JP5776623B2

JP5776623B2 - 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法

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Publication number: JP5776623B2
Application number: JP2012106816A
Authority: JP
Inventors: 真吾山崎; 門田　淳; 淳門田; 慶宮西
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-05-08
Filing date: 2012-05-08
Publication date: 2015-09-09
Anticipated expiration: 2032-05-08
Also published as: JP2013234349A

Description

本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の機械構造用部品の製造に用いる冷間鍛造用鋼線材・棒鋼及びその製造方法に関するもので、特に成形割れの抑制が可能な冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼（バーインコイルを含む。以下、同じ。）とその製造方法に関わるものである。

従来、自動車用部品、建設機械用部品等の機械構造用部品を製造する構造用鋼材としては、機械構造用炭素鋼材や機械構造用低合金鋼材が用いられている。これらの鋼材から自動車のロッド、エンジン部品、駆動系部品等の機械構造部品を製造するには、従来は主として熱間鍛造−切削工程−浸炭により製造されているが、生産性の向上等を狙いとして、冷間鍛造工程への切り替えが指向されている。冷間鍛造工程では、通常、熱間圧延材に球状化焼鈍（ＳＡ）を施して冷間加工性を確保した後に、冷間鍛造が施されている。ところが、冷間鍛造では鋼材に加工硬化が生じ、延性が低下して割れ発生や金型寿命の低下を招くことが問題である。特に加工度が大きい冷鍛では、冷鍛時の割れ、つまり鋼材の延性の不足が熱鍛工程から冷鍛工程への切り替えの主たる阻害要因になっていることが多い。

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。

特許文献１ではＳｉを０．１５％以下、Ｍｎを０．６０％以下に制限して、かつ、ＴｉとＢを添加して冷間鍛造性を向上させた冷間鍛造用鋼が開示されている。しかし、この方法では軟質化の程度が不十分であるとともに、組織中のフェライトの体積率が高く、組織が不均一であることにより延性が低下し、十分な加工性が得られていない。

特許文献２ではフェライトの平均粒径が２〜５．５μｍ、かつ長径が３μｍ以下で、かつアスペクト比が３以下のセメンタイトの比率が全セメンタイトに対して７０％以上である領域を表面から線径の１０％以上とし、この領域より内部においてはフェライトおよびパーライト組織の面積率が８０％以上であるすることで冷間加工性が向上することが開示されている。この方法では仕上げ圧延中に急冷−復熱させることで、表層部をフェライト・パーライト組織とし、セメンタイトの分断とフェライトを再結晶させることによって微細なフェライト粒を得ているが、再結晶前の組織をフェライト・パーライトとしているため、セメンタイトの分散には偏りがあり、加工時にひずみが不均一となり、加工性の向上効果は小さい。また、フェライト粒径の過度な微細化は硬さの上昇による延性の低下を招く。

特許文献３では、セメンタイト間距離の標準偏差をセメンタイト間距離の平均値で除した値が０．５０以下とすることで、セメンタイト間の間隔がほぼ均一となり、その結果、冷間鍛造時の変形抵抗が低下し、かつ割れが低減されることが開示されている。この方法では、圧延後に急冷することでベイナイトあるいは疑似パーライトを主体とした組織とし、これを伸線後、球状化焼鈍することでセメンタイトを球状化しており、工程が複雑になる上、線材のＣ断面内の全域において微細な硬い組織となるため、変形抵抗が高くなり、金型寿命が低下する。

特許文献４では、線材圧延後に４００〜６００℃の溶融塩に浸漬し、Ａ１温度以下で焼鈍することによって、セメンタイタイトを微細分散することで冷間加工性が向上することが開示されている。しかしながら、加工時の割れに至るボイドの発生はセメンタイト粗大化により促進され、ボイドの連結はセメンタイト間隔の微小化による促進されるため、セメンタイトの過度な微細分散はセメンタイト間の距離を過剰に小さくし、ボイドの連結を容易にするため、割れの抑制に有効では無い場合もある。

