焼鈍温度が本発明の(7)を満足する記号(26)、(27)は、強度は従来の球状化焼鈍より軟質であり、かつ絞り値も高いことがわかる。

図1は表2に示した製造条件1，2，3，4，6，7，10，11での炭素含有量とパーライトの体積率の関係を示した図である。表3に示したように、昇温速度180℃/hで685℃まで加熱し、5h保持するLAを行った後の加工性が、従来の製造方法で製造し、従来の球状化焼鈍を行った後の加工性と比較して、同等以上の場合は加工性良好と示し、劣る場合は加工性不良と示した。パーライトの体積率が本発明の範囲の場合、加工性が優れていることがわかる。

図2は表2に示した製造条件1，2，3，4，5，6，7，10，11，12，13，14，15での炭素含有量と初析フェライトの体積率の関係を示した図である。表3に示したように、昇温速度180℃/hで685℃まで加熱し、5h保持するLAを行った後の加工性が、従来の製造方法で製造し、従来の球状化焼鈍を行った後の加工性と比較して、同等以上の場合は加工性良好と示し、劣る場合は加工性不良と示した。初析フェライトの体積率が本発明の範囲の場合、加工性が優れていることがわかる。

図3は表2に示した製造条件1〜15でのCeq.と引張強さの関係を示した図である。表3に示したように、昇温速度180℃/hで685℃まで加熱し、5h保持するLAを行った後の加工性が、従来の製造方法で製造し、従来の球状化焼鈍を行った後の加工性と比較して、同等以上の場合は加工性良好と示し、劣る場合は加工性不良と示した。引張強さが本発明の範囲の場合、加工性が優れていることがわかる。
以上より、本発明は低温焼鈍後に強度の低下と絞り値の向上が実現でき、冷間鍛造性に優れていることがわかる。

Claims

質量%で、C:0.005〜0.60％、Si:0.01〜0.40%、Mn:0.20〜1.80%、P:0.040%以下、S:0.050%以下、N:0.0005〜0.0300%、Al:0.001〜0.060％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、金属組織が初析フェライト組織とパーライト組織、及びベイナイト組織から構成され、パーライト組織を体積率で1.40×C(%)×100%以上含み、初析フェライトの体積率が（1-1.25×(C%)）×50％以下(0%を含む)であり、ベイナイト組織の体積率が20%以下(0%を含む)であり、引張強さが340+920×Ceq.MPa以上であることを特徴とする低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。ただし、Ceq.=(C%)+(Si%)/7+(Mn%)/5+(Cr%)/9である。
パーライト組織の平均ブロックサイズが20μm以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
上記成分に加えて、Ti:0.002〜0.050%、Nb:0.005〜0.100%の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
上記成分に加えて、B:0.0001〜0.0060％、Cr:0.2%以下の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1〜請求項3のいずれか１項に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
上記成分に加えて、Ca:0.0001〜0.010%、Mg:0.0001〜0.010%、Zr:0.0001〜0.010%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜請求項4のいずれか１項に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材。
請求項１〜請求項5のいずれか１項に記載の低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造に際して、熱間圧延後に巻取り、その後、400℃以上600℃以下の溶融塩槽に10秒以上浸漬した後、次いで500℃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、減面率が25%以上50%以下の伸線加工をすることを特徴とする低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法。
請求項1〜請求項5のいずれか１項に記載の鋼線材を650℃以上Ac1以下で低温焼鈍することを特徴とする冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法。ここで、Ac1=723-10.7×(Mn%)+29.1×(Si%)である。