JP5655986B2

JP5655986B2 - 鋼線材又は棒鋼

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Publication number: JP5655986B2
Application number: JP2014520014A
Authority: JP
Inventors: 門田　淳; 淳門田; 慶宮西; 真吾山崎
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-06-08
Filing date: 2013-06-04
Publication date: 2015-01-21
Anticipated expiration: 2033-06-04
Also published as: KR101655006B1; KR20150013246A; CN104350167A; WO2013183648A1; CN104350167B; JPWO2013183648A1

Description

本発明は、冷間鍛造等に好適な、鋼線材又は棒鋼（バーインコイルを含む。以下同じ）に関する。本願は、２０１２年６月８日に日本に出願された特願２０１２−１３１３１６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、生産性の向上から切削を代表とする機械加工の低減や省略から、中炭素鋼について冷間鍛造への適用のニーズが高まっている。しかし中炭素鋼は低炭素鋼や低合金鋼と比べ変形抵抗が高く、変形能（延性）に乏しいため、金型割れや鋼材割れを生じやすい課題がある。そのため、冷間鍛造に供する鋼材には変形抵抗の低減や変形能の改善を狙い、セメンタイトを球状化させる球状化焼鈍を施すのが一般的である。特許文献１は、表面から棒線材半径×０．１５の深さまで領域は、フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しマルテンサイトと、ベイナイトおよびパーライトのうちの１種または２種とからなり、中心部はフェライトパーライトである球状化焼鈍後の冷間鍛造用棒線材を開示している。

特許文献２は、鋼材表層部に０．０１〜０．５ｍｍの深さのフェライト脱炭層を有し、且つ該フェライト脱炭層を含む全脱炭領域層を鋼材半径に対する比として０．０３９〜０．３７の範囲に有し、内部を球状化セメンタイト組織にすることで加工性に優れた冷間鍛造用鋼材を開示している。

特許文献３は、表面から１０％以上の領域において、フェライトの粒径２〜５．５μｍであり、且つ長径が３μｍ以下で、長径／短径で示されるアスペクト比が３以下のセメンタイトが全セメンタイトに対し７０％である、冷間加工に優れた鋼線材を開示している。

特許文献４は、フェライト粒径、セメンタイト粒径、セメンタイトのアスペクト比、セメンタイト密度比を規定することで優れた冷間加工性と焼入れ性を有する高炭素鋼帯を開示している。

特許文献５は、平均粒径が１．１μｍ以下で平均アスペクト比が１．５以下のセメンタイト及び平均粒径が２μｍ以上のフェライト粒を形成させる、成形性及び焼入れ性に優れた高炭素鋼鈑の製造方法を開示している。

特許文献６は、表面から深さが線径の５〜３０％までの領域を表面層としたとき、該表面層の平均粒径が５μｍ以下であると共に、前記表面層のうち再表面から０．３〜０．４ｍｍ深さ位置を最表面層としたとき、該最表面層の平均粒径が２μｍ以上であり、且つ前記表面層より内部の平均粒径が１０μｍ以下である、冷間加工性に優れた鋼線材を開示している。

特許文献７は、表面から線径の１０％以上の領域において、フェライトの平均粒径が２〜５．５μｍであり、かつ長径が３μｍ以下で、長径／短径で示されるアスペクト比が３以下のセメンタイトが全セメンタイト対して７０％以上である、冷間加工性に優れた鋼線材を開示している。しかし、フェライトとセメンタイトの鋼材組織のみの規定に留まり、本来冷間鍛造で割れに大きく影響する表面粗さと表面の粒界酸化深さついては規定されていない。

特許文献１〜７に開示の方法は、加工度の大きい冷間加工で本質的に問題となる鋼材の割れを防止する技術に関するものであるが、最近では、さらなる冷間鍛造性の向上が要求されている。

特許４４３５９５４号公報特許３１６７５５０号公報特開２０００−１９２１４８号公報特許３４６８１７２号公報特許３５７７９５７号公報特開２０００−１１９８０６号公報特許３５２７６４１号公報

本発明は、上述した実情に鑑みて創案されたものである。本発明は、加工度の高い加工において冷間鍛造化の阻害要因となっている鋼材の割れを防止できる鋼線材又は棒鋼を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討した。その結果、本発明者らは、冷間鍛造時の鋼材の割れを防止する変形能の改善には鋼材成分、球状化焼鈍後の鋼組織に加え、鋼材の表面粗さと粒界酸化層の深さを適切に制御することが有用であることを知見した。