特許文献５および特許文献６では棒鋼圧延の仕上げ圧延後に表層を急冷し、表層の組織をマルテンサイトもしくはベイナイトとし、その後球状化焼鈍をすることで冷間加工性が向上することが開示されている。しかしながら一般的な球状化焼鈍を行っているため、おそらくセメンタイト粒径が適切では無く、十分な加工性が得られていない。

特開昭６０−２３０９６０特開２０００−１９２１４８特開２００６−３１６２９１特開２００９−２７５２５０特開２００１−２４０９４０特開２００１−２４０９４１

本発明は、優れた冷間加工性を有するとともに、焼入れ処理後に組織や強度の均一化が実現可能な鋼線材または棒鋼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、鋼材の変形能を向上させるため、金属組織の改良を検討した結果、冷間加工限界の向上と変形抵抗の低下を両立させるためには、（１）鋼材表層の棒線材半径の２０％までの領域で、フェライト粒径を３〜１５μｍに微細化させ、かつセメンタイトの平均粒径０．３〜０．６μｍ、平均アスペクト比を２．５以下、個数密度を７×１０^５個／ｍｍ^２以下とし、セメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が０．２５以下であるように均一分散させること、（２）鋼材の中心から棒線材半径の７５％以内の内部領域でフェライト粒径を２０μｍ以上に粗大化させ、かつセメンタイトを平均粒径０．３〜０．６μｍとすることが有効であることを見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨は次のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１５％または／およびＴｉ：０．００５〜０．１％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼線材または棒鋼であって、
表面から断面半径の２０％までの領域は、フェライトの平均粒径が３〜１５μｍであり、平均粒子径が０．３〜０．６μｍで且つ平均アスペクト比が２．５以下の球状セメンタイトを７×１０^５個／ｍｍ^２以下の個数密度で含有し、セメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が０．２５以下であり、中心から断面半径の７５％から中心までの内部領域においては、フェライトの平均粒径が２０μｍ以上であり、平均粒子径が０．３μｍ以上の球状セメンタイトを含有することを特徴とする冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼。

（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｗ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．００５％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼。

（３）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｚｒ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
希土類元素：０．０１％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼。

（４）上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最終仕上圧延の出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃とし、急冷により表面温度を５００℃以下にし、次いで鋼材の顕熱により表面温度が５００〜７００℃になるように復熱させる工程を少なくとも１回以上施した後、３００℃以下に冷却し、しかる後に、７４０〜７７０℃に再加熱し、前記再加熱した温度で、１６３０−２×加熱温度（℃）＜ｔ＜１６９０−２×加熱温度（℃）となる時間ｔ（ｍiｎ）保持し、冷却に際して７２０℃から６９０℃までの温度域を３℃／ｈ以上１０℃／ｈ未満の速度で冷却することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載された冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼の製造方法。

本発明の冷間鍛造用鋼線材または棒鋼は、球状化焼鈍後の冷間鍛造において、従来問題となっていた冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止することを可能にした球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用鋼線材または棒鋼である。このため加工度が大きい鍛造部品についても冷間鍛造工程で製造できるので、生産性の大幅な向上及び省エネルギーが達成できるという顕著な効果を奏する。

０．２％Ｃ鋼の表層フェライト粒径と限界圧縮率の関係を示す図である。０．２％Ｃ鋼の表層セメンタイト粒径と限界圧縮率の関係を示す図である。０．２％Ｃ鋼のセメンタイト数密度と限界圧縮率の関係を示す図である。０．２％Ｃ鋼の中心部のフェライト粒径と変形抵抗の関係を示す図である。０．２％Ｃ鋼の中心部のフェライト粒径と変形抵抗の関係を示す図である。

