JPWO2011108459A1 - 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 - Google Patents
冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2011108459A1 JPWO2011108459A1 JP2012503112A JP2012503112A JPWO2011108459A1 JP WO2011108459 A1 JPWO2011108459 A1 JP WO2011108459A1 JP 2012503112 A JP2012503112 A JP 2012503112A JP 2012503112 A JP2012503112 A JP 2012503112A JP WO2011108459 A1 JPWO2011108459 A1 JP WO2011108459A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel wire
- steel
- wire
- particle size
- 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.)
- Granted
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
- C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
- C21D1/607—Molten salts
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
- C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
- C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
- C21D9/5732—Continuous furnaces for strip or wire with cooling of wires; of rods
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Metal Extraction Processes (AREA)
Abstract
本発明は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２５％〜０．６０％；、Ｓｉ：０．０１％〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％を含有し、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４０％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成される鋼線であって、前記フェライト粒は、平均粒径が１５μｍ以上であり、前記球状炭化物は、平均粒径が０．８μｍ以下で、かつ、最大粒径が４．０μｍ以下で、かつ、１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個であり、前記球状炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である鋼線を提供する。
Description
本発明は、ボルト、ねじ、ナット等の機械部品の素材として用いられ、冷間鍛造や転造などで成形される鋼線とその製造方法に関する。本発明は特に、成形割れの抑制が可能な冷間鍛造性に優れた鋼線とその製造方法に関する。尚、本発明で対象とする鋼線は、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。
本願は、２０１０年３月２日に、日本に出願された特願２０１０−０４５６２１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１０年３月２日に、日本に出願された特願２０１０−０４５６２１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。また、ボルトやナットなどの部品は構造用途に用いられることが多く、このためＣやＭｎなどの合金元素を添加して強度を付与している。しかし、合金元素含有量が増大すると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、冷間鍛造の際に金型負荷が増大し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。
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、冷間鍛造に用いる鋼材には軟質であるとともに、極めて高い延性が要求され、従来から、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。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。
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、冷間鍛造に用いる鋼材には軟質であるとともに、極めて高い延性が要求され、従来から、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。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。
特許文献１ではフェライト粒の平均粒径が２〜５．５μｍ、且つ長径が３μｍ以下で、且つアスペクト比が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。この方法ではクラックの発生位置が圧延線材の表面近傍となる加工では有効であるが、クラックの発生位置が圧延線材の内部となる加工に対しては、加工性の向上効果が小さい。実際の冷間鍛造では圧延線材を切断した後、冷間鍛造されるため、圧延線材の表面近傍がクラックの発生位置とならない場合が多く、効果が限定される。
特許文献２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を０．５０以下とすることで、すなわち、セメンタイト間の間隔をほぼ均一とすることで、冷間鍛造時の変形抵抗が低下し、且つ割れが低減されることが開示されている。しかし、この方法では、熱間圧延後の組織が擬似パーライトやベイナイト組織主体の組織となる。焼鈍前組織がこのように微細組織である場合には、焼鈍後にフェライト粒が粗大化せず、変形抵抗が高く、冷間鍛造の際に金型負荷が高くなるという課題がある。
本発明は機械構造用に必要な強度を付与することが可能であり、且つ優れた冷間鍛造性を有する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、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の第１態様は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２５％〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１％〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、を含有し、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４０％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成される鋼線である。前記フェライト粒は、平均粒径が１５μｍ以上であり、前記球状炭化物は、平均粒径が０．８μｍ以下で、かつ、最大粒径が４．０μｍ以下で、かつ、１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個であり、前記球状炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である。
（２）上記（１）に記載の鋼線は、前記成分組成が質量％で、更に、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．００１〜０．２％、Ｗ：０．００１〜０．２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の少なくとも１種を含有してもよい。
（３）本発明の第２態様は、上記（１）又は（２）に記載の成分組成を有する鋼片を加熱する加熱工程と、前記鋼片に対し、圧延終了温度がＡｒ１温度以上に設定された熱間圧延を行うことにより圧延線材を得る熱間圧延工程と；前記圧延線材に対し、前記圧延終了温度から６００℃までを２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する第１冷却工程と；前記第１冷却工程後の前記圧延線材に対し、６００℃から５５０℃までを１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する第２冷却工程と；前記第２冷却工程後の前記圧延線材を、５００℃〜６００℃、且つ４５０＋８．５×Ｆ１℃以上の温度域で３０秒以上１５０秒以下保持する保持工程と；前記保持工程後の前記圧延線材に対し、減面率が２５％以上５０％以下の伸線加工を行い伸線材を得る伸線加工工程と；前記伸線材に対し、６５０℃以上Ａｃ１以下で焼鈍を行う焼鈍工程と；を備え、Ａｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％であり、Ｆ１＝２０×Ｓｉ％＋３５×Ｃｒ％＋５５×Ｍｏ％である、上記（１）又は（２）に記載の鋼線の製造方法である。
（１）本発明の第１態様は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．２５％〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１％〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、を含有し、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４０％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成される鋼線である。前記フェライト粒は、平均粒径が１５μｍ以上であり、前記球状炭化物は、平均粒径が０．８μｍ以下で、かつ、最大粒径が４．０μｍ以下で、かつ、１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個であり、前記球状炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である。