本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．３％、
Ｎ：０．００４〜０．０１５％、
Ｃｒ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜１．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜５．０％、
Ｂ：０〜０．００３５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０〜０．０１５％、
Ｔｉ：０〜０．２％、
Ｎｂ：０〜０．１％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｓｂ：０〜０．０１５０％、
Ｓｎ：０〜２．０％、
Ｚｎ：０〜０．５％、
Ｔｅ：０〜０．２％、
Ｂｉ：０〜０．５％、
Ｐｂ：０〜０．５％、
であり、残部が鉄と不純物からなり、
前記不純物におけるＰ及びＳが、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０２５％以下、
である鋼線材又は棒鋼であって、表面から断面半径の１５％の深さまでの表層領域は、平均粒径が１〜１５μｍのフェライトと、平均アスペクト比が２以下で、かつ平均粒径が０．１〜２μｍの球状化セメンタイトとからなる鋼組織であり、表面から断面半径の２５％の深さから中心までの内部領域は、平均粒径が１５〜４０μｍのフェライトと、パーライト及び／又は球状化セメンタイトとからなる鋼組織であり、表面スケールを除去した後の表面の円周方向の表面粗さＲａが４μｍ以下であり、表面の粒界酸化層の深さが３０μｍ以下である、鋼線材又は棒鋼。

（２）
質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜５．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の鋼線材又は棒鋼。

（３）
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、（１）または（２）に記載の鋼線材又は棒鋼。

（４）
Ｔｉ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｖ：０．０３〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼線材又は棒鋼。

（５）
Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、
Ｓｎ：０．００５〜２．０％、
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、
Ｂｉ：０．００５〜０．５％、
Ｐｂ：０．００５〜０．５％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼線材又は棒鋼。

本発明は、冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止することにより、従来不可能であった加工度の大きい冷間鍛造の実現、あるいは、従来中間焼鈍無しでは冷間鍛造が不可能であった工程の中間焼鈍の省略を可能とする。

本発明に関わる圧延ラインの概要を例示する図である。本発明に関わる圧延直後の急冷の概要を例示する図である。

以下、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。

まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。以下、組成における％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは、鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１％未満の場合、十分な強度が得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。一方、Ｃ含有量が０．６％を超えると、素材硬さが上昇し、変形抵抗の著しい増加や被削性の大幅低下を招く。よって、本発明においては、Ｃ含有量を０．１〜０．６％とする。なお、本発明はＣ含有量が０．１％、０．６％の場合を含む。部品としての強度を確保するために高周波焼入れする場合は、Ｃ含有量は０．３〜０．６％、さらに好ましくはＣ含有量は０．４〜０．６％である。

Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素でもある。Ｓｉは０．０１％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えると脆化し、被削性の大幅な低下、さらには浸炭性が阻害されるため、Ｓｉ量を０．０１〜１．５％の範囲内にする必要がある。なお、本発明はＳｉ含有量が０．０１％、１．５％の場合を含む。

Ｍｎ：０．０５〜２．５％
Ｍｎは、鋼中ＳをＭｎＳとして固定・分散させる。またＭｎは、マトリックスに固溶し焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、素地の硬さが高くなり冷間加工性が低下すると共に、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％〜２．５％とする。なお、本発明はＭｎ含有量が０．０５％、２．５％の場合を含む。好適範囲は０．３０〜１．２５％である。

Ａｌ：０．０１５〜０．３％
Ａｌは、鋼の脱酸の他、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制する。またＡｌは、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、鋼中にＢを含有する場合には、固溶Ｂを確保するのに有用である。上記の効果を得るためには０．０１５％以上必要である。しかし、０．３％を超えるとＡｌ２Ｏ３を過度に生成し、疲労強度の低下や冷間鍛造割れを引き起こす原因となるため、Ａｌ含有量を０．０１５〜０．３％とした。なお、本発明はＡｌ含有量が０．０１５％、０．３％の場合を含む。

Ｎ：０．００４〜０．０１５％
Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、と結合して窒化物又は炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。また、０．００４％未満では、その効果が不十分であり、０．０１５％を超えるとその効果が飽和するのに加え、熱間圧延時又は熱間鍛造加熱時に未固溶の炭窒化物が残存し、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な微細な炭窒化物の増量が難しくなる。そのため、Ｎの含有量を０．００４０〜０．０１５％の範囲内にする必要がある。なお、本発明はＮ含有量が０．００４％、０．０１５％の場合を含む。

さらに、焼入れ性の向上や強度付与のために、任意含有元素として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの１種又は２種以上を含有しても良い。

Ｃｒ：０〜３．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼はＣｒを含有しても良い。これらの効果を安定して得るには、Ｃｒは０．１％以上含有することが好ましい。また、Ｃｒを多量（具体的には３．０％超）に含有すると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒを含有する場合は、その含有量を３．０％以下とする。なお、本発明はＣｒ含有量が３．０％の場合を含む。