以下本発明を詳細に説明する。

本発明では鋼線材または棒鋼（以下、棒線材という。）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。

フェライト結晶粒の細粒化は結晶粒界に多く存在するセメンタイト粒子への応力集中を軽減し、セメンタイト粒子を起点としたボイドの発生を抑制することで変形能を改善するため、フェライトの平均粒径の範囲は３〜１５μｍが望ましい。一方、フェライト粒径の過度の微細化はフェライトマトリクス相の硬化を招き、マトリクスの延性が低下する。その結果、表層部のフェライト粒径が６μｍ未満になると変形能改善効果が頭打ちとなり、硬さの増加に伴う変形抵抗の増加の弊害が高くなるフェライトの平均粒径の範囲は６〜１５μｍがより望ましい。

また、成形割れの発生は球状セメンタイトの平均粒子径および平均アスペクト比と相関し、平均粒子径が０．６μｍ、平均アスペクト比が２．５を超えて大きくなると、歪みを受けたセメンタイトの周囲から粗大なボイドが発生し、これらが結合することで割れが発生しやすくなる。一方、平均粒子径が０．３μｍ未満より微細になると、個々のボイドのサイズは微細化するが、ボイド同士が近接して発生するため、ボイド間の結合が容易になり、割れが発生しやすくなる。そこで、表層部のセメンタイトの平均粒子径を０．３〜０．６μｍで、平均アスペクト比が２．５以下、個数密度が７×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、連続した複数箇所のセメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が０．２５以下であるように均一分散していることが望ましい。セメンタイトの個数密度は好ましくは３×１０^５個／ｍｍ^２以下、より好ましくは２×１０^５個／ｍｍ^２以下である。

ここで表層部とは、据え込み加工時に大きな引張変形を受ける、表面から棒線材断面半径の２０％までの領域とした。これより深い範囲でフェライトを微細化させると、細粒化効果で硬さの高い面積率が大きくなり、圧縮加工時の変形抵抗が高くなるため、型寿命の低下を招く。表層部の平均硬ＨｖはＨｖ：１００〜１５０であることが望ましい。

一方、棒線材の中心部は据え込み加工時には圧縮を受ける例が多く、フェライト・パーライト組織でも割れという観点では問題ない。ただし変形抵抗を低下させるためには、フェライト粒径を粗大化させ、セメンタイト粒子を粗大球状化させることが望ましい。そこで、内部のフェライトの平均粒径の範囲を２０μｍ以上、セメンタイトの平均粒子径を０．３μｍ以上とする。内部の平均硬ＨｖはＨｖ≦７５＋２００×Ｃ（質量％）であることが望ましい。

ここで内部とは、棒線材の中心から棒線材断面半径の７５％以内の範囲と規定した。これは、据え込み、つば出し、ヘディング等の成形において、大きなひずみを受けて割れが発生するのが表層の領域であり、割れを抑制するには表面から半径２５％以上までの深さの領域の延性を高めることが必要であること、一方で全体としての変形応力を低下させるためには、中心部の出来るだけ広い領域で組織を粗大化させ、硬さを下げることが有効なためである。

本発明でのフェライト粒径、球状セメンタイトの平均粒子径、アスペクト比、個数、及びセメンタイト面積分率間の測定方法を以下に説明する。

フェライト粒径の測定にはＥＢＳＤ装置を用いた。表層部は、棒線材のＣ断面の、９０度異なる４方向の表層から、２００μｍ深さ、半径の２０％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。中心部は、棒線材のＣ断面の、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。

球状セメンタイトの平均粒子径とアスペクト比と個数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。表層部はＣ断面の９０度異なる４方向の表層から、２００μｍ深さ、半径の２０％の深さの部位の計８箇所において、中心部はＣ断面の、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、３０００倍の倍率で観察し、撮影写真をニレコ製Ｌｕｚｅｘ画像解析装置にて解析することで求めた。平均粒子径は円相当径として、アスペクト比は（長径の長さ）／（短径の長さ）とした。また、各々の部位におけるセメンタイトの面積分率を測定し、表層部（８箇所）、中心部（９箇所）の平均値と、面積率の標準偏差を求めた。