（２）上記（１）に記載の鋼線は、前記成分組成が質量％で、更に、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０１〜０．２５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０４％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｃｏ：０．００１〜０．２％、Ｗ：０．００１〜０．２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の少なくとも１種を含有してもよい。
（３）本発明の第２態様は、上記（１）又は（２）に記載の成分組成を有する鋼片を加熱する加熱工程と、前記鋼片に対し、圧延終了温度がＡｒ１温度以上に設定された熱間圧延を行うことにより圧延線材を得る熱間圧延工程と；前記圧延線材に対し、前記圧延終了温度から６００℃までを２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する第１冷却工程と；前記第１冷却工程後の前記圧延線材に対し、６００℃から５５０℃までを１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する第２冷却工程と；前記第２冷却工程後の前記圧延線材を、５００℃〜６００℃、且つ４５０＋８．５×Ｆ１℃以上の温度域で３０秒以上１５０秒以下保持する保持工程と；前記保持工程後の前記圧延線材に対し、減面率が２５％以上５０％以下の伸線加工を行い伸線材を得る伸線加工工程と；前記伸線材に対し、６５０℃以上Ａｃ１以下で焼鈍を行う焼鈍工程と；を備え、Ａｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％であり、Ｆ１＝２０×Ｓｉ％＋３５×Ｃｒ％＋５５×Ｍｏ％である、上記（１）又は（２）に記載の鋼線の製造方法である。
本発明によれば、鋼線の変形能を向上させることで、冷間鍛造による複雑形状部品の成形が可能となり、製品歩留まりや生産性が向上する。また、従来困難であった複雑形状部品の一体成形が可能となる。
本発明者らは鋼線の冷間鍛造性を向上させるため、変形抵抗と延性に及ぼす金属組織の影響を検討した。その結果、変形抵抗に対しては炭化物の個数密度とフェライト粒径が影響することに着目し、変形抵抗を低くして良好な加工性を得るためには、炭化物の個数密度を小さくして、フェライト粒径を大きくすることが有効であるとの知見を得た。一方、延性に対しては炭化物の粒径とフェライト粒径が影響することに着目し、延性を高くするためには、炭化物の粒径を小さくするとともに、フェライト粒を微細化することが有効であるとの知見を得た。
このような理由から、変形抵抗を改善しようとすると、一方で延性が劣化する傾向にあるが、本発明者らは変形抵抗と延性をともに向上させるために、鋼線の金属組織の改良を検討した。その結果、
（ａ）フェライト粒を粗粒とすること、
（ｂ）球状炭化物の個数密度を特定の範囲内に制限すること、
（ｃ）球状炭化物の平均粒径と最大粒径を小さくすること、
（ｄ）球状炭化物間の分散を均一にすること、
の条件を同時に満足させることが有効であることを見出した。
（ａ）フェライト粒を粗粒とすること、
（ｂ）球状炭化物の個数密度を特定の範囲内に制限すること、
（ｃ）球状炭化物の平均粒径と最大粒径を小さくすること、
（ｄ）球状炭化物間の分散を均一にすること、
の条件を同時に満足させることが有効であることを見出した。
従来技術では０．２〜０．６％の炭素を含有する中炭素鋼のフェライト粒を粗粒化するためには、球状炭化物の粒径を大きくし、個数密度を低下させる必要がある。そのため、フェライト粒の粗粒化と球状炭化物の微細化の両立は困難であった。しかしながら、本発明者らは、鋼材成分を適切な範囲に制御し、製造方法を改良することにより、フェライト粒の粗大化と球状炭化物の微細化を両立させること、すなわち、変形抵抗の低減と延性の向上とを同時に達成させることに成功した。
より具体的には、フェライト粒の粗粒化と球状炭化物の微細化を両立させるためには、
（ｅ）Ｃｒを低減した鋼成分とすること、
（ｆ）熱間圧延線材の組織を、初析フェライト分率が小さく、且つラメラ間隔が微細なパーライト組織とすること、
（ｇ）伸線加工などで転位を導入すること、
（ｈ）炭化物の球状化はＡｃ１以下の温度域で焼鈍すること、
が重要であることを見出した。
これにより、従来では得ることが困難であった、中炭素鋼のフェライト粒が粗粒で、且つ微細な球状炭化物が分散した組織が得られる。
（ｅ）Ｃｒを低減した鋼成分とすること、
（ｆ）熱間圧延線材の組織を、初析フェライト分率が小さく、且つラメラ間隔が微細なパーライト組織とすること、
（ｇ）伸線加工などで転位を導入すること、
（ｈ）炭化物の球状化はＡｃ１以下の温度域で焼鈍すること、
が重要であることを見出した。
これにより、従来では得ることが困難であった、中炭素鋼のフェライト粒が粗粒で、且つ微細な球状炭化物が分散した組織が得られる。
尚、粗粒フェライトと微細球状炭化物による組織を有する鋼線が冷間鍛造性に優れる理由としては、成型割れの発生起点となりやすい球状炭化物の粒径を微細にすることにより亀裂の発生を抑制することができ、変形抵抗を低減させるためにフェライト粒を粗粒にしても延性の劣化が抑制されるためと考えられる。
以下、上述の知見に基づきなされた本発明の実施形態について詳細に説明する。
（第１実施形態）
以下、本発明の第１実施形態に係る冷間鍛造性に優れた鋼線の金属組織について説明する。
以下、本発明の第１実施形態に係る冷間鍛造性に優れた鋼線の金属組織について説明する。
（金属組織）
本実施形態に係る鋼線の金属組織は、実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成される。金属組織中にベイナイト組織やマルテンサイト組織が含まれると変形抵抗が増大するとともに延性が低下し冷間鍛造性を劣化させるため、これらの組織が含まれないことが好ましい。金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成されるとは、金属組織の面積率９７％以上がフェライト粒と球状炭化物であることを意味し、言い換えれば、面積率３％未満であれば、ベイナイト組織やマルテンサイト組織などの存在は許容されることを意味する。
本実施形態に係る鋼線の金属組織は、実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成される。金属組織中にベイナイト組織やマルテンサイト組織が含まれると変形抵抗が増大するとともに延性が低下し冷間鍛造性を劣化させるため、これらの組織が含まれないことが好ましい。金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成されるとは、金属組織の面積率９７％以上がフェライト粒と球状炭化物であることを意味し、言い換えれば、面積率３％未満であれば、ベイナイト組織やマルテンサイト組織などの存在は許容されることを意味する。
（フェライト粒の平均粒径）
フェライト粒の粗粒化は変形抵抗を低下させ、冷間鍛造の際の金型負荷を低減させる。フェライト粒の平均粒径が１５μｍ未満では、変形抵抗の低減効果が小さい。従って、フェライト粒の平均粒径の下限は１５μｍであることが好ましい。
フェライト粒の粗粒化は変形抵抗を低下させ、冷間鍛造の際の金型負荷を低減させる。フェライト粒の平均粒径が１５μｍ未満では、変形抵抗の低減効果が小さい。従って、フェライト粒の平均粒径の下限は１５μｍであることが好ましい。
フェライト粒の平均粒径は、例えばＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）装置を用いて測定される。具体的には、鋼線の長手方向に垂直な鋼線断面の、表層（表面）近傍部と、１／４Ｄ部（鋼線の表面から鋼線の中心方向に鋼線の直径Ｄの１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（鋼線の中心部分）にてそれぞれ２７５μｍ×１６５μｍの領域を測定する。測定したフェライト組織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認識する。尚、一つのフェライト粒の円相当粒径をフェライト粒の粒径と定義し、その体積平均を平均粒径と定義する。粒径１μｍ未満の結晶粒については除外した上で体積平均は計算される。
（球状炭化物の最大粒径）
球状炭化物の最大粒径は、成形割れの発生に影響し、最大粒径が粗大になるとひずみを受けた炭化物の周囲からクラックが発生し割れが発生しやすくなる。球状炭化物の最大粒径が４．０μｍを超えると、延性が低下し冷鍛割れが発生しやすくなる。このため球状炭化物の最大粒径の上限を４．０μｍ、好ましくは３．０μｍ以下とする。
球状炭化物の最大粒径は、成形割れの発生に影響し、最大粒径が粗大になるとひずみを受けた炭化物の周囲からクラックが発生し割れが発生しやすくなる。球状炭化物の最大粒径が４．０μｍを超えると、延性が低下し冷鍛割れが発生しやすくなる。このため球状炭化物の最大粒径の上限を４．０μｍ、好ましくは３．０μｍ以下とする。
（球状炭化物の平均粒径）
球状炭化物の平均粒径が０．８μｍを超えると延性が低下し冷鍛割れが発生しやすくなる。このため球状炭化物の平均粒径の上限を０．８μｍ、好ましくは０．６μｍとする。
尚、球状炭化物とは、炭化物の長径／短径で表されるアスペクト比が５以下のセメンタイトを意味する。球状炭化物以外のセメンタイトの全セメンタイトに対する体積率が５％未満であれば、冷間鍛造性への影響が小さいため、５％未満の球状炭化物以外のセメンタイトを含有してもよい。尚、球状炭化物の平均粒径とは、球状炭化物の円相当径の個数平均を意味する。円相当径０．１μｍ未満の球状炭化物については除外した上で個数平均は計算される。
球状炭化物の平均粒径が０．８μｍを超えると延性が低下し冷鍛割れが発生しやすくなる。このため球状炭化物の平均粒径の上限を０．８μｍ、好ましくは０．６μｍとする。