Ｍｏ：０〜１．５％
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼はＭｏを含有しても良い。これらの効果を安定して得るには、Ｍｏは０．０１％以上含有することが望ましい。また、１．５％を超えてＭｏを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｍｏを含有する場合は、その含有量を１．５％以下とする。なお、本発明はＭｏ含有量が１．５％の場合を含む。

Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。これらの効果を安定して得るには、Ｃｕは０．１％以上含有することが望ましい。また、２．０％を超えてＣｕを含有しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よって、Ｃｕを含有する場合は、その含有量を２．０％以下とする。なお、本発明はＣｕ含有量が２．０％の場合を含む。Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。

Ｎｉ：０〜５．０％
Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。これらの効果を安定して得るには、Ｎｉは０．１％以上含有することが望ましい。また、５．０％を超えてＮｉを含有しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、Ｎｉを含有する場合は、その含有量を５．０％以下とする。なお、本発明はＮｉ含有量が５．０％の場合を含む。

Ｂ：０〜０．００３５％
固溶Ｂは粒界に偏析し、焼入性を向上させると共に粒界強度を向上させ、機械部品としての疲労強度や衝撃強度を向上する。これらの効果を安定して得るには、Ｂは０．０００５％以上含有することが望ましい。また、０．００３５％を超えてＢを含有しても機械的性質の点では効果は飽和すること、さらには熱間延性を著しく低下する。よって、Ｂを含有する場合は、その含有量を０．００３５％以下とする。なお、本発明はＢ含有量が０．００３５％の場合を含む。

さらに、任意含有元素として、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｒｅｍの１種又は２種以上を含有しても良い。

Ｃａ：０〜０．００５％
Ｃａは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。本発明鋼のように全Ａｌ（Ｔ−Ａｌ）として０．０１５％以上を含有する鋼では、Ｃａを含有すると、カルシウムアルミネート（ＣａＯＡｌ２Ｏ３）が形成される。このＣａＯＡｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３に比べて低融点酸化物であるため、高速切削時に工具保護膜となり、被削性を向上させる。被削性を安定して向上させるためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。また、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、鋼中にＣａＳが生成し、却って被削性を低下する。よって、Ｃａを含有する場合は、その含有量を０．００５％以下とする。なお、本発明はＣａ含有量が０．００５％の場合を含む。

Ｚｒ：０〜０．００５％
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられている。このＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素であり、これらの効果を有効に安定して得るにはＺｒ含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。一方、０．００５％を超えてＺｒを含有しても、歩留まりが極端に悪くなる。加えて、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Ｚｒを含有する場合は、その含有量を０．００５％以下する。なお、本発明はＺｒ含有量が０．００５％の場合を含む。

Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Ａｌ脱酸が前提の場合には、被削性に有害なＡｌ２Ｏ３を、比較的軟質で微細に分散するＭｇＯ又はＡｌ２Ｏ３及びＭｇＯに改質する。また、その酸化物はＭｎＳの核となりやすく、ＭｎＳを微細分散させる効果もある。これらの効果を安定して得るには、Ｍｇ含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。また、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成して、ＭｎＳを球状化するが、Ｍｇを過剰に含有すると、具体的には、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、単独のＭｇＳ生成が促進され、被削性が劣化する。よって、Ｍｇを含有する場合は、その含有量を０．００５％以下とする。なお、本発明はＭｇ含有量が０．００５％の場合を含む。

Ｒｅｍ：０〜０．０１５％
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制する。加えて、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素であり、効果を安定して得るにはＲｅｍ含有量が総量で０．０００１％以上であることが望ましい。また、Ｒｅｍ含有量が０．０１５％を超えると、Ｒｅｍの硫化物が大量に生成され、被削性が悪化する。よって、Ｒｅｍを含有する場合は、その含有量を０．０１５％以下とする。なお、本発明はＲｅｍ含有量が０．０１５％の場合を含む。

さらに、炭窒化物の形成による高強度化や炭窒化物の増量によるオーステナイト粒の整細粒化のために、任意含有元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの１種又は２種以上を含有しても良い。

Ｔｉ：０〜０．２％
Ｔｉは炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長の抑制や強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼、及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることにより、被削性を向上させる効果もある。以上の効果を安定して得るには０．００１％以上の含有量とするのが望ましい。また、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、本発明においてＴｉを含有する場合は、その含有量を０．２％以下とする。なお、本発明はＴｉ含有量が０．２％の場合を含む。

Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。この効果を安定して得るには、Ｎｂ含有量が０．０１％以上であることが望ましい。また、０．１％を超えてＮｂを添加すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出され、却って機械的性質が損なわれる。よってＮｂを含有する場合は、その含有量を０．１％以下とする。なお、本発明はＮｂ含有量が０．１％の場合を含む。

Ｖ：０〜１．０％
Ｖも炭窒化物を形成し、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制及び強化に寄与する元素であり、高強度化が必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。この効果を安定して得るには、Ｖ含有量が０．０３％以上であることが望ましい。また、１．０％を超えてＶを含有すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｖを含有する場合は、その含有量を１．０％以下とする。なお、本発明はＶ含有量が１．０％の場合を含む。

Ｗ：０〜１．０％
Ｗも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することができる元素である。この効果を安定して得るには、Ｗ含有量が０．０１％以上であることが望ましい。また、１．０％を超えてＷを含有すると、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、却って機械的性質が損なわれる。よって、Ｗを含有する場合は、その含有量を１．０％以下とする。なお、本発明はＷ含有量が１．０％の場合を含む。

さらに、被削性を向上させるために、任意含有元素として、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐｂの１種又は２種以上を含有しても良い。

Ｓｂ：０〜０．０１５０％
Ｓｂはフェライトを適度に脆化し被削性を向上させる。その効果は特に固溶Ａｌ量が多い場合に顕著であり、Ｓｂ含有量が０．０００５％以上であることが望ましい。また、Ｓｂ含有量が増えると、具体的には０．０１５０％を超えると、Ｓｂのマクロ偏析が過多となり衝撃値が大きく低下する。よってＳｂ含有量は０．０１５０％以下とする。なお、本発明はＳｂ含有量が０．０１５０％の場合を含む。

Ｓｎ：０〜２．０％
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、切削加工後の表面粗さを向上させる効果がある。その効果を安定して得るには、Ｓｎ含有量が０．００５％以上であることが望ましい。また、２．０％を超えてＳｎを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｓｎを含有する場合は、その含有量を２．０％以下とする。なお、本発明はＳｎ含有量が２．０％の場合を含む。

Ｚｎ：０〜０．５％
Ｚｎはフェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、切削加工後の表面粗さを向上させる効果がある。その効果を安定して得るには、Ｚｎ含有量が０．０００５％以上であることが望ましい。また、０．５％を超えてＺｎを含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｚｎを含有する場合は、その含有量を０．５％以下とする。なお、本発明はＺｎ含有量が０．５％の場合を含む。

Ｔｅ：０〜０．２％
Ｔｅは被削性向上元素である。また、ＭｎＴｅの生成、ＭｎＳと共存することでＭｎＳの変形能を低下させ、ＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。このように、Ｔｅは異方性の低減に有効な元素である。これらの効果を安定的に得るには、Ｔｅ含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。また、Ｔｅ含有量が０．２％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。よって、Ｔｅを含有する場合は、その含有量を０．２％以下とする。なお、本発明はＴｅ含有量が０．２％の場合を含む。

Ｂｉ：０〜０．５％
Ｂｉは、被削性を向上させる元素である。この効果を安定して得るには、Ｂｉ含有量が０．００５％以上であることが望ましい。また、０．５％を超えてＢｉを含有しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｂｉを含有する場合は、その含有量を０．５％以下とする。なお、本発明はＢｉ含有量が０．５％の場合を含む。

Ｐｂ：０〜０．５％
Ｐｂは、被削性向上元素である。この効果を安定して得るには、Ｐｂ含有量が０．００５％以上であることが望ましい。また、０．５％を超えてＰｂを含有しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｐｂを含有する場合は、その含有量を０．５％以下とする。なお、本発明はＰｂ含有量が０．５％の場合を含む。

本発明の鋼線材又は棒鋼は、以上の必須元素および必要に応じて任意含有元素を含有し、残部が鉄と不純物からなる。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造環境から混入するものである。但し、不純物におけるＰとＳは下記の範囲に制限される。

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは鋼中に不純物として含有される。しかし、Ｐ含有量が０．０３５％を超えると、鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性及び鋳造特性も低下する。よってＰ含有量は０．０３５％以下とする。なお、本発明はＰ含有量が０．０３５％の場合を含む。

Ｓ：０．０２５％以下
Ｓは鋼中に不純物として含有される。しかし、Ｓ含有量が０．０２５％を超えるとＭｎＳが粗大化し冷間加工時に割れの起点になる。以上の理由から、Ｓの含有量を０．０２５％以下にする必要がある。なお、本発明はＳ含有量が０．０２５％の場合を含む。好適範囲は０．０１％以下である。