本発明の鋼線材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．００３〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％もしくはＴｉ：０．００５〜０．１％のいずれか、あるいは両方を主成分とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。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、成分についての「％」は質量％を意味する。

Ｃは機械部品としての強度を確保するため添加する。０．０５％未満では機械部品として必要な強度を確保できず、０．３５％を越えると延性及び靱性が劣化するため０．０５〜０．３５％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、０．５０％を越えると靱性、延性が劣化するとともに、フェライトへの固溶強化により硬度が上昇し冷間鍛造性を劣化させるため、０．０１〜０．５０％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。０．１０％未満では効果が不十分であり、１．０％を越えると靱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、０．１０〜１．０％とした。

Ｐは不純物として含有され冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靱性を劣化させる。また粒界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０．０２％とした。

Ｓは不純物として含有され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効果があるが、０．０２０％を超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０．０２０％以下を許容範囲とした。冷間鍛造性の観点からは低い方が好ましく、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下である。

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。０．００３％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０．０２％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、０．００３〜０．０２％とした。浸炭時の粗大粒防止の観点からは、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１％以上である。

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。０．００５％未満ではこれらの効果が機能せず、また、０．１５％を越えると固溶硬化によって変形抵抗が増加し加工性を劣化させるため、上限を０．１５％とした。

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。０．００５％未満では効果が現れず、０．１％を越えるとその効果が飽和するとともに炭窒化物が過剰に析出し、その析出硬化により硬度の上昇を招き冷間鍛造性が劣化するため０．００５〜０．１％とした。

なお、ＡｌとＴｉはいずれもピン止め粒子としての析出物として析出させることが重要であり、その効果は単独添加でも得られるが、複合添加することでもＴｉ（ＣＮ）とＡｌＮ両方の析出が期待できるため、複合添加も可能である。

また、本発明の棒線材はＣｒ：１．５％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない），Ｖ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％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１種以上を含有させることができる。

Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗは焼入れ調整元素であり、焼入れ焼戻しによって強度と靭性を調整するために添加される。しかしながら、過剰に含有させると変形抵抗の上昇を招くので好ましくない。こうした観点から、Ｃｒはその上限を１．５％、Ｎｉ、Ｃｏはその上限を０．５％、Ｍｏはその上限を０．３％、Ｃｕ、Ｗはその上限を０．２％とした。尚これらの元素添加による上記効果は、上記範囲内で含有量を増加させるにつれて大きくなるが、上記効果を発揮させる為には、Ｃｒは０．０３％以上、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗは０．０１％以上を添加することが好ましい。

Ｂは焼入れ性の向上を目的に添加する。０．００５％を越えて添加しても効果が飽和するので、０．００５％以下とした。焼入れ性向上効果を発揮させる為には０．０００５％以上の添加が好ましい。

Ｎｂ、Ｖは微細な炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。しかしながら、過剰に含有させると変形抵抗の上昇を招くので好ましくない。こうした観点から、Ｖはその上限を０．５％とし、Ｎｂはその上限を０．１％とした。尚これらの元素添加による上記効果は、上記範囲内で含有量を増加させるにつれて大きくなるが、上記効果を発揮させる為には、Ｖは０．０３％以上、Ｎｂは０．０１％以上を添加することが好ましい。

さらに本発明の棒線材はＣａ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、希土類元素：０．０１％以下の１種以上を含有させることができる。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冷間鍛造加工性の向上や疲労強度を向上させる効果がある。しかしながら、過剰に含有させると変形抵抗の上昇を招くので好ましくない。こうした観点から、それらの上限を０．０１％とした。一方、このような効果を発揮させるためには０．０００５％以上の添加が好ましい。