尚、球状炭化物とは、炭化物の長径／短径で表されるアスペクト比が５以下のセメンタイトを意味する。球状炭化物以外のセメンタイトの全セメンタイトに対する体積率が５％未満であれば、冷間鍛造性への影響が小さいため、５％未満の球状炭化物以外のセメンタイトを含有してもよい。尚、球状炭化物の平均粒径とは、球状炭化物の円相当径の個数平均を意味する。円相当径０．１μｍ未満の球状炭化物については除外した上で個数平均は計算される。
（１ｍｍ２当りの球状炭化物の個数）
１ｍｍ２当りの球状炭化物の個数が０．５×１０６×Ｃ％個未満の場合、冷間鍛造の際に、炭化物の周囲にクラックが発生し、加工割れが発生する場合がある。また、５．０×１０６×Ｃ％個を超える場合、変形抵抗が増加し、金型負荷を増加させる。このため、１ｍｍ２当たりの球状炭化物の個数の下限を０．５×１０６×Ｃ％個、好ましくは１．０×１０６×Ｃ％個とし、上限を５．０×１０６×Ｃ％個、好ましくは２．０×１０６×Ｃ％個とする。尚、“Ｃ％”とは、Ｃ含有量（質量％）を意味し、例えばＣ含有量が０．４５質量％である場合、Ｃ％＝０．４５である。Ｍｎ％、Ｍｏ％、Ｓｉ％、Ｃｒ％などの表記も同様に、各成分の含有量を意味する。
１ｍｍ２当りの球状炭化物の個数が０．５×１０６×Ｃ％個未満の場合、冷間鍛造の際に、炭化物の周囲にクラックが発生し、加工割れが発生する場合がある。また、５．０×１０６×Ｃ％個を超える場合、変形抵抗が増加し、金型負荷を増加させる。このため、１ｍｍ２当たりの球状炭化物の個数の下限を０．５×１０６×Ｃ％個、好ましくは１．０×１０６×Ｃ％個とし、上限を５．０×１０６×Ｃ％個、好ましくは２．０×１０６×Ｃ％個とする。尚、“Ｃ％”とは、Ｃ含有量（質量％）を意味し、例えばＣ含有量が０．４５質量％である場合、Ｃ％＝０．４５である。Ｍｎ％、Ｍｏ％、Ｓｉ％、Ｃｒ％などの表記も同様に、各成分の含有量を意味する。
（球状炭化物間の最大距離）
０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍを超えると、球状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、球状炭化物間の最大距離の上限を１０μｍ、より好ましくは８μｍとする。
０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍを超えると、球状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、球状炭化物間の最大距離の上限を１０μｍ、より好ましくは８μｍとする。
球状炭化物の平均粒径、球状炭化物最大粒径、球状炭化物の個数／Ｃ、球状炭化物間距離は、例えば走査型電子顕微鏡写真を画像解析することにより求められる。具体的には、鋼線の長手方向に垂直な鋼線断面の、表層（表面）近傍部と、１／４Ｄ部（鋼線の表面から鋼線の中心方向に鋼線の直径Ｄの１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（鋼線の中心部分）にて２５μｍ×２０μｍの視野を５０００倍の倍率で各５視野、計１５視野観察し、撮影写真を画像解析することで求めることができる。球状炭化物の円相当径の個数平均を平均粒径とし、測定視野中の最大粒径を最大粒径とする。また、０．１μｍ以上の炭化物が含まれない領域に描かれる円の最大直径を炭化物間の最大距離とする。
次に、本実施形態に係る鋼線の成分組成について説明する。
本実施形態に係る鋼線は、必須の化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを含有する。各化学成分の好適な含有量の範囲とその理由を以下に説明する。尚、本願において含有量を示す％は質量％を意味する。
（Ｃ：０．２５〜０．６０％）
Ｃは、機械部品としての強度を確保する。０．２５％未満では機械部品として必要な強度を確保できず、０．６０％を越えると延性及び靱性が劣化する。
このため、Ｃ含有量については、下限値を０．２５％、好ましくは０．３０％、より好ましくは０．３５％とし、上限値を０．６０％、好ましくは０．５５％、より好ましくは０．５０％とする。
Ｃは、機械部品としての強度を確保する。０．２５％未満では機械部品として必要な強度を確保できず、０．６０％を越えると延性及び靱性が劣化する。
このため、Ｃ含有量については、下限値を０．２５％、好ましくは０．３０％、より好ましくは０．３５％とし、上限値を０．６０％、好ましくは０．５５％、より好ましくは０．５０％とする。
（Ｓｉ：０．０１〜０．４０％）
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、硬度の上昇し冷間鍛造性を劣化させる。
このため、Ｓｉ含有量については、下限値を０．０１％、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０５％とし、上限値を０．４０％、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％とする。
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、硬度の上昇し冷間鍛造性を劣化させる。
このため、Ｓｉ含有量については、下限値を０．０１％、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０５％とし、上限値を０．４０％、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％とする。
（Ｍｎ：０．２０〜１．５０％）
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、１．５０％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。
このため、Ｍｎ含有量については、下限値を０．２０％、好ましくは０．２５％、より好ましくは０．３０％とし、上限値を１．５０％、好ましくは１．２５％、より好ましくは１．００％とする。
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、１．５０％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。
このため、Ｍｎ含有量については、下限値を０．２０％、好ましくは０．２５％、より好ましくは０．３０％とし、上限値を１．５０％、好ましくは１．２５％、より好ましくは１．００％とする。
本実施形態に係る鋼線では、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎ、Ｏの含有量が制限される。各化学成分の許容可能な含有量の範囲とその理由を以下に説明する。
（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは、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。
このため、Ｐ含有量については、０．０３０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下に制限する。
Ｐは、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。
このため、Ｐ含有量については、０．０３０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下に制限する。
（Ｓ：０．０４０％以下）
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。Ｓ含有量が０．０４０％を越え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、Ｓ含有量については、０．０４０％以下、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下に制限する。
Ｓは、Ｍｎ等の合金元素と反応して硫化物として存在する。これらの硫化物は被削性を向上させる。Ｓ含有量が０．０４０％を越え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、Ｓ含有量については、０．０４０％以下、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下に制限する。
（Ｃｒ：０．２０％以下）
Ｃｒは、０．０１％以上の含有量により鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める効果があるが、含有量が増加すると焼鈍の際にラメラーパーライトの球状化を阻害し、冷間鍛造性を劣化させる。０．２０％を超えて含有すると工業的に安価に量産可能な焼鈍時間での球状化が困難となる。
このため、Ｃｒ含有量については、０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下に制限する。
Ｃｒは、０．０１％以上の含有量により鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める効果があるが、含有量が増加すると焼鈍の際にラメラーパーライトの球状化を阻害し、冷間鍛造性を劣化させる。０．２０％を超えて含有すると工業的に安価に量産可能な焼鈍時間での球状化が困難となる。
このため、Ｃｒ含有量については、０．２０％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下に制限する。
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、０．００１％以上の含有量により、機械部品として使用するに際して、旧オーステナイト結晶粒の微細化させて靭性を向上させる。また、Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と結合して窒化物を形成し、ピン止め粒子として機能し、結晶粒を細粒化する。Ｎ含有量が０．００１％未満では窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化し、延性が劣化するため、下限値を０．００１％、好ましくは０．００２％に規定してもよい。一方、Ｎ含有量が０．０１０％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、加工性を劣化させる。