次に、本発明の鋼組織、及び表面性状の規定理由について説明する。
本発明者は、冷間鍛造用鋼材の延性向上の方策について鋭意研究した。その結果、冷間鍛造時の変形抵抗の上昇を抑制しながら、変形能を向上し、鍛造割れを防止するためには、表層の鋼組織のフェライトを微細化し、セメンタイトを粗大化させ、さらに表面粗さ、表面の粒界酸化層の深さを低減することが有効であることを知見した。

即ち、本発明は、表面から断面半径の１５％の深さまでの表層領域は、平均粒径が１〜１５μｍのフェライトと、平均アスペクト比が２以下で、かつ平均粒径が０．１〜２μｍの球状化セメンタイトとからなる組織であり、表面から断面半径の２５％の深さから中心までの内部領域は、平均粒径が１５〜４０μｍのフェライトと、パーライト及び／又は球状化セメンタイトとからなる鋼組織であり、表面スケール除去後の表面の円周方向の表面粗さＲａが４μｍ以下であり、表面の粒界酸化層の深さが３０μｍ以下である鋼線材又は棒鋼である。

円柱の鋼材を据え込んだ場合のフェライト粒径の影響を実験的に調査した結果、表層領域のフェライトの粒径が１５μｍを超えると、冷間鍛造時の変形能の指標である限界圧縮率が低下した。そのため、表層領域の平均フェライト粒径は１５μｍ以下と制限した。より変形能が必要な場合は好ましくは平均フェライト粒径７μｍ以下、さらに好ましくは４μｍ以下とすればよい。平均フェライト粒径が１μｍ未満の超微細粒鋼となると硬さが著しく上昇し、冷間鍛造時の変形抵抗が増加し金型寿命が低下するので、１μｍ以上と下限を規定した。なお、本発明は表層領域の平均フェライト粒径が１５μｍの場合および１μｍの場合の両方を含む。

表層領域の球状化セメンタイトの粒径は、粗大であるほど限界圧縮率が向上するが、平均粒径が０．１μｍ未満では、その効果が発揮されない。そのため、０．１μｍ以上と規定した。好ましくは１μｍ以上である。平均粒径が２μｍを超えると、限界圧縮率の向上が鈍化し、球状化焼鈍時間が長くなり工業的に生産できないので、上限を２μｍとした。なお、本発明は表層領域の球状化セメンタイトの平均粒径が２μｍの場合および０．１μｍの場合の両方を含む。球状化セメンタイトの平均アスペクト比は、２を超えると限界圧縮率が低下するので、２以下とした。なお、本発明は球状化セメンタイトの平均アスペクト比が２の場合を含む。

全断面を微細なフェライトとすると冷間鍛造時の変形抵抗が増加し金型寿命が低下する。よって、限界圧縮率の向上のために微細フェライトとするのは表面からの深さが断面半径の１５％までの表層領域とした。そして、表面から断面半径の２５％の深さから中心までの内部領域の平均フェライト粒径は、１５μｍ以上と規定し、変形抵抗の上昇を抑制した。平均フェライト粒径が４０μｍを超えて過剰に粗大な場合は伸びや絞りが低下する。そのため、表面から断面半径の２５％の深さから中心までの内部領域の平均フェライト粒径の上限を４０μｍ以下と規定した。なお、本発明は内部領域の平均フェライト粒径が４０μｍの場合および１５μｍの場合の両方を含む。内部領域の鋼組織は、フェライトの他、パーライト及び／又は球状化セメンタイトとする。しかし、内部領域は鍛造時に圧縮状態にあるので、限界圧縮率の向上の観点からは、球状化セメンタイトの粒径、及びアスペクト比について特に限定されない。表面から断面半径の１５％深さから２５％深さまでの中間領域は、表層領域の鋼組織から内部領域の鋼組織への遷移領域である。

上記の組織を得るための製造条件の一例を示す。７５０〜９５０℃で仕上げ圧延した直後の鋼材表面に注水することにより、鋼材表面温度を一旦Ｍｓ点温度以下に冷却する。次に、注水を停止し、内部の保有熱で２００〜７００℃まで鋼材表面温度を復熱させる。引き続き、または、一旦、室温まで空冷した後、Ａｃ１＋５℃〜Ａｃ３−５℃の範囲で２０分保定し、Ａｃ１−７０℃まで５．５℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷する球状化焼鈍を行う。仕上げ温度はフェライト粒径に影響し、仕上げ温度を低温にすることで圧延直後のオーステナイトが微細化され、鋼材表面に注水して焼入れした後の組織も微細化され、球状化焼鈍後のフェライト粒径も微細化される。球状化焼鈍の冷却速度はセメンタイト粒径に影響し、冷却速度を遅くすることでセメンタイト粒径は粗大化し、過度に冷却速度が遅いと、表層領域において、セメンタイト粒径は２μｍを超える。冷却速度が過度に速いとパーライトが発生し球状化が不良となる。よって、その球状化焼鈍の冷却速度の好適範囲は０．５〜５．５℃/ｈである。ここでの、Ｍｓ点温度は（１）式より計算でき、Ａｃ1点温度は（２）式より計算できる（「改訂４版金属データブック」丸善、平成１６年２月２９日発行、Ｐ１６２参照）。またＡｃ３点温度は（３）式（「鋼の熱処理改訂５版」丸善、昭和５６年８月２０日発行、Ｐ６５１参照）より計算できる。
Ｍｓ（℃）＝５５０-３６１×（％Ｃ）-３９×（％Ｍｎ）-３５×（％Ｖ）-２０×（％Ｃr）-１７×（％Ｎi）-１０×（％Ｃu）-５×（％Ｍｎ+％Ｗ）+１５×（％Ｃo）+３０×（％Ａl）・・・（１）
Ａｃ1（℃）＝７２３-１０．７×（％Ｍｎ）-１６．９×（％Ｎｉ）+２９．１×（％Ｓｉ）+１６．９×（％Ｃｒ）+６．３８×（％Ｗ）・・・（２）
Ａｃ３（℃）＝９０８-２２３．７×（％Ｃ）+４３８．５×（％Ｐ）+３０．４９×（％Ｓi）-３４．４３（％Ｍｎ）-２３×（％Ｎi）+２×｛１００×（％Ｃ）-５４+６×（％Ｎi）｝・・・（３）

圧延した直後の鋼材表面に注水において、表面からの深さが断面半径の２５％から中心までの内部領域は、表面からの深さが断面半径の１５％以下の表層領域より冷却速度が遅くなる。そのため、注水後、マルテンサイトもしくはベイナイトの焼入れ組織とはならず、フェライトとパーライトが混合した組織となる。球状化焼鈍後は、フェライトと、パーライト及び／又は球状化セメンタイトとからなる組織となる。また、表層から中心に行くに従いフェライト粒径は粗大となる。

次に表面粗さと粒界酸化深さの規定理由について説明する。

球状化焼鈍後の鋼線材又は棒鋼を長手方向に対して垂直方向に切断した試験片で据え込みした場合の限界割れ特性は、素地の表面粗さの影響を受ける。種々の条件でショットブラスト又は酸洗し、表面粗さを大きく変更した棒鋼の表面粗さと限界割れ特性を調査した結果、表面粗さが大きい程、限界割れ特性は低下するが、Ｒａが４μｍ以下に表面粗さを小さくすれば、限界割れ特性が低下しなくなるので、表面粗さＲａ４μｍ以下に規定した。なお、本発明は表面粗さＲａが４μｍの場合を含む。

球状化焼鈍を施した鋼線材又は棒鋼を長手方向に対して垂直方向に切断した試験片で据え込みした場合の限界割れ特性は、表面の粒界酸化層の深さの影響を受ける。熱間圧延で生成したスケールが鋼線材及び棒鋼の表面に残存したまま球状化焼鈍されると、スケールが酸素供給元となり、球状化焼鈍中にＦｅよりも酸素との親和力が強いＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒが優先的に酸化し、表面から粒界に沿って粒界酸化層が発生する。粒界酸化層の深さを大きく変更した球状化焼鈍後の鋼線材及び棒鋼について、粒界酸化層の深さと限界割れ特性を調査した。その結果、粒界酸化層の深さが深いほど限界割れ特性は低下するが、粒界酸化層の深さを３０μｍ以下とすることで、限界割れ特性が低下しないことを知見した。よって、粒化酸化層の深さを３０μｍ以下に規定した。