なお、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。

次に、本発明の製造方法を以下に説明する。

上記成分組成を有するブルームまたはビレットを熱間圧延により棒線材に圧延し、最終仕上圧延出側の棒線材表面温度を７００〜１０００℃とする低温仕上圧延を行う。次いで、仕上圧延された棒線材表面に注水するなどにより急冷して（例えば平均冷却速度３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい）表面温度を５００℃以下、好ましくは４５０℃以下にし、表面をベイナイト＋マルテンサイト主体の組織とする。冷却終了後、棒線材中心部の顕熱と変態潜熱により表面温度が５００〜７００℃となるように復熱させる工程を少なくとも１回以上施した後、３００℃以下に冷却し、表面を焼戻しマルテンサイト主体の組織、中心部をフェライト・パーライト主体の組織とする。その後、球状化焼鈍を行うに際して、加熱温度を７４０〜７７０℃へ再加熱後、冷却するに際して、７２０℃から６９０℃の温度域の冷却速度を３℃／ｈ以上１０℃／ｈ未満とする。ここで、急冷したときの表面温度を５００℃以下としたのは、本発明の鋼成分のマルテンサイトスタート温度（Ｍｓ温度）が５００℃以下であることから、表層を焼入れ組織とするためである。復熱温度を５００〜７００℃としたのは、復熱温度が５００℃以下になるような強冷却をした場合には棒線材の中心部（中心から棒線半径７５％以内の範囲）まで冷却され焼きが入り、中心部まで硬く微細な組織となったことを意味するため、中心まで焼きを入れない温度として、５００以上と規定した。一方、復熱温度が７００℃以上になるということは、一旦焼入れ組織とした表層が加熱されすぎて逆変態し、その後の冷却によって粗いフェライト・パーライト組織になる可能性が高いことを意味しているため、これを防止するため、７００℃以下と規定した。この復熱の工程を複数回繰り返しても棒線材の表層と中心部は目的とする組織が得られるため、例えば設備の制約上、水冷を複数回に分けて実施し、冷却と復熱の工程を複数回実施することも可能である。その後、３００℃以下に冷却するのは、内部のフェライト・パーライト変態を完了させるためであり、下限は特に規定は無く、室温まで自然冷却してもかまわない。

鋼材表面温度を７００〜１０００℃とするのは、その後の冷却を早め、所定の時間内に表層組織をベイナイト＋マルテンサイト主体の組織とするためである。しかし、７００℃未満となると表層のオーステナイト粒径が過剰に微細化し、焼入れ性が低下し、初析フェライトの生成を抑制できなくなるため、球状化焼鈍後のセメンタイトの均一分散が困難になる。そのため、最終仕上圧延出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃とした。

球状化焼鈍時の加熱温度を７４０〜７７０℃とし、７２０から６９０℃の冷却速度を３〜１０℃／ｈとしたのは、必要最小限のセメンタイト粒子を残存させ、微細粒の生成を抑制しながら残存セメンタイトを成長させるためである。加熱温度が低すぎるとセメンタイトの溶解が不十分で冷却後のセメンタイト数密度が高くなり、フェライト粒径も微細になりすぎる。加熱温度が高すぎると大部分のセメンタイトが溶解してしまい、冷却時に多数のセメンタイトが析出する上、パーライトラメラ組織が生成し易くなり、セメンタイト数密度が高くなると同時にセメンタイトのアスペクト比が高くなる。冷却速度が大きすぎると、残存セメンタイトの成長の成長が温度低下に追随できず、微細なセメンタイトが析出すると同時にパーライトラメラ組織が生成し易くなる。冷却速度が小さすぎると、熱処理に多大な時間がかかる上、セメンタイトが粗大化しすぎる。加熱時の保持時間ｔ（ｍｉｎ）は、
１６３０−２×加熱温度（℃）＜ｔ＜１６９０−２×加熱温度（℃）
であることが望ましく、冷却速度は５〜７℃／ｈが望ましい。

次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例に限定されるものではなく、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含まれる。