このため、Ｎ含有量については、０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下に制限する。
Ｎは、０．００１％以上の含有量により、機械部品として使用するに際して、旧オーステナイト結晶粒の微細化させて靭性を向上させる。また、Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と結合して窒化物を形成し、ピン止め粒子として機能し、結晶粒を細粒化する。Ｎ含有量が０．００１％未満では窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化し、延性が劣化するため、下限値を０．００１％、好ましくは０．００２％に規定してもよい。一方、Ｎ含有量が０．０１０％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、加工性を劣化させる。
このため、Ｎ含有量については、０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下に制限する。
（Ｏ：０．００４０％以下）
Ｏ（酸素）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。
このため、Ｏ含有量については、０．００４０％以下、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下に抑制する。
Ｏ（酸素）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。
このため、Ｏ含有量については、０．００４０％以下、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下に抑制する。
（残部：鉄及び不可避的不純物）
上記化学成分以外の成分組成（残部）は、下記に示す選択的に添加される化学成分を含有しない場合、鉄及び不可避的不純物で構成される。不可避的不純物の含有量は、本発明の効果を著しく劣化させない程度であれば許容されるが、可及的に低減させることが好ましい。
上記化学成分以外の成分組成（残部）は、下記に示す選択的に添加される化学成分を含有しない場合、鉄及び不可避的不純物で構成される。不可避的不純物の含有量は、本発明の効果を著しく劣化させない程度であれば許容されるが、可及的に低減させることが好ましい。
本実施形態に係る鋼線は、選択的に添加される化学成分として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏ、Ｗ、ＲＥＭの少なくとも１種を更に含有してもよい。各化学成分を鋼線に添加する場合の好適な含有量とその理由は以下の通りである。尚、これらの成分は選択的に添加される成分であるため、それぞれの成分の下限値は０％であるとも言える。
（Ａｌ：０．００１〜０．０６０％）
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。オーステナイト結晶粒径を微細化することで、焼入れ焼戻しして機械部品に強度を付与する際に、靭性を向上させる。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、オーステナイト結晶粒径を細粒化する。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。Ａｌの添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が機能せず、また、０．０６０％を越えると効果が飽和するとともに鋼材の生産性を劣化させるため、上限を０．０６０％とする。
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。オーステナイト結晶粒径を微細化することで、焼入れ焼戻しして機械部品に強度を付与する際に、靭性を向上させる。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、オーステナイト結晶粒径を細粒化する。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。Ａｌの添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が機能せず、また、０．０６０％を越えると効果が飽和するとともに鋼材の生産性を劣化させるため、上限を０．０６０％とする。
（Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％）
Ｔｉ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。オーステナイト結晶粒径を微細化することで、焼入れ焼戻しして機械部品に強度を付与する際に、靭性を向上させる。Ｔｉは、脱酸元素として機能するとともに、ＴｉＮを形成しピン止め粒子として機能し、オーステナイト結晶粒径を細粒化する。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。Ｔｉの添加量が０．００２％未満ではこれらの効果が機能せず、また、０．０５０％を越えると粗大なＴｉＮが生成し疲労特性を劣化させるため、上限を０．０５０％とする。
Ｔｉ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。オーステナイト結晶粒径を微細化することで、焼入れ焼戻しして機械部品に強度を付与する際に、靭性を向上させる。Ｔｉは、脱酸元素として機能するとともに、ＴｉＮを形成しピン止め粒子として機能し、オーステナイト結晶粒径を細粒化する。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。Ｔｉの添加量が０．００２％未満ではこれらの効果が機能せず、また、０．０５０％を越えると粗大なＴｉＮが生成し疲労特性を劣化させるため、上限を０．０５０％とする。
（Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％）
（Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％）
（Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒは脱酸を目的に添加する。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。添加量が０．０００１％未満では効果がなく、０．０１０％を超えると粗大な酸化物を形成し疲労特性を劣化させるため、それぞれの下限を０．０００１％、上限を０．０１０％とする。
（Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％）
（Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒは脱酸を目的に添加する。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。添加量が０．０００１％未満では効果がなく、０．０１０％を超えると粗大な酸化物を形成し疲労特性を劣化させるため、それぞれの下限を０．０００１％、上限を０．０１０％とする。
（Ｂ：０．０００１〜０．００６０％）
鋼線には、焼入れ性を向上させるためにＢを０．０００１〜０．００６０％含有させてもよい。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％とする。
鋼線には、焼入れ性を向上させるためにＢを０．０００１〜０．００６０％含有させてもよい。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％とする。
（Ｍｏ：０．０１〜０．１０％）
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるとともにＭｏ２Ｃなどの炭化物を生成して強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．１０％を超えて添加すると炭化物の球状化を阻害して冷間鍛造性を劣化させるため、下限を０．０１％、上限を０．１０％とする。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるとともにＭｏ２Ｃなどの炭化物を生成して強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．１０％を超えて添加すると炭化物の球状化を阻害して冷間鍛造性を劣化させるため、下限を０．０１％、上限を０．１０％とする。
（Ｎｉ：０．０１〜０．２０％）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．２０％を超えて添加すると合金コストを増加させるため、下限を０．０１％、上限を０．２０％とする。
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．２０％を超えて添加すると合金コストを増加させるため、下限を０．０１％、上限を０．２０％とする。
（Ｃｕ：０．０１〜０．２５％）
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに析出して強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．２５％を超えて添加すると熱間延性を劣化させ、表面疵が生成しやすくなるため、下限を０．０１％、上限を０．２５％とする。
（Ｎｂ：０．００１〜０．０４％）
Ｎｂは、ＮｂＣなどの炭化物を生成して強度を高める効果がある。０．００１％未満では効果がなく、０．０４％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化させるため、下限を０．００１％、上限を０．０４％とする。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに析出して強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．２５％を超えて添加すると熱間延性を劣化させ、表面疵が生成しやすくなるため、下限を０．０１％、上限を０．２５％とする。
（Ｎｂ：０．００１〜０．０４％）