表面粗さＲａが４μｍ以下で粒界酸化層の深さが３０μｍ以下とするには、球状化焼鈍前のスケール除去が、酸洗、ショットブラストなどの方法で、適切に行われることが必要である。過剰な酸洗やショットブラストは鋼材の表面粗さを悪化させる。逆に不十分な酸洗やショットブラストでは、鋼材表面のスケールが残り、球状化焼鈍後の粒界酸化層の深さを悪化させる。表面粗さＲａが４μｍ以上、粒界酸化層の深さ３０μｍ以下とするには、酸洗する場合は濃度１０ｍａｓｓ％、温度６０℃の塩酸溶液中に４〜１４分（好ましくは４〜１２分、より好ましくは５〜１０分）、浸漬させるのがよい。酸洗には塩酸のほか硫酸を使用してもよい。ショットブラストを行う場合は、直径０．５ｍｍ、硬さ４７．３ＨＲＣのスチールボールを投射密度９０ｋｇ／ｍ２以上、投射速度７０ｍ／ｓで投射する。なお投射密度Ｘ（ｋｇ/ｍ2）は単位時間当たりに投射される投射材の質量Ｗ（ｋｇ/ｍｉｎ）、投射材の投射幅Ｂ（ｍ）、鋼材搬送速度Ｖ（ｍ/ｍｉｎ）から（４）式で定義される。
Ｘ＝Ｗ/（Ｂ×Ｖ）・・・（４）式

以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。なお、これらの実施例は本発明を説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するものではない。

表１に示す化学成分を有する１６２ｍｍ角のビレットを表２の条件でφ４５ｍｍの棒鋼に圧延し、圧延直後に急冷し復熱させた後は空冷した。圧延仕上げ温度、冷却温度、復熱温度は放射温度計で測定した。各放射温度計、圧延機、水冷装置、冷却床の位置関係を図１に、温度推移を図２に例示する。すなわち、本発明に関わる圧延ラインの概要を例示する図１に示すように、加熱炉１で加熱したビレットを熱間圧延機２にて圧延し、仕上げ温度を仕上げ放射温度計３で測定した。圧延直後に水冷装置４で急冷し、冷却後の温度を水冷放射温度計５で測定した。復熱させた後に復熱温度は復熱放射温度計６で測定し、冷却床７で空冷した。そして、本発明に関わる圧延直後の急冷の概要を例示する図２に示すように、Ａ１点以上の７５０〜９５０℃の仕上げ温度８で仕上げ圧延した直後の鋼材表面に、注水することにより、鋼材表層部１１の温度推移は、Ｍｓ点温度以下の冷却温度９に冷却された後に、内部の保有熱で２００〜７００℃までの復熱温度１０に復熱した後、冷却床で空冷された。一方、鋼材中心部の温度推移は鋼材表層温度を仕上げ温度、復熱温度の実測値から二次元の非定常熱伝導差分モデルにより計算した結果、鋼材中心部１２の温度推移は表層部より冷却速度が遅くなるので、Ｍｓ点温度以下に冷却されなかった。

得られた鋼材は、酸洗もしくはショットブラストによりスケール除去したのち球状化焼鈍した。球状化焼鈍後、棒鋼から試験片を採取し、ミクロ組織、表面粗さを調査した。また、長手方向に圧延直径の１．５倍の高さとなる長さで、長手方向に対し垂直方向に切断した圧縮試験片にて据え込み試験を行い、限界圧縮率を調査した。結果をまとめて表３に示す。
〔ミクロ組織〕
球状セメンタイトの平均粒子径とアスペクト比は走査型電子顕微鏡写真を画像解析することにより求めた。表層領域は棒鋼を長手方向に対し垂直方向に切断した切断面（Ｃ断面）の、中心角が９０度異なる４方向の表層から、２００μｍ深さ、半径の１５％の深さの部位の計８箇所において、内部領域はＣ断面の、中心角が９０度異なる４方向の半径の２５％の深さ、半径の５０％の深さ、中心部の計９箇所において、それぞれ３０００倍の倍率で観察し、撮影写真を画像解析装置にて解析した。平均粒子径は円相当径とした。アスペクト比は（長径の長さ）／（短径の長さ）とした。表層領域（８箇所）、内部領域（９箇所）の平均値を求めた。