サンプル作製方法：
表１に示す鋼材を表２に示す圧延条件で、棒鋼・線材に圧延した。圧延材のサイズは、直径４０ｍｍ〜５４ｍｍである。その後、表２の条件で球状化焼鈍を行った。変形抵抗は、直径は圧延材のサイズで、高さが直径の１．５倍の円柱状の試験片を据え込み試験を行うことにより計測した。また、限界圧縮率は、上記の円柱状試験片の表面に深さ０．８ｍｍ、先端曲率半径０．１５ｍｍに切欠きをつけた試験片を用いて据え込み試験を行うことにより求めた。Ｃ断面を埋め込み研磨し、硬さ測定とＳＥＭ観察を実施した。撮影したＳＥＭ写真を用いて、セメンタイトの平均径、平均アスペクトレシオ、個数密度を測定した。フェライト粒径はＥＢＳＤ測定にて求めた。

評価試験方法：
フェライト粒径の測定にはＥＢＳＤ装置を用いた。表層部は、棒線材のＣ断面の、９０度異なる４方向の表層から、２００μｍ深さ、半径の２０％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。中心部は、棒線材のＣ断面の、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。

限界圧縮率は、上記の形状のサンプルを１０ｍｍ／ｍｉｎの速度で、０．５ｍｍの割れが発生するまで圧縮し、割れが発生した時点の圧縮率を限界圧縮率とした。試験数はｎ＝５とし、累積破損率５０％（ｆ５０）となる限界圧縮率を求めた。

変形抵抗は、上記の形状のサンプルをひずみ速度１０ｓ^−１相当で圧縮し、圧縮率７０％の時点での相当応力を求めた。

表１において、Ａ〜Ｌは本発明に係る鋼成分、Ｍ〜Ｐは比較成分例である。

表２においてＡ−１、Ｂ−１、Ｃ−１〜３、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｑ−１は発明例であり、Ｃ−４〜９、Ｄ−２〜６、Ｅ−２〜３、Ｈ−２、Ｉ−２、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１は比較例である。

Ｃ−４：仕上げ温度が低く、表面の初析フェライトが抑制できなかったため、セメンタイト面積率の標準偏差が大きく、限界圧縮率が低い例である。Ｃ−５：仕上げ温度が高く冷却が不十分で、表面の初析フェライトが抑制できなかったため、セメンタイト面積率の標準偏差が大きく、限界圧縮率が低い例である。Ｃ−６：圧延速度を下げて深部まで焼き入れたため、復熱が不十分で内部まで焼きが入り、硬い例である。Ｃ−７：球状化焼鈍時の冷速が小さくセメンタイトが粗大化し、限界圧縮率が低い例である。Ｃ−８：加熱温度が低く冷速も大きいため、セメンタイトが微細化しすぎて、限界圧縮率が低い例である。Ｃ−９：加熱時間が短いためセメンタイトの溶解が不十分なため、冷却後のセメンタイトが微細化しすぎて、限界圧縮率が低い例である。

Ｄ−２：球状化焼鈍時の加熱温度高く、セメンタイトが微細化しすぎて、限界圧縮率が低い例である。Ｄ−３：球状化焼鈍時の加熱温度低く、フェライトとセメンタイトが微細化し、限界圧縮率が低い例である。Ｄ−４：球状化焼鈍時の冷速高く、セメンタイトが微細化し、限界圧縮率が低い例である。Ｄ−５：仕上げ温度が低く、表面の初析フェライトが抑制できなかったため、セメンタイト面積率の標準偏差が大きく、限界圧縮率が低い例である。Ｄ−６：加熱温度が低く加熱時間も短いため、セメンタイトが微細化しすぎて、限界圧縮率が低い例である。

Ｅ−２：仕上げ圧延後に冷却なしのため、表層組織粗大で、限界圧縮率が低い例である。Ｅ−３：加熱時間が長すぎたため、セメンタイトが溶解しすぎ、冷却中にパーライト組織が生成したため、アスペクト比の大きいセメンタイトが微細分散したため、限界圧縮率が低い例である。