Ｎｂは、ＮｂＣなどの炭化物を生成して強度を高める効果がある。０．００１％未満では効果がなく、０．０４％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化させるため、下限を０．００１％、上限を０．０４％とする。
（Ｖ：０．０１〜０．２０％）
Ｖは、ＶＣなどの炭化物を生成して強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．２０％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化するため、下限を０．０１％、上限を０．２０％とする。
Ｖは、ＶＣなどの炭化物を生成して強度を高める効果がある。０．０１％未満では効果がなく、０．２０％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化するため、下限を０．０１％、上限を０．２０％とする。
（Ｃｏ：０．００１〜０．２％）
Ｃｏは、０．００１％以上の添加により延性及び靭性の向上に有効である。０．２％を越えて添加すると効果が飽和するとともに合金コストが増加するため、上限を０．２％とする。
（Ｗ：０．００１〜０．２％）
Ｗは、０．００１％以上の添加によりＷＣを析出させて強度の向上に有効である。０．２％を越えて添加すると効果が飽和するとともに合金コストを増加するため、上限を０．２％とする。
（ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％）
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、０．０００５％以上の添加により硫化物を生成することで固溶Ｓを低減して、延性を向上させる効果がある。０．０１％を越えて添加すると粗大な酸化物を生成し靭性を低下させるため、上限を０．０１％とする。
Ｃｏは、０．００１％以上の添加により延性及び靭性の向上に有効である。０．２％を越えて添加すると効果が飽和するとともに合金コストが増加するため、上限を０．２％とする。
（Ｗ：０．００１〜０．２％）
Ｗは、０．００１％以上の添加によりＷＣを析出させて強度の向上に有効である。０．２％を越えて添加すると効果が飽和するとともに合金コストを増加するため、上限を０．２％とする。
（ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％）
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、０．０００５％以上の添加により硫化物を生成することで固溶Ｓを低減して、延性を向上させる効果がある。０．０１％を越えて添加すると粗大な酸化物を生成し靭性を低下させるため、上限を０．０１％とする。
（第２実施形態）
以下、本発明の第２実施形態に係る冷間鍛造性に優れた鋼線の製造方法について詳細に説明する。
以下、本発明の第２実施形態に係る冷間鍛造性に優れた鋼線の製造方法について詳細に説明する。
本実施形態に係る鋼線製造方法は、加熱工程と、熱間圧延工程と、第１冷却工程と、第２冷却工程と、保持工程と、伸線加工工程と、焼鈍工程とを少なくとも含有する。以下、各工程について詳細に説明する。
（加熱工程）
加熱工程では、第１実施形態で説明した成分組成を含有する鋼片を準備し、９５０℃以上１３００℃以下に加熱する。
加熱工程では、第１実施形態で説明した成分組成を含有する鋼片を準備し、９５０℃以上１３００℃以下に加熱する。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、加熱された鋼片をＡｒ１温度（℃）以上の圧延終了温度で熱間圧延し、圧延線材を製造する。圧延終了温度がＡｒ１温度（℃）未満になると、フェライト粒が細粒化して、フェライト粒の平均粒径が１５μｍ以上の組織を得られない。
熱間圧延工程では、加熱された鋼片をＡｒ１温度（℃）以上の圧延終了温度で熱間圧延し、圧延線材を製造する。圧延終了温度がＡｒ１温度（℃）未満になると、フェライト粒が細粒化して、フェライト粒の平均粒径が１５μｍ以上の組織を得られない。
（第１冷却工程）
第１冷却工程では、圧延終了温度から６００℃までを２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却する。冷却速度及び成分は鋼線の組織に影響を及ぼす。すなわち、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が低い場合には、冷却速度が小さいと初析フェライト組織の分率が高くなり、焼鈍後の炭化物間の最大距離が大きくなる。このため、所定の組織が得られるように成分と冷却速度を選べばよい。第１平均冷却速度が２０℃／ｓ未満である場合には、初析フェライト組織の分率が増加し、焼鈍後に球状炭化物間の最大距離が１０μｍを超える。一方、第１平均冷却速度が１００℃／ｓを越えるためには、冷却設備等のコストが増大する。
第１冷却工程では、圧延終了温度から６００℃までを２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の第１平均冷却速度で冷却する。冷却速度及び成分は鋼線の組織に影響を及ぼす。すなわち、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量が低い場合には、冷却速度が小さいと初析フェライト組織の分率が高くなり、焼鈍後の炭化物間の最大距離が大きくなる。このため、所定の組織が得られるように成分と冷却速度を選べばよい。第１平均冷却速度が２０℃／ｓ未満である場合には、初析フェライト組織の分率が増加し、焼鈍後に球状炭化物間の最大距離が１０μｍを超える。一方、第１平均冷却速度が１００℃／ｓを越えるためには、冷却設備等のコストが増大する。
（第２冷却工程）
第２冷却工程では、６００℃から５５０℃までを１５℃／ｓ以下の第２平均冷却速度で冷却する。第２平均冷却速度が１５℃／ｓを越える場合には、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素の含有量が高い成分ではベイナイト組織が生成し、焼鈍後の冷間鍛造性が劣化する。
第２冷却工程では、６００℃から５５０℃までを１５℃／ｓ以下の第２平均冷却速度で冷却する。第２平均冷却速度が１５℃／ｓを越える場合には、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素の含有量が高い成分ではベイナイト組織が生成し、焼鈍後の冷間鍛造性が劣化する。
（保持工程）
保持工程では、５００℃〜６００℃、且つ、４５０＋８．５×Ｆ１℃以上の温度域にて３０秒以上１５０秒以下保持する。
保持温度が５００℃未満の場合、マルテンサイト組織やベイナイト組織が生成し、焼鈍後の強度が高くなり、冷間鍛造性を劣化させる。一方、保持温度が６００℃を超える場合は初析フェライト組織の分率の増加や、パーライトのラメラ間隔が粗大化により、焼鈍後の炭化物の分散の不均一化や、平均粒径の粗大化が起こり、冷間鍛造性を劣化させる。また、鋼線の組織には保持温度及び成分の影響が大きく影響し、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制し、パーライト組織が主体となる組織とすることで、伸線加工と焼鈍後のフェライトの平均粒径を１５μｍ以上とすることが可能となる。Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏはパーライト変態温度を上昇させるため、これらの合金元素の含有量が高いと、ベイナイト組織が生成しやすくなる。２０×Ｓｉ％＋３５×Ｃｒ％＋５５×Ｍｏ％で求められるＦ１値が高く、４５０＋８．５×Ｆ１（℃）が５００℃を越える場合には、保持温度を４５０＋８．５×Ｆ１℃以上とする。これは、ベイナイト組織の生成を抑制し、焼鈍後の冷間鍛造性を劣化させないためである。
尚、好ましい保持温度域は５５０℃以上６００℃以下である。保持時間が３０秒未満の場合、パーライト変態が完了せず、冷却後の残留オーステナイト組織の体積率が増加することで、焼鈍後の冷間鍛造性を劣化させる。１５０秒以上では生産性を阻害する。尚、線材の冷却、所定の温度域保持に溶融塩槽への浸漬を用いてもよい。
保持工程では、５００℃〜６００℃、且つ、４５０＋８．５×Ｆ１℃以上の温度域にて３０秒以上１５０秒以下保持する。
保持温度が５００℃未満の場合、マルテンサイト組織やベイナイト組織が生成し、焼鈍後の強度が高くなり、冷間鍛造性を劣化させる。一方、保持温度が６００℃を超える場合は初析フェライト組織の分率の増加や、パーライトのラメラ間隔が粗大化により、焼鈍後の炭化物の分散の不均一化や、平均粒径の粗大化が起こり、冷間鍛造性を劣化させる。また、鋼線の組織には保持温度及び成分の影響が大きく影響し、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制し、パーライト組織が主体となる組織とすることで、伸線加工と焼鈍後のフェライトの平均粒径を１５μｍ以上とすることが可能となる。Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏはパーライト変態温度を上昇させるため、これらの合金元素の含有量が高いと、ベイナイト組織が生成しやすくなる。２０×Ｓｉ％＋３５×Ｃｒ％＋５５×Ｍｏ％で求められるＦ１値が高く、４５０＋８．５×Ｆ１（℃）が５００℃を越える場合には、保持温度を４５０＋８．５×Ｆ１℃以上とする。これは、ベイナイト組織の生成を抑制し、焼鈍後の冷間鍛造性を劣化させないためである。
尚、好ましい保持温度域は５５０℃以上６００℃以下である。保持時間が３０秒未満の場合、パーライト変態が完了せず、冷却後の残留オーステナイト組織の体積率が増加することで、焼鈍後の冷間鍛造性を劣化させる。１５０秒以上では生産性を阻害する。尚、線材の冷却、所定の温度域保持に溶融塩槽への浸漬を用いてもよい。
（伸線加工工程）
保持工程後の圧延線材は、冷却された後、伸線加工が施される。伸線加工を行うことで、その後の焼鈍の際に炭化物の球状化を促進するとともに、フェライト結晶粒の成長を促進しフェライト粒を粗粒にする。伸線加工の減面率が２５％未満では、これらの効果が不十分で冷間鍛造性が劣化する。減面率が５０％を超えても効果が飽和するとともに、線径が小さくなり用途が制限される。
このため、伸線減面率については下限を２５％、好ましくは３０％とし、上限を５０％、好ましくは４５％とする。