フェライト粒径の測定には走査型電子顕微鏡に付属したＥｌｅｃｔｒｏｎ-Ｂａｃｋ-Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ-Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＥＢＳＢ）装置を用いた。表層領域は、棒線材のＣ断面の、中心角が９０度異なる４方向の表層から、２００μｍ深さ、半径の１５％の深さの部位の計８箇所において、それぞれ４００×４００μｍの領域を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フェライト粒界とし、Ｊｏｈｎｓｏｎ−Ｓａｌｔｙｋｏｖの方法（「計量形態学」内田老鶴圃、Ｓ４７．７．３０発行、原著：Ｒ．Ｔ．ＤｅＨｏｆｆ，Ｆ．Ｎ．Ｒｈｉｎｅｓｓ．Ｐ１８９参照）にて平均粒径を求めた。内部領域は、棒線材のＣ断面の、中心角が９０度異なる４方向の半径の２５％の深さ、半径の５０％の深さ、中心部の計９箇所において、それぞれ４００×４００μｍの領域を測定し、上記と同様の方法で平均粒径を求めた。
〔表面粗さ〕
円周方向の粗さを測定し、ＪＩＳＢ０６０１：’８２で定義されるＲａを算出した。
〔粒界酸化層の深さ〕
Ｃ断面を樹脂で埋めて研磨したものをナイタールエッチし、光学顕微鏡により倍率４００倍で全円周観察し、最も粒界酸化層の深い位置と表層までの距離を測定した。
〔限界圧縮率〕
限界圧縮率は圧縮速度１０ｍｍ／ｍｉｎとなる条件の据え込み試験から破損確率５０％となる圧縮率を調査した。割れは亀裂長さが０．０５ｍｍ以上のものを割れとした。破損確率は割れの発生率である。金型面圧の関係上、圧縮率は８０％を上限とした。８０％で割れが発生しない場合（破損確率５０％未満の場合）は限界圧縮率を８０％とした。
〔変形抵抗〕
変形抵抗は、ひずみ速度１０ｓ−１相当で圧縮し、相当ひずみ２の時点での相当応力から求めた。表２から明らかなように、発明例（Ｎｏ．１〜２４）の限界圧縮率は比較例（Ｎｏ．２５〜３４）の限界圧縮率に比べ顕著に優れていることがわかる。

比較例Ｎｏ．２５は圧延仕上げ温度が低く、限界圧縮率は十分であるが、中心部までフェライト粒が微細なため変形抵抗が高く、金型寿命が低下するので好ましくない。

比較例Ｎｏ．２６は球状化焼鈍時の冷却速度が遅く平均セメンタイト粒径が粗大化し本願規定を超えたため限界圧縮率が低下した。比較例Ｎｏ．２７は圧延仕上げ温度が高く、平均フェライト粒径が粗大化し本願規定を超えたため限界圧縮率が低下した。比較例Ｎｏ．２８は球状化焼鈍時の冷却速度が速く、冷却中にパーライトが発生したことで平均セメンタイトアスペクト比が大きくなり本願の規定を超えたため、限界圧縮率が低下した。

比較例Ｎｏ．２９、３０は冷間加工性を低下するＰまたはＳの化学成分が本願の規定を超えており、その結果、加工限界が低下した。

比較例Ｎｏ．３１はショットブラストが過剰なため、比較例Ｎｏ．３４は酸洗が過剰なため、表面粗さが大きくなり本願の規定を超えており、限界圧縮率が低下した。

比較例Ｎｏ．３２、３３はスケール除去が不十分なまま球状化焼鈍したことで、深さ３０μｍ以上の粒界酸化層が発生し、本願の規定を超えており、限界圧縮率が低下した。

１加熱炉
２熱間圧延機
３仕上げ放射温度計
４水冷装置
５水冷放射温度計
６復熱放射温度計
７冷却床
８仕上げ温度
９Ｍｓ点温度以下の冷却温度
１０復熱温度
１１鋼材表層部
１２鋼材中心部

Claims

化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．３％、
Ｎ：０．００４〜０．０１５％、
Ｃｒ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜１．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜５．０％、
Ｂ：０〜０．００３５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０〜０．０１５％、
Ｔｉ：０〜０．２％、
Ｎｂ：０〜０．１％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％
Ｓｂ：０〜０．０１５０％、
Ｓｎ：０〜２．０％、
Ｚｎ：０〜０．５％、
Ｔｅ：０〜０．２％、
Ｂｉ：０〜０．５％、
Ｐｂ：０〜０．５％、
であり、残部が鉄と不純物からなり、
前記不純物におけるＰ及びＳが、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０２５％以下、
である鋼線材又は棒鋼であって、
表面から断面半径の１５％の深さまでの表層領域は、平均粒径が１〜１５μｍのフェライトと、平均アスペクト比が２以下で、かつ平均粒径が０．１〜２μｍの球状化セメンタイトとからなる鋼組織であり、
表面から断面半径の２５％の深さから中心までの内部領域は、平均粒径が１５〜４０μｍのフェライトと、パーライト及び／又は球状化セメンタイトとからなる鋼組織であり、
表面スケールを除去した後の表面の円周方向の表面粗さＲａが４μｍ以下であり、
表面の粒界酸化層の深さが３０μｍ以下である、鋼線材又は棒鋼。
質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜５．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼線材又は棒鋼。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼線材又は棒鋼。
Ｔｉ：０．００１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｖ：０．０３〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼線材又は棒鋼。
Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、
Ｓｎ：０．００５〜２．０％、
Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、
Ｂｉ：０．００５〜０．５％、
Ｐｂ：０．００５〜０．５％、
のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の鋼線材又は棒鋼。