Ｈ−２：仕上げ圧延後に冷却なしのため、表層組織粗大で、限界圧縮率が低い例である。Ｉ−２：球状化焼鈍時の加熱温度低く、フェライトとセメンタイトが微細化し、限界圧縮率が低い例である。Ｍ−１：Ｃ高く、表層のセメンタイト数密度が高く、かつ内部のフェライト粒径が小さいため、圧縮限界が低く、変形抵抗が高い例である。Ｎ−１：Ｓｉ高く、中心部が硬い例である。Ｏ−１：Ｍｎ高く、中心部が硬い例である。Ｐ−１：Ｔｉ高く、中心部が硬い例である。

表２から明らかなように、本発明例は同一成分の比較例に比較して、鋼材の延性の指標である限界圧縮率が顕著に優れており、変形抵抗も低く成形性が良好である。

炭素量が材料の強度と延性に影響し、高Ｃになるに従って硬さは高くなり、延性（限界圧縮率）は低くなる傾向にある。そのため、以下の図では、セメンタイトやフェライトの組織が延性に及ぼす影響を明確にするため、表１、２の実施例中の０．１８〜０．２％Ｃの鋼材の組織が延性、変形抵抗に及ぼす影響を比較した。

図１は、表層フェライト粒径と限界圧縮率の関係を示す図であり、０．２％Ｃ鋼の表層フェライト粒径と圧縮限界粒径と圧縮限界に示すように、フェライト粒径を３〜１５μｍとすることで、限界圧縮率が粗大粒よりも高くなることが分かる。なお、図中の◆印しは発明例で、■印しは比較例である。図２〜５においても同様である。

図２は、表層セメンタイト粒径と限界圧縮率の関係を示す図であり、０．２％Ｃ鋼のセメンタイト粒径（平均θ粒径）が０．３μｍ以上０．６μｍ以下の場合、限界圧縮率は高くなり、０．３μｍ未満もしくは０．６μｍより大きいと、限界圧縮率は低くなることが分かる。

図３は、セメンタイト数密度と限界圧縮率の関係を示す図であり、０．２％Ｃ鋼のセメンタイトの数密度（θ数密度）が７×１０^５個／ｍｍ^２以下の場合、それより多い場合と比較して限界圧縮率が高いことが分かる。

図４は、中心部のフェライト粒径と変形抵抗の関係を示す図であり、０．２％Ｃ鋼の中心部のフェライトの平均粒径が２０μｍ以上になると、変形抵抗が低下することが分かる。

図５は、表層セメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイト平均面積率で除した値と限界圧縮率を示す図であり、０．２％Ｃ鋼の表層セメンタイト（θ）の面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が０．２５以下の場合、限界圧縮率が向上することが分かる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１５％および／またはＴｉ：０．００５〜０．１％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼線材・棒鋼であって、
表面から断面半径の２０％までの領域は、フェライトの平均粒径が３〜１５μｍであり、平均粒子径が０．３〜０．６μｍで且つ平均アスペクト比が２．５以下の球状セメンタイトを７×１０^５個／ｍｍ^２以下の個数密度で含有し、セメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が０．２５以下であり、中心から断面半径の７５％から中心までの内部領域においては、フェライトの平均粒径が２０μｍ以上であり、平均粒子径が０．３μｍ以上の球状セメンタイトを含有することを特徴とする冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｗ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．００５％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼。
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｚｒ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
希土類元素：０．０１％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼。
請求項１〜３の内のいずれかに記載の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最終仕上圧延の出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃とし、急冷により表面温度を５００℃以下にし、次いで鋼材の顕熱により表面温度が５００〜７００℃になるように復熱させる工程を少なくとも１回以上施した後、３００℃以下に冷却し、しかる後に、７４０〜７７０℃に再加熱し、前記再加熱した温度で、１６３０−２×加熱温度（℃）＜ｔ＜１６９０−２×加熱温度（℃）となる時間ｔ（ｍiｎ）保持し、冷却に際して７２０℃から６９０℃までの温度域を３℃／ｈ以上１０℃／ｈ未満の速度で冷却することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載された冷間加工性に優れた鋼線材または棒鋼の製造方法。