保持工程後の圧延線材は、冷却された後、伸線加工が施される。伸線加工を行うことで、その後の焼鈍の際に炭化物の球状化を促進するとともに、フェライト結晶粒の成長を促進しフェライト粒を粗粒にする。伸線加工の減面率が２５％未満では、これらの効果が不十分で冷間鍛造性が劣化する。減面率が５０％を超えても効果が飽和するとともに、線径が小さくなり用途が制限される。
このため、伸線減面率については下限を２５％、好ましくは３０％とし、上限を５０％、好ましくは４５％とする。
（焼鈍工程）
球状化焼鈍は６５０℃以上Ａｃ１温度（℃）以下で行う。ここでＡｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％である。焼鈍温度が６５０℃未満では炭化物の球状化が不十分となり加工性を劣化させる。またＡｃ１を超えると炭化物が粗大化し平均粒径が０．６μｍを超えるとともに、個数も低下する。このため、焼鈍温度の下限を６５０℃、上限をＡｃ１とする。
球状化焼鈍は６５０℃以上Ａｃ１温度（℃）以下で行う。ここでＡｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％である。焼鈍温度が６５０℃未満では炭化物の球状化が不十分となり加工性を劣化させる。またＡｃ１を超えると炭化物が粗大化し平均粒径が０．６μｍを超えるとともに、個数も低下する。このため、焼鈍温度の下限を６５０℃、上限をＡｃ１とする。
本発明を実施例に基づき更に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件例であり、本発明はこの条件例のみに限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
鋼線１〜３５を製造するために用いた鋼片Ａ〜Ｌの成分組成を表１、表２に示す。
鋼線１〜２５は、（１）加熱した鋼片に対し熱間圧延を施して、（２）圧延ライン上の溶融塩槽にて所定の温度及び時間保持し冷却し、（３）圧延線材に対し伸線加工を施して伸線材を製造し、（４）伸線材に対して焼鈍を行うことにより製造した。
比較対象である鋼線２６〜３５は、（１）加熱した鋼片に対し熱間圧延を施して、（２）巻き取り後、ステルモア上で冷却し、（３）圧延線材に対し伸線加工を施して伸線材を製造し、（４）伸線材に対して焼鈍を行うことにより、すなわち、従来の製造方法により製造した。
表３に、鋼線１〜３５について、使用した鋼片、圧延線材の線径（ｍｍ）、熱間圧延の圧延終了温度（℃）、圧延終了温度から６００℃まで冷却する際の第１平均冷却速度（℃／ｓ）、６００℃から５５０℃まで冷却する際の第２平均冷却速度（℃／ｓ）、保持温度（℃）、保持時間（ｓ）、伸線減面率（％）、焼鈍温度（℃）、焼鈍時間（ｈ）を示す。
比較対象である鋼線２６〜３５は、（１）加熱した鋼片に対し熱間圧延を施して、（２）巻き取り後、ステルモア上で冷却し、（３）圧延線材に対し伸線加工を施して伸線材を製造し、（４）伸線材に対して焼鈍を行うことにより、すなわち、従来の製造方法により製造した。
表３に、鋼線１〜３５について、使用した鋼片、圧延線材の線径（ｍｍ）、熱間圧延の圧延終了温度（℃）、圧延終了温度から６００℃まで冷却する際の第１平均冷却速度（℃／ｓ）、６００℃から５５０℃まで冷却する際の第２平均冷却速度（℃／ｓ）、保持温度（℃）、保持時間（ｓ）、伸線減面率（％）、焼鈍温度（℃）、焼鈍時間（ｈ）を示す。
このように製造された鋼線１〜３５について、フェライト粒の平均粒径と、球状炭化物の平均粒径と、球状炭化物の最大粒径と、炭化物の個数／Ｃと、炭化物間最大距離とを測定した。
フェライト粒の平均粒径は、ＥＢＳＰ装置を用いて測定した。具体的には、鋼線の長手方向に垂直な鋼線断面の、表層（表面）近傍部と、１／４Ｄ部（鋼線の表面から鋼線の中心方向に鋼線の直径Ｄの１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（鋼線の中心部分）にてそれぞれ２７５μｍ×１６５μｍの領域を測定した。測定したフェライト組織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認識した。
球状炭化物の平均粒径、球状炭化物最大粒径、球状炭化物の個数／Ｃ、球状炭化物間距離は、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。具体的には、鋼線の長手方向に垂直な鋼線断面の、表層（表面）近傍部と、１／４Ｄ部（鋼線の表面から鋼線の中心方向に鋼線の直径Ｄの１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（鋼線の中心部分）にて２５μｍ×２０μｍの視野を５０００倍の倍率で各５視野、計１５視野観察し、撮影写真を画像解析することで求めた。球状炭化物の円相当径の個数平均を平均粒径とし、測定視野中の最大粒径を最大粒径とした。また、０．１μｍ以上の炭化物が含まれない領域に描かれる円の最大直径を炭化物間の最大距離とした。
フェライト粒の平均粒径は、ＥＢＳＰ装置を用いて測定した。具体的には、鋼線の長手方向に垂直な鋼線断面の、表層（表面）近傍部と、１／４Ｄ部（鋼線の表面から鋼線の中心方向に鋼線の直径Ｄの１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（鋼線の中心部分）にてそれぞれ２７５μｍ×１６５μｍの領域を測定した。測定したフェライト組織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認識した。
球状炭化物の平均粒径、球状炭化物最大粒径、球状炭化物の個数／Ｃ、球状炭化物間距離は、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。具体的には、鋼線の長手方向に垂直な鋼線断面の、表層（表面）近傍部と、１／４Ｄ部（鋼線の表面から鋼線の中心方向に鋼線の直径Ｄの１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（鋼線の中心部分）にて２５μｍ×２０μｍの視野を５０００倍の倍率で各５視野、計１５視野観察し、撮影写真を画像解析することで求めた。球状炭化物の円相当径の個数平均を平均粒径とし、測定視野中の最大粒径を最大粒径とした。また、０．１μｍ以上の炭化物が含まれない領域に描かれる円の最大直径を炭化物間の最大距離とした。
更に、鋼線１〜３５について、冷間鍛造性の評価として、変形抵抗と限界圧縮率を測定した。
焼鈍後の鋼線から直径５．０×７．５ｍｍの試験片を採取し、同心円状に溝が付いた金型により端面を拘束して圧縮試験を行った。変形抵抗は相当歪み１．６、圧縮率では７３．６％加工した際の相当応力とした。限界圧縮率は、直径５．０×７．５ｍｍの圧縮試験片の周部軸方向に曲率０．１５ｍｍ、深さ０．８ｍｍ、角度３０°の切り欠きを有する試験片を用いて、割れが発生しない最大の圧縮率を限界圧縮率とした。
焼鈍後の鋼線から直径５．０×７．５ｍｍの試験片を採取し、同心円状に溝が付いた金型により端面を拘束して圧縮試験を行った。変形抵抗は相当歪み１．６、圧縮率では７３．６％加工した際の相当応力とした。限界圧縮率は、直径５．０×７．５ｍｍの圧縮試験片の周部軸方向に曲率０．１５ｍｍ、深さ０．８ｍｍ、角度３０°の切り欠きを有する試験片を用いて、割れが発生しない最大の圧縮率を限界圧縮率とした。
これらの測定結果を表４に示す。
鋼線１３〜１５から、Ｃｒ含有量が多い鋼片Ｈ、Ｊを用いた場合には、適切な製造条件を採用してもフェライト粒を粗粒化できないため、優れた冷間鍛造性を発揮できないことがわかる。
また、本発明で規定する化学成分含有量及び製造方法を適用した鋼線は、比較対象の鋼線２６〜３５との比較し、変形抵抗は同等以上であり、且つ限界圧縮率はいずれも優れていることがわかる。
また、本発明で規定する化学成分含有量及び製造方法を適用した鋼線は、比較対象の鋼線２６〜３５との比較し、変形抵抗は同等以上であり、且つ限界圧縮率はいずれも優れていることがわかる。
また、図１〜図７には、鋼線１〜３５についての評価結果を示す。
図１は、鋼線１〜３５について、フェライト粒径と変形抵抗との関係を示す。この図から、フェライト粒径が１５μｍ以上である鋼線の変形抵抗が低いことがわかる。
図２は、鋼線１〜３５について、球状炭化物の最大粒径と限界圧縮率の関係を示す。この図から、球状炭化物最大粒径が４μｍ以下である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
図３は、鋼線１〜３５について、炭化物平均粒径と限界圧縮率との関係を示す。この図から、球状炭化物の平均粒径が０．８ｍｍ以下である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
図４は、鋼線１〜３５について、球状炭化物個数をＣ％で除した値と限界圧縮率との関係を示す。この図から、１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
図５は、鋼線１〜３５について、炭化物間最大距離と限界圧縮率との関係を示す。この図から、球状炭化物のうち粒径が０．１μｍ以上の炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
また、図１〜図５から、本発明に属するいずれの鋼線も、限界圧縮率が高く、且つ、変形抵抗が低いことがわかる。
図６は、Ｃｒ量と変形抵抗との関係を示す。ここでは、冷間鍛造性に及ぼすＣｒ量の影響を評価するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が類似する鋼片種Ｃ、Ｉ、Ｊを用いた鋼線３、１３、１４、１５について、Ｃｒ量と変形抵抗との関係を示した。この図から、Ｃｒ量が０．２％を超えると変形抵抗が急激に増大することがわかる。
図７はＦ１値と保持温度の関係を示す。ここでは、本発明に属する鋼線１、２、３、５、６、８、１１、１２、１４、１６、２１と、本発明に属さない鋼線４、１７、１８、１９、２０、２４、２５について、Ｆ１値と保持温度の関係を示す。保持温度が高く設定された鋼線２０、及び２５は、フェライト粒径や炭化物間最大距離が望ましくないため、変形抵抗と限界圧縮率が劣った。保持温度が低く設定された鋼線４、１７、１８、１９、２４はフェライト粒径が望ましくないため、変形抵抗が劣った。
以上の実施例より、鋼成分と製造方法が本発明に基づき適切に制御された場合には、球状炭化物の平均粒径、最大粒径、フェライト粒径、及び球状炭化物間の最大距離が適切なものとなるため、従来の球状化焼鈍材と比較し、変形抵抗が同等以上であり、且つ限界圧縮率が高くなることがわかる。
図１は、鋼線１〜３５について、フェライト粒径と変形抵抗との関係を示す。この図から、フェライト粒径が１５μｍ以上である鋼線の変形抵抗が低いことがわかる。
図２は、鋼線１〜３５について、球状炭化物の最大粒径と限界圧縮率の関係を示す。この図から、球状炭化物最大粒径が４μｍ以下である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
図３は、鋼線１〜３５について、炭化物平均粒径と限界圧縮率との関係を示す。この図から、球状炭化物の平均粒径が０．８ｍｍ以下である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
図４は、鋼線１〜３５について、球状炭化物個数をＣ％で除した値と限界圧縮率との関係を示す。この図から、１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
図５は、鋼線１〜３５について、炭化物間最大距離と限界圧縮率との関係を示す。この図から、球状炭化物のうち粒径が０．１μｍ以上の炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である鋼線の限界圧縮率が高いことがわかる。
また、図１〜図５から、本発明に属するいずれの鋼線も、限界圧縮率が高く、且つ、変形抵抗が低いことがわかる。
図６は、Ｃｒ量と変形抵抗との関係を示す。ここでは、冷間鍛造性に及ぼすＣｒ量の影響を評価するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が類似する鋼片種Ｃ、Ｉ、Ｊを用いた鋼線３、１３、１４、１５について、Ｃｒ量と変形抵抗との関係を示した。この図から、Ｃｒ量が０．２％を超えると変形抵抗が急激に増大することがわかる。
図７はＦ１値と保持温度の関係を示す。ここでは、本発明に属する鋼線１、２、３、５、６、８、１１、１２、１４、１６、２１と、本発明に属さない鋼線４、１７、１８、１９、２０、２４、２５について、Ｆ１値と保持温度の関係を示す。保持温度が高く設定された鋼線２０、及び２５は、フェライト粒径や炭化物間最大距離が望ましくないため、変形抵抗と限界圧縮率が劣った。保持温度が低く設定された鋼線４、１７、１８、１９、２４はフェライト粒径が望ましくないため、変形抵抗が劣った。
以上の実施例より、鋼成分と製造方法が本発明に基づき適切に制御された場合には、球状炭化物の平均粒径、最大粒径、フェライト粒径、及び球状炭化物間の最大距離が適切なものとなるため、従来の球状化焼鈍材と比較し、変形抵抗が同等以上であり、且つ限界圧縮率が高くなることがわかる。
本発明によれば、冷間鍛造に優れた鋼線を提供できるため、複雑形状部品の歩留まりや生産性を向上させることができる。
Claims (3)
- 成分組成が、質量％で：
Ｃ：０．２５〜０．６０％；
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％；
Ｍｎ：０．２０〜１．５０％；
を含有し、
Ｃｒ：０．２０％以下；
Ｐ：０．０３０％以下；
Ｓ：０．０４０％以下；
Ｎ：０．０１０％以下；
Ｏ：０．００４０％以下；
に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成される鋼線であって、
前記フェライト粒は、平均粒径が１５μｍ以上であり、
前記球状炭化物は、
平均粒径が０．８μｍ以下で、かつ、
最大粒径が４．０μｍ以下で、かつ、
１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個であり、
前記球状炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である
ことを特徴とする鋼線。 - 前記成分組成が質量％で、更に、
Ａｌ：０．００１〜０．０６０％；
Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％；
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％；
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％；
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１０％；
Ｂ：０．０００１〜０．００６０％；
Ｍｏ：０．０１〜０．１０％；
Ｎｉ：０．０１〜０．２０％；
Ｃｕ：０．０１〜０．２５％；
Ｎｂ：０．００１〜０．０４％；
Ｖ：０．０１〜０．２０％；
Ｃｏ：０．００１〜０．２％；
Ｗ：０．００１〜０．２％；
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％；
の少なくとも１種を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の鋼線。 - 請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼片を加熱する加熱工程と、
前記鋼片に対し、圧延終了温度がＡｒ１温度以上に設定された熱間圧延を行うことにより圧延線材を得る熱間圧延工程と；
前記圧延線材に対し、前記圧延終了温度から６００℃までを２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する第１冷却工程と；
前記第１冷却工程後の前記圧延線材に対し、６００℃から５５０℃までを１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する第２冷却工程と；
前記第２冷却工程後の前記圧延線材を、５００℃〜６００℃、且つ４５０＋８．５×Ｆ１℃以上の温度域で３０秒以上１５０秒以下保持する保持工程と；
前記保持工程後の前記圧延線材に対し、減面率が２５％以上５０％以下の伸線加工を行い伸線材を得る伸線加工工程と；
前記伸線材に対し、６５０℃以上Ａｃ１以下で焼鈍を行う焼鈍工程と；
を備え、
Ａｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％であり、
Ｆ１＝２０×Ｓｉ％＋３５×Ｃｒ％＋５５×Ｍｏ％である
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012503112A JP5026626B2 (ja) | 2010-03-02 | 2011-02-25 | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010045621 | 2010-03-02 | ||
| JP2010045621 | 2010-03-02 | ||
| PCT/JP2011/054314 WO2011108459A1 (ja) | 2010-03-02 | 2011-02-25 | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 |
| JP2012503112A JP5026626B2 (ja) | 2010-03-02 | 2011-02-25 | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP5026626B2 JP5026626B2 (ja) | 2012-09-12 |
| JPWO2011108459A1 true JPWO2011108459A1 (ja) | 2013-06-27 |
Family
ID=44542112
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012503112A Active JP5026626B2 (ja) | 2010-03-02 | 2011-02-25 | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5026626B2 (ja) |
| KR (1) | KR101297539B1 (ja) |
| CN (1) | CN102741441B (ja) |
| WO (1) | WO2011108459A1 (ja) |
Families Citing this family (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6034632B2 (ja) | 2012-03-26 | 2016-11-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| FR2995231B1 (fr) * | 2012-09-07 | 2014-08-29 | Michelin & Cie | Procede de trefilage |
| JP6031022B2 (ja) | 2013-12-02 | 2016-11-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼線および高強度ボルト並びにそれらの製造方法 |
| EP3222743B1 (en) | 2014-11-18 | 2019-09-25 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component |
| KR101965520B1 (ko) | 2014-11-18 | 2019-04-03 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 |
| KR101585809B1 (ko) * | 2014-12-12 | 2016-01-15 | 주식회사 포스코 | 냉간변형능이 우수한 선재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 선재 |
| JP6497146B2 (ja) * | 2015-03-16 | 2019-04-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間加工性に優れた鋼線材 |
| KR101685824B1 (ko) * | 2015-06-18 | 2016-12-12 | 현대제철 주식회사 | 냉간단조용 선재 및 이의 제조 방법 |
| WO2017038436A1 (ja) * | 2015-09-03 | 2017-03-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械構造部品用鋼線 |
| KR101714916B1 (ko) * | 2015-11-12 | 2017-03-10 | 주식회사 포스코 | 냉간단조성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
| JP6838873B2 (ja) * | 2016-07-04 | 2021-03-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| CN108330391B (zh) * | 2018-02-13 | 2020-07-17 | 鞍钢股份有限公司 | 一种铬钼合金冷镦钢盘条及其生产方法 |
| CN109026974A (zh) * | 2018-09-26 | 2018-12-18 | 安徽博耐克摩擦材料有限公司 | 一种汽车用刹车线 |
| CN109097665B (zh) * | 2018-09-28 | 2019-12-31 | 邢台钢铁有限责任公司 | 高强度耐大气腐蚀螺栓用钢的冶炼方法 |
| JP7151885B2 (ja) * | 2019-05-16 | 2022-10-12 | 日本製鉄株式会社 | 鋼線 |
| KR102326245B1 (ko) * | 2019-12-24 | 2021-11-16 | 주식회사 포스코 | 냉간압조용 선재 및 이의 제조방법 |
| CN111589893A (zh) * | 2020-04-16 | 2020-08-28 | 江苏兴达钢帘线股份有限公司 | 一种橡胶软管增强用钢丝及其生产工艺 |
| CN113832389B (zh) * | 2020-06-24 | 2022-10-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷挤压圆钢及其制造方法 |
| KR102492631B1 (ko) * | 2020-12-18 | 2023-01-30 | 주식회사 포스코 | 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재, 부품 및 그 제조방법 |
| KR102492644B1 (ko) * | 2020-12-18 | 2023-01-30 | 주식회사 포스코 | 지연파괴 저항성이 향상된 선재, 부품 및 그 제조방법 |
| CN115369311B (zh) * | 2021-05-17 | 2023-07-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷锻钢及其制造方法 |
| CN113969376B (zh) * | 2021-11-01 | 2022-05-10 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 一种悬索钢丝用盘条的制备方法 |
| CN115612927B (zh) * | 2022-09-27 | 2023-07-14 | 联峰钢铁（张家港）有限公司 | 一种含钒合金工具钢及其生产工艺 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04147918A (ja) * | 1990-10-08 | 1992-05-21 | Kobe Steel Ltd | 結晶粒の安定した低炭素鋼線材の製造方法 |
| JP2001011575A (ja) * | 1999-06-30 | 2001-01-16 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性に優れた機械構造用棒鋼・鋼線及びその製造方法 |
| JP3474545B2 (ja) * | 2000-02-18 | 2003-12-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械部品 |
| JP4411191B2 (ja) * | 2004-11-30 | 2010-02-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間鍛造用鋼線・棒材およびその製造方法 |
| JP5407178B2 (ja) * | 2008-05-13 | 2014-02-05 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
-
2011
- 2011-02-25 KR KR1020127020053A patent/KR101297539B1/ko active IP Right Grant
- 2011-02-25 CN CN201180007849.6A patent/CN102741441B/zh active Active
- 2011-02-25 WO PCT/JP2011/054314 patent/WO2011108459A1/ja active Application Filing
- 2011-02-25 JP JP2012503112A patent/JP5026626B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20120099153A (ko) | 2012-09-06 |
| JP5026626B2 (ja) | 2012-09-12 |
| KR101297539B1 (ko) | 2013-08-14 |
| CN102741441A (zh) | 2012-10-17 |
| WO2011108459A1 (ja) | 2011-09-09 |
| CN102741441B (zh) | 2013-09-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5026626B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた鋼線及びその製造方法 | |
| JP4842407B2 (ja) | 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法 | |
| JP6079904B2 (ja) | 軸受部品 | |
| JP5257082B2 (ja) | 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 | |
| JP6107437B2 (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法 | |
| JP5195009B2 (ja) | 焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法 | |
| JP5776623B2 (ja) | 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法 | |
| JP5812048B2 (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JP4324225B1 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP4712838B2 (ja) | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP3851095B2 (ja) | 高強度ばね用熱処理鋼線 | |
| JP2017043835A (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法 | |
| JP5913214B2 (ja) | ボルト用鋼およびボルト、並びにそれらの製造方法 | |
| JP5576785B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた鋼材、及びその製造方法 | |
| JP6244701B2 (ja) | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2020230880A1 (ja) | 鋼線、及び熱間圧延線材 | |
| JP2017106048A (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP2009155687A (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 | |
| KR20170118882A (ko) | 피로 특성이 우수한 열처리 강선 | |
| JP7226083B2 (ja) | 線材及び鋼線 | |
| WO2017033773A1 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法 | |
| JP4392324B2 (ja) | 冷間鍛造用肌焼鋼の製造方法 | |
| JP5053187B2 (ja) | 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール | |
| JP2022158884A (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| 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: 20120529 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20120524 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20120620 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150629 Year of fee payment: 3 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5026626 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150629 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150629 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |