TWI612150B - 機械構造零件用鋼線 - Google Patents

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Description

機械構造零件用鋼線
本發明申請案所揭示的內容，是關於：被用來作為機械構造零件的素材之鋼線。更詳細地說，是關於：將利用輥軋來製造的線材施予球狀化退火之後，在進行冷間加工時的冷間加工性，尤其是具有較低的冷變形阻力以及優異的耐破裂性之機械構造零件用鋼線。
汽車用零件、建設機械用零件等的機械構造用零件的大多數，是在其製造工序中，對於碳鋼、合金鋼之類的熱軋線材，為了賦予其冷間加工性而施予球狀化退火。並且對於球狀化退火後的輥軋線材也就是鋼線，進行冷間鍛造、冷間壓造以及冷間滾壓等的冷間加工，然後藉由實施切削加工之類的機械加工，形成既定的形狀後，再實施淬火硬化回火處理，來做最終的強度調整，而成為機械構造用零件。
具有冷間加工性，尤其是具有低變形阻力與優異的耐破裂性的話，係可獲得以下的效果。鋼線的變形阻力較低的話，加工較容易，而可謀求提高金屬模具的壽 命。此外，藉由提昇鋼線的耐破裂性，可謀求提昇各種零件的良率。
因此，有人提出作為提昇鋼線的冷間加工性的技術之各種方法。例如：專利文獻1所揭示的冷間加工性優異的鋼線材的技術，是由平均粒徑為15μm以下的肥粒鐵組織、以及平均長寬比為3以下而且平均粒子徑為0.6μm以下的球狀雪明鐵所組成，前述球狀雪明鐵的個數，是每1mm2中具有1.0×106×C含量(%)個以上。
專利文獻1所揭示的技術，是用來製得上述金屬組織的方法，是將初軋鋼胚或鋼錠進行熱軋以及捲取之後，將所製得的輥軋線材，在400℃以上且600℃以下的熔融鹽槽中浸漬10秒以上，進而，在450℃以上且600℃以下的熔融鹽槽中，以恆溫狀態保持20秒以上且150秒以下之後，進行冷卻，然後，在600℃以上且700℃以下的溫度中進行退火處理。
專利文獻2所揭示的鋼線，其具有的金屬組織，係將雪明鐵之間的距離的標準偏差，除以雪明鐵之間的距離的平均值而得的數值，是0.50以下。
專利文獻2所揭示的技術，其用來製得上述金屬組織的方法，是在熱軋後的冷卻工序中，在750~1000℃起迄400~550℃的溫度範圍內，是以20℃/s以上的冷卻速度進行冷卻，並且在400~550℃的溫度範圍內進行保持20秒以上，來完成恆溫變態，然後冷卻至室溫，接下來，以40%以下的剖面縮減率來進行粗伸線之 後，進行球狀化退火，然後，以20%以下的剖面縮減率來進行最終精製伸線。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2009-275252號公報
[專利文獻2]日本特開2006-316291號公報
根據專利文獻1所記載的方法所製得的鋼線，雪明鐵近乎呈均一分布，軟質的肥粒鐵組織變少，在冷間加工時，會有增加變形阻力之虞慮。此外，這種方法所製得的鋼線，因為雪明鐵粒很細微，在冷間加工時，變形阻力會增加。
包含專利文獻1以及2所記載的鋼線在內，以往被提出的技術方案的鋼線，是具有可提昇冷間鍛造之類的冷間加工性的效果。但是，目前所需求的鋼線，則是要求更為提昇冷間加工性的鋼線，尤其是不僅需要降低冷間加工時的變形阻力，而且耐破裂性也必須優異。
本發明的實施方式就是在這種狀況下而開發完成的，其目的是要提供：冷間加工時的變形阻力很低，而且耐破裂性優異之具有優異的冷間加工性的機械構造零件用鋼線。
本發明的實施方式的機械構造用鋼線，其組成分係含有C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：高於0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.005質量%~0.1質量%、N：0質量%~0.015質量%、以及其餘部分實質上是鐵及不可避免的雜質，金屬組織是由肥粒鐵以及雪明鐵所構成，在5μm×5μm的面積中含有的雪明鐵數的標準偏差σc符合下列的數式(1)，而且雪明鐵的平均粒徑是0.5μm以上。
1.5≦σc≦4.5......數式(1)
本發明的實施方式的機械構造零件用鋼線，是可因應必要，又含有從Cr：高於0質量%且0.5質量%以下、Cu：高於0質量%且0.25質量%以下、Ni：高於0%質量且0.25質量%以下、Mo：高於0質量%且0.25質量%以下、以及B：高於0質量%且0.01質量%以下的群組中所選出的一種以上，並且符合下列數式(2)的關係。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]+[B%]×50≦0.75......數式(2)
此處的[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]、[Mo%]以及[B%]係分別表示以質量%計的Cr、Cu、Ni、Mo以及B的含量。
本發明的實施方式的機械構造零件用鋼線，冷間加工時的變形阻力很低，而且耐破裂性優異，因此，具有優異的冷間加工性。
第1圖是顯示出：耐破裂性良好的樣品以及不良的樣品中的C濃度與雪明鐵數量的標準偏差之間的關係的圖表。
第2圖A是顯示：試驗No.15之利用FE-SEM進行觀察的金屬組織的觀察結果。
第2圖B是顯示：試驗No.16之利用FE-SEM進行觀察的金屬組織的觀察結果。
本發明人等，為了實現兼具：可降低冷間加工時的變形阻力，以及可提昇耐破裂性的效果之鋼線，乃從各種角度進行了檢討。
係針對於冷間加工後的組織，使用FE-SEM(Field-Emission Scanning Electron Microscope；電場釋放型掃描電子顯微鏡)以及EBSD法(Electron Back Scatter Diffraction Patterns；電子背散射繞射圖案法)，來進行解析後的結果，找到了一種創見，就是發現了：在母相中，雪明鐵周圍的局部的方位差愈大的鋼線係具有其冷間 加工時的耐破裂性愈劣化的傾向，很容易發生因為孔洞的連結而造成的裂隙。其原因被認為是：因為周圍的局部方位差愈大的雪明鐵，愈容易成為孔洞的起點，愈容易生成孔洞。而且也進一步發現：與呈稀疏分散的雪明鐵的周圍相比較，在呈緊密集積的雪明鐵的周圍的局部方位差較大，雪明鐵的集積部將會導致耐破裂性劣化。亦即，發現了：在金屬組織中的雪明鐵集積部愈多的話，雪明鐵周圍的局部方位差變得愈大，冷間加工時的耐破裂性將會變差。
因此針對於：在冷間加工前的鋼線的組織中儘量減少雪明鐵的集積部，以資將雪明鐵的分布狀態予以均一化的金屬組織進行了檢討。其結果，找到了一種創見，就是發現了：若將雪明鐵的分布狀態過度均一化的話，雪明鐵將會全面地分布在金屬組織中，在結晶粒內有雪明鐵析出的肥粒鐵結晶粒將會變多。而且又找到了一種創見，就是發現了：在結晶粒內有雪明鐵析出的肥粒鐵結晶粒，是比沒有雪明鐵析出的肥粒鐵結晶粒更硬，因此，雪明鐵的分布狀態過度均一化的話，將會導致冷間加工時的變形阻力增加。
作為表示雪明鐵的分布狀態的指標，乃使用每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差，進行了檢討。亦即，使用：在複數個單位領域中，藉由測定每單位面積中的雪明鐵數量而獲得的雪明鐵數量的標準偏差，來作為表示雪明鐵的分布狀態的指標 (容後詳述)。其結果，找到了一種創見，就是發現了：愈是像波來鐵這樣的有許多層狀雪明鐵存在的組織的話，愈是具有：含在單位面積中的雪明鐵數量的標準偏差變得愈大的傾向。波來鐵(層狀雪明鐵)組織是比球狀雪明鐵組織更硬，是會增加冷間加工時的變形阻力的組織。因此，如前所述，為了不使其增加變形阻力，就必須將雪明鐵數量的標準偏差，控制成：不要過小，而且也不要過大。
除了藉由適正地控制雪明鐵的分布狀態來提昇耐破裂性之外，也對於更軟質化進行了檢討。其結果，找到了一種創見，就是發現了：基於粒子分散強化機構的觀點，增加雪明鐵的平均粒徑，係可作為降低變形阻力的有效手段。
根據以上所述的創見，獲得了一種技術思想，就是：為了謀求兼具有降低變形阻力與提昇耐破裂性的效果，適正地控制金屬組織中的雪明鐵的分布狀態，也就是，每單位面積(5μm×5μm的面積)中所含有的雪明鐵數量的標準偏差，進而使雪明鐵的平均粒徑儘量地粗大化，是很重要的。
以下，將詳細說明本發明的實施方式所規定的各要件。
此外，在本說明書中所稱的「線材」，係指：輥軋線材之意，係在熱軋後，冷卻至室溫為止的線狀鋼材。所稱的「鋼線」，係指：對於輥軋線材實施了球狀化退火之類 的調質處理後的線狀鋼材。
1. 金屬組織以及雪明鐵的分布狀態
本發明的實施方式之機械構造零件用鋼線(以下，有時候係簡稱為「鋼線」)的金屬組織，是所謂的球狀化組織，是由肥粒鐵以及雪明鐵所構成的。上述球狀化組織，是可減少鋼的變形阻力而對於提昇冷間加工性有助益的金屬組織。此外，在本說明書中，所稱的「由肥粒鐵以及雪明鐵所構成的」，係指：在金屬組織中也可以是含有局部的波來鐵組織(包含擬似波來鐵)，此外，只要是對於冷間加工性造成的不良影響很小的話，亦可容許含有：以面積率計低於3%的AlN等的析出物。
然而，如果只是單純由肥粒鐵以及雪明鐵所構成的金屬組織的話，並無法謀求提昇冷間加工性。基於這種理由，必須是如下所詳述的這樣，適正地控制在這種金屬組織中的每單位面積(5μm×5μm的面積)所含有的雪明鐵數量的標準偏差以及雪明鐵的平均粒徑。
雪明鐵的分布狀態不均一化的話，冷間加工時容易堆積應變之雪明鐵的集積部會增加。其結果，將會產生許多以存在於集積部之雪明鐵作為起點的孔洞，變得很容易產生裂隙，耐破裂性變差。另一方面，雪明鐵的分布狀態過於均一化的話，雖然可提昇耐破裂性，但是容易變形的軟質肥粒鐵組織會變少，冷間加工時的變形阻力會增加。
基於這種觀點考量，每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差σc必須符合下列數式(1)的關係。
1.5≦σc≦4.5......數式(1)
在橫斷面觀察中，藉由使每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差σc符合數式(1)的關係，可提昇冷間加工時的耐破裂性，可抑制變形阻力的增加。
在數式(1)中，每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差σc的上限，雖然是4.5，但標準偏差σc的上限，是4.3以下更好，4.0以下更優。
又，在數式(1)中，每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差σc的下限，雖然是1.5，但標準偏差σc的下限，是1.7以上更好，1.9以上更優。
即使是符合數式(1)的關係，如果雪明鐵粒還是很細微的話，將會因為粒子分散強化機構，而使得冷間加工時的變形阻力增加。因此，係在符合數式(1)的狀態下，將雪明鐵粒控制成粗大化，就可以達成：單純只控制雪明鐵的分散狀態並無法達成(只是符合數式(1)的關係並無法達成)之減少冷間加工時的變形阻力。
基於這種觀點考量，雪明鐵的平均粒徑，必須控制為0.5μm以上。藉由將雪明鐵的平均粒徑控制在 0.5μm以上，可減低冷間加工時的變形阻力。
雪明鐵的平均粒徑之較好的下限是0.6μm，更優的下限是0.7μm。雪明鐵的平均粒徑的上限，並未特別地限定，例如：可以是2.0μm。更好的上限是1.8μm，更優的上限是1.6μm。
此外，雪明鐵數量的標準偏差σc，係可採用如後述的實施例所詳細說明的這種，在橫斷面中，對於鋼線的半徑D之D/4位置處，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)以2000倍的倍率，拍攝五處60μm×45μm的領域(5個觀察視野)之組織觀察照片，在各個領域的照片上，沿著縱方向和橫方向，每隔5μm就置入一條網目線，予以分割成108個5μm×5μm的單位領域，然後，測定各個單位領域內含有的雪明鐵數量，使用5視野×108個單位領域之全部的測定值，來計算出標準偏差。
雪明鐵的平均粒徑，如後述的實施例所詳細說明這樣地，係採用為了求得雪明鐵數量的標準偏差σc而拍攝的5個觀察視野的電子顯微鏡(SEM)照片，再以例如：Media Cybernetics,Inc.公司製造的Image-Pro Plus之類的圖像解析軟體來求出即可。係可先測定照片內的雪明鐵的總面積，再求出5個觀察視野中，相對於雪明鐵總數量之面積的平均值，使用該面積來計算出雪明鐵的當量圓直徑，將其當作雪明鐵的平均粒徑。
就每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差、以及雪明鐵的平均粒徑之兩種觀點而言， 作為測定對象的總雪明鐵的形態並未特別地限定，除了球狀雪明鐵之外，也包含長寬比較大的棒狀雪明鐵、形成波來鐵組織之層狀雪明鐵等，對於雪明鐵的形狀則無限制。此外，作為測定對象之雪明鐵的大小的基準，並未限定，能夠被：後述之每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差σc以及雪明鐵的平均粒徑的測定方法，來判別出來的雪明鐵的尺寸，就視為最小尺寸。具體而言，是將0.1μm以上的尺寸的雪明鐵當作測定對象。
2. 化學組成分
本發明的實施方式，是以作為機械構造零件的素材使用的鋼線，來當作對象，雖然是只要具有機械構造零件用鋼線之通常的化學組成分即可，但是針對於C、Si、Mn、P、S、Al以及N，還是要調整到適正的範圍為宜。基於這種觀點考量，以下，將說明這些化學成分的適正的範圍及其限定含量之理由。此外，在本說明書中，表示化學組成分所採用的「%」，係指：質量%。
可符合這種適正的化學組成分的一種實施方式，係可例舉出含有C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：高於0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.005質量%~0.1質量%、N：0質量%~0.015質量%、以及其餘部分實質上係由鐵以及不可避免的雜質所組成的化學組成分(或者含有C：0.3質量%~0.6質量%、 Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：高於0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.005質量%~0.1質量%、以及N：0質量%~0.015質量%，其餘部分由鐵以及不可避免的雜質所組成的化學組成分)。
又，可符合這種適正的化學組成分的另一種實施方式，係可例舉出在上述化學組成分中又含有從Cr：高於0質量%且0.5質量%以下、Cu：高於0質量%且0.25質量%以下、Ni：高於0%質量且0.25質量%以下、Mo：高於0質量%且0.25質量%以下、以及B：高於0質量%且0.01質量%以下，之群組中所選出的一種以上，並且符合下列數式(2)的關係之化學組成分。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]+[B%]×50≦0.75......數式(2)
此處，[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]、[Mo%]以及[B%]分別表示以質量%計的Cr、Cu、Ni、Mo以及B的含量。
C：0.3~0.6%
C是確保鋼的強度也就是最終製品的強度之有用的元素。想要使其有效地發揮這種效果，C含量必須設在0.3%以上。C含量較佳是0.32%以上，更優是0.34%以上。然而，C含量過剩的話，強度變得太高，冷間加工性會變差，因此，必須設在0.6%以下。C含量較佳是0.55%以下，更優是0.50%以下。
Si：0.05~0.5%
Si是可作為脫氧元素，以及是基於利用其固溶強化來增加最終製品的強度之目的而含有它的。想要使其有效地發揮這種效果，係將Si含量設在0.05%以上。Si含量較佳是0.07%以上，更優是0.10%以上。另一方面，Si含量過剩的話，硬度過度上昇而導致冷間加工性惡化。因此，將Si含量設在0.5%以下。Si含量較佳是0.45%以下，更優是0.40%以下。
Mn：0.2~1.7%
Mn是可藉由提昇淬火硬化性，來使最終製品的強度增加之有效的元素。想要使其有效地發揮這種效果，係將Mn含量設在0.2%以上。Mn含量較佳是0.3%以上，更優是0.4%以上。另一方面，Mn含量過剩的話，硬度會上昇而使冷間加工性惡化。因此，將Mn含量設在1.7%以下。Mn含量較佳是1.5%以下，更優是1.3%以下。
P：高於0%且0.03%以下
P是不可避免的含在鋼中的元素，會在鋼中引起粒界偏析，造成延性惡化之原因。因此，係將P含量設在0.03%以下。P含量較佳是0.02%以下，更優是0.017%以下，特優是0.01%以下。雖然P含量是愈少愈好，但因受到製造工序上的制約等因素，有時候將會殘留0.001%的程度。
S：0.001~0.05%
S是不可避免的含在鋼中的元素，係以MnS的形態存在鋼中，而使延性惡化，是對於冷間加工性有害的元素。因此，係將S含量設在0.05%以下。S含量較佳是0.04%以下，更優是0.03%以下。但是S具有提昇被切削性的作用，因此，含有0.001%以上為宜。S含量較佳是0.002%以上，更優是0.003%以上。
Al：0.005~0.1%
Al可用來當作脫氧元素，並且可將存在於鋼中的固溶N變成AlN形態予以固定下來。想要使其有效地發揮這種效果，係將Al含量設在0.005%以上。Al含量較佳是0.008%以上，更優是0.010%以上。然而Al含量過剩的話，將過剩生成Al2O3而使冷間加工性惡化。因此，將Al含量設在0.1%以下。Al含量較佳是0.090%以下，更優是0.080%以下。
N：0~0.015%
N是不可避免的含在鋼中的元素，在鋼中過剩地含有固溶N的話，會因為應變時效作用而導致硬度上昇，使得延性變差，使冷間加工性惡化。因此，係將N含量設在0.015%以下。N含量較佳是0.013%以下，更優是0.010%以下。雖然N含量是愈少愈好也就是說0%是最好，但 因受到製造工序上的制約等因素，有時候將會殘留0.001%的程度。
本發明的實施方式的鋼線的基本成分，係如上所述，而其餘部分實質上是鐵。此外，所稱的「實質上是鐵」，係指：除了鐵之外，亦可容許含有不妨礙本發明的特性之程度的微量成分(例如Sb、Zn等)，此外，亦可含有P、S、N以外之不可避免的雜質(例如O、H等)之意。此外，在本發明的實施方式中，亦可因應必要來含有以下的任意元素，可因應所含有的成分，而更為改善鋼線的特性。
此外，如上所述，P、S以及N雖然是不可避免的含有之元素(不可避免的雜質)，但是關於其含量範圍，係如上所述般地，另外加以規定。因此，在本說明書中，作為其餘部分來含有的「不可避免的雜質」，係指：除了另外有被規定其含量範圍之元素以外之不可避免的含有的元素之意。
從Cr：高於0%且0.5%以下、Cu：高於0%且0.25%以下、Ni：高於0%且0.25%以下、Mo：高於0%且0.25%以下以及B：高於0%且0.01%以下之群組所選出的一種以上。
Cr、Cu、Ni、Mo以及B，這些元素都是可藉由提昇鋼材的淬火硬化性，來使最終製品的強度增加之有效的元素，亦可因應必要而含有從Cr、Cu、Ni、Mo以及B之中選出的一種或兩種以上。提昇淬火硬化性的效果，係隨著 這些元素的含量增加而變大。想要使其有效地發揮效果的合宜含量，Cr含量是0.015%以上、更優是0.020%以上。Cu含量、Ni含量以及Mo含量的合宜含量都是0.02%以上、更優是0.05%以上。B含量的合宜含量是0.0003%以上、更優是0.0005%以上。
然而，Cr、Cu、Ni、Mo以及B的含量過剩的話，強度變得太高，會使冷間加工性惡化。因此，Cr含量是在0.5%以下為佳，Cu、Ni以及Mo含量都是在0.25%以下為佳，B含量是在0.01%以下為佳。Cr的更好含量是在0.45%以下、更優是0.40%以下。Cu、Ni以及Mo的更好含量都是在0.22%以下、更優是在0.20%以下。B含量的更好含量是在0.007%以下、更優是在0.005%以下。
此外，係符合下列數式(2)的關係為宜。因為可獲得更適正的強度。
[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]+[B%]×50≦0.75......數式(2)
此處的[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]、[Mo%]以及[B%]分別表示以質量%計的Cr、Cu、Ni、Mo以及B的含量。
此外，如上所述，Cr、Cu、Ni、Mo以及B係可作選擇性添加的元素，這些元素當中，未被添加的元素在數式(2)中的含量為零。
數式(2)所規定的上限值(數式(2)的右邊的數值)，更優是0.65質量%以下、最優是0.50質量%以下。
3. 製造方法
本發明的實施方式的鋼線，是規定必須具有球狀化退火後的組織形態，因此，為了變成這種組織形態，必須適正地控制後述的球狀化退火的條件。
又，為了確保上述的這種組織形態，也必須適正地控制在製造輥軋線材的階段時的條件，以將輥軋線材中的組織形態，在球狀化退火時，予以變成讓雪明鐵可均一地分布，並且可變粗大化之組織為宜。
3-1. 輥軋
在輥軋線材的製造階段，係將符合上述組成分的鋼，在進行熱軋時的精製輥軋溫度控制在適正的溫度，並且將其後的冷卻速度分成三個階段做改變，來進行冷卻為宜。藉由根據這樣的條件來製造輥軋線材，可將球狀化退火前的組織(或輥軋後的組織)，變成以波來鐵以及肥粒鐵作為主相(由肥粒鐵以及雪明鐵所構成)，並且可將bcc-Fe結晶的粒徑控制在適正的範圍，而且可將初析肥粒鐵的百分率控制在適正的範圍，可將波來鐵之分層的間隔擴大。對於這種組織，在後述的條件下，進行球狀化退火，可更確實地獲得雪明鐵呈均一地分布且更粗大化之鋼線。具體的輥軋線材的製造條件，如下所述。
(1)以可符合下列數式(2A)的精製輥軋溫度Tf來進行精製輥軋， 800℃≦Tf≦1200-500×[C%]......數式(2A)
(此處的[C%]是表示以質量%計的C含量。)
(2)依序地進行：平均冷卻速度為11℃/秒以上的第1冷卻、與平均冷卻速度為4℃/秒以上且10℃/秒以下的第2冷卻、與平均冷卻速度為3℃/秒以下的第3冷卻，而且前述第1冷卻的結束與前述第2冷卻的開始是在700~750℃的範圍內進行的，前述第2冷卻的結束與前述第3冷卻的開始是在600~650℃的範圍內進行的，並且將前述第3冷卻進行到500℃為止為宜。有關於精製輥軋溫度以及第1~3冷卻，將做詳細說明如下。
(a)精製輥軋溫度：
精製輥軋溫度Tf是符合下列的數式(2A)的關係。
800℃≦Tf≦1200-500×[C%]......數式(2A)
(此處的[C%]是表示以質量%計的C含量。)
為了縮小輥軋線材的金屬組織的體心立方晶格(body-centered cubic；簡稱bcc)-Fe結晶粒的平均當量圓直徑(以下，有時簡稱為「bcc-Fe平均粒徑」)，亦即，為了在球狀化退火中，使得再生波來鐵不容易析出，必須合宜地控制精製輥軋溫度。再生波來鐵是造成雪明鐵的分布狀態不均一化，導致耐破裂性惡化的原因，因此，儘量不要讓它析出是很重要的。精製輥軋溫度若超過(1200-500×[C%])℃的話，就難以使得bcc-Fe結晶粒徑變小。換言之，精製輥軋溫度的上限，是隨著含碳量的增 加而變低。
另一方面，精製輥軋溫度低於800℃的話，bcc-Fe結晶粒徑變得太小，難以軟質化，因此必須設在800℃以上為宜。精製輥軋溫度的更好下限是820℃，更優是840℃。精製輥軋溫度的更好上限是(1180-500×[C%])℃，更優上限是(1160-500×[C%])℃以下。
(b)第1冷卻
第1冷卻，是從精製輥軋溫度，也就是800℃以上且(1200-500×[C%])℃以下的溫度開始進行，而進行到落在700~750℃的溫度範圍內的結束溫度為止。在第1冷卻中，冷卻速度太慢的話，bcc-Fe結晶粒將會粗大化，bcc-Fe結晶粒徑變大，而在球狀化退火中，再生波來鐵將會析出，每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差，將會有超出適正的範圍之虞慮。因此，將第1冷卻時的平均冷卻速度，設在11℃/秒以上為佳。第1冷卻的平均冷卻速度，更好是15℃/秒以上，更優是20℃/秒以上。第1冷卻的平均冷卻速度的上限，並未特別限定，但就現實上的範圍而言，是在200℃/秒以下為佳。此外，第1冷卻時所進行的冷卻方式，只要平均冷卻速度可達到11℃/秒以上的話，亦可以改變冷卻速度的方式來進行冷卻。第1冷卻時的這種冷卻速度，係可藉由在輸送帶上，對於輥軋線材實施適正的吹風冷卻而達成。
(c)第2冷卻
第2冷卻，是從在700~750℃的溫度範圍內的第1冷卻的結束溫度開始，一直進行到600~650℃的溫度範圍內的結束溫度為止。而使輥軋線材的金屬組織中的初析肥粒鐵的面積率降低，亦即，為了提高波來鐵的百分率，第2冷卻是以4℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻為佳。第2冷卻之更好的平均冷卻速度，是5℃/秒以上，更優的冷卻速度，是6℃/秒以上。另一方面，第2冷卻時的平均冷卻速度太快的話，波來鐵的百分率變得太高，而在球狀化退火中，再生波來鐵將會析出，每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差，會有超過適正的範圍之虞慮。因此，第2冷卻時的平均冷卻速度，是設在10℃/秒以下為宜。第2冷卻的平均冷卻速度，更好是9℃/秒以下，更優是8℃/秒以下。此外，第2冷卻時的冷卻方式，只要能夠達到平均冷卻速度為4℃/秒以上且10℃/秒以下的話，亦可以改變冷卻速度的方式來進行冷卻。第2冷卻的這種冷卻速度，係可藉由在輸送帶上，對於輥軋線材實施適正的吹風冷卻而達成。
(d)第3冷卻
第3冷卻，是從在600~650℃的溫度範圍內的第2冷卻的結束溫度開始進行至500℃為止。
藉由進行這個第3冷卻，可使波來鐵的平均分層的間 隔加大，而使更多的雪明鐵殘留下來，可在結晶粒內殘留許多球狀雪明鐵的核。因此，在其後藉由實施適正的球狀化退火處理，可在肥粒鐵粒內也有雪明鐵的存在，而可合宜地控制雪明鐵的分布狀態。為了使得波來鐵的平均分層的間隔擴大，在從600~650℃的溫度範圍開始進行，而且實施到達500℃為止的第3冷卻中，是以3℃/秒以下的平均冷卻速度來進行冷卻為宜。冷卻速度較之3℃/秒更快的話，就難以擴大波來鐵的平均分層的間隔。第3冷卻的平均冷卻速度，更好是2.5℃/秒以下，更優是2℃/秒以下。第3冷卻的這種冷卻速度，係可藉由在輸送帶上設置：用來控制輥軋線材的散熱的罩蓋而達成。
在進行完第3冷卻之後，藉由執行放冷之類的一般的冷卻，進行冷卻直到室溫即可。又，亦可利用與第3冷卻同等程度的冷卻速度繼續進行冷卻直到較之500℃更低的溫度(例如：400℃)為止。
在冷卻到達室溫之後，亦可因應必要，在室溫下進行伸線加工，只要將這個時候的剖面縮減率，設在例如：30%以下即可。實施伸線加工的話，鋼中的碳化物受到破壞(被細碎)，而藉由其後的球狀化退火，可促進碳化物的凝集，因此可有效縮短球狀化退火的均熱處理時間。但是，如果伸線加工的剖面縮減率超過30%的話，退火後的強度變高，會有使冷間加工性惡化之虞慮，因此，伸線加工的剖面縮減率是設在30%以下為宜。此外，剖面縮減率的下限，並未特別限定，較佳是設在2% 以上，藉此可更確實獲得伸線加工的效果。
3-2. 球狀化退火
以上述這種較佳條件來製造的輥軋線材，在其後藉由進行球狀化退火處理，將會以有一部分的波來鐵殘留在金屬組織中的狀態，變態成沃斯田鐵之後，在進行變態成肥粒鐵+雪明鐵的過程中，雪明鐵會均一地析出在殘留下來的核和結晶粒界等處，而形成可很容易將雪明鐵的分布狀態控制得很均勻的狀態。
但是，即使是以上述的較佳條件以外的條件來製得的輥軋線材，只要利用適正的條件實施球狀化退火的話，亦可獲得本發明的實施方式的鋼線。
這種球狀化退火條件，是對於輥軋線材，實施例如：容後說明的SA1這樣地，使用大氣爐來進行加熱，並且是以例如：740℃這種較之A1點的上頭溫度730℃更高的保持溫度來進行保持的情況下，至少是從500℃起迄730℃，以平均加熱速度為50℃/小時以上，來進行加熱，然後，以平均加熱速度為6~10℃/小時，來進行加熱直到保持溫度(例如：740℃)為止，在這個保持溫度中保持1~2小時之後，以平均冷卻速度為20℃/小時以上，進行冷卻直到720℃為止，再以平均冷卻速度為8~12℃/小時，進行冷卻直到640℃為止，然後，進行放冷為宜。
在上述的球狀化退火條件中，從室溫加熱至 730℃的過程中，起碼要從500℃起迄730℃為止的平均加熱速度，要設成50℃/小時以上，藉此，抑制金屬組織的晶粒成長。此時的平均加熱速度更好是60℃/小時以上。然而，平均加熱速度太快的話，輥軋線材的溫度追隨性會趨於困難，因此是設在200℃/小時以下為宜，更好是150℃/小時以下。
此外，從室溫加熱到達500℃為止時的平均加熱速度，通常是100℃/小時以上，在這個溫度範圍內的平均加熱速度，帶給金屬組織的晶粒成長的影響很小。但是考慮到生產性的話，這個時候的加熱速度快一點比較好，例如是120℃/小時以上，更優是140℃/小時以上。這個時候的平均加熱速度，亦可與從500℃起迄730℃為止的平均加熱速度同樣地，設在200℃/小時以下為宜，更好是150℃/小時以下。從室溫起進行加熱至500℃為止的時候的平均加熱速度，係可與至少從500℃起迄730℃為止的平均加熱速度相同，也可以不同。
此外，藉由將從A1點上頭的730℃起迄保持溫度為止的平均加熱速度，控制成6~10℃/小時，既能夠極力地抑制金屬組織的晶粒成長，又能夠合宜地控制波來鐵組織中的雪明鐵的分解和固溶。平均加熱速度較之10℃/小時更快的話，難以確保波來鐵組織中的雪明鐵的分解和固溶的時間，平均加熱速度較之6℃/小時更慢的話，從730℃起迄保持溫度為止的加熱時間變長，雪明鐵的分解和固溶將會太過度。這個時候的平均加熱速度，更 好是7℃/小時以上且9℃/小時以下。
在保持溫度下，保持1~2小時為宜。在這個保持溫度下的保持時間低於1時的話，波來鐵組織中的雪明鐵的分解和固溶不夠充分，高於2小時的話，雪明鐵的分解和固溶太過度。因此，這個時候的保持時間，更好是1.2時間以上且1.8時間以下。
實施過上述的這種方式的保持之後，藉由將至720℃為止的較佳平均冷卻速度，設在20℃/小時以上，可抑制金屬組織的晶粒成長，而能夠抑制在冷卻過程中的再生波來鐵的析出。此時的平均冷卻速度，更好是30℃/小時以上，但是平均冷卻速度太快的話，輥軋線材的溫度追隨性趨於困難，因此係設在100℃/小時以下為宜。
然後，將從720℃起迄640℃為止的平均冷卻速度，控制成8~12℃/小時，藉此，可使得雪明鐵優先的析出在加熱過程中仍然殘留的核和粒界，而可抑制再生波來鐵的析出。如果平均冷卻速度低於8℃/小時的話，金屬組織會有不必要的晶粒成長，在進行後述的反覆球狀化退火的時候，會有析出再生波來鐵之虞慮。平均冷卻速度高於12℃/小時的話，類似波來鐵組織這種長寬比較大的雪明鐵會再析出很多。此時的平均冷卻速度，更好是9℃/小時以上且11℃/小時以下。
上述的這種球狀化退火，亦可反覆進行複數次。藉由這樣反覆的進行複數次退火，雪明鐵的各個粒徑 變大，可使分布狀態達到某種程度的均一化。
如後述的實施例中的試驗No.36~38(鋼種Q、R、S)這樣，即使輥軋條件係落在上述的較佳條件的範圍之外的情況下，亦可藉由反覆複數次進行上述條件的球狀化退火，使得金屬組織是由肥粒鐵以及雪明鐵所構成，並且每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差以及雪明鐵的平均粒徑都落在適正的範圍內，其結果，係可獲得：能夠將變形阻力以及破裂發生率之兩者都予以降低的機械構造零件用鋼線。
關於球狀化退火的反覆次數，是至少進行3次以上為宜，但是過度的反覆進行的話，每單位面積(5μm×5μm的面積)含有的雪明鐵數量的標準偏差以及雪明鐵的平均粒徑也就不太產生變化，因此是在10次以下為宜。此外，在反覆複數次進行球狀化退火的時候，既可以是在上述的較佳條件的範圍內，以相同條件來反覆進行，或者也可以不同條件來反覆進行。
只要是與上述的本發明的實施方式的機械構造零件用鋼線及其製造方法有所接觸的業界人士的話，亦有可能藉由試行錯誤的方式，採用與上述的製造方法不同的製造方法，來製得本發明的機械構造零件用鋼線。
[實施例]
以下，舉出實施例更具體的說明本發明的實施方式。本發明並不受到以下的實施例的限制，在符合前 述和後述的發明要旨的範圍內，當然也可以適當的加以變更來實施，這些也都被包含在本發明的技術範圍之內。
使用下列表1所示的化學組成分的鋼，根據表2所記載的條件來進行輥軋，而製作成直徑
Figure TWI612150BD00001
17.0mm的線材。鋼種N、O是化學組成分落在本發明的實施方式的範圍外的比較例。
鋼種P、Q、R、S、T、U、V、W，是以落在上述較佳的輥軋條件以外的條件來製造的輥軋線材。鋼種P，是第2冷卻時的平均冷卻速度較之較佳範圍更慢的條件。鋼種Q，是精製輥軋溫度較之較佳範圍更高。鋼種R，是第1冷卻時的平均冷卻速度較之較佳範圍更慢的條件。鋼種S，是第3冷卻時的平均冷卻速度較之較佳範圍更快的條件。又，鋼種T，是第2冷卻時的平均冷卻速度較之較佳範圍更快的條件。
鋼種U，是進行第1冷卻到達435℃，也就是到達較之結束溫度的較佳範圍更低的溫度之後，再以該相同溫度的435℃進行保持120秒鐘的保持工序，放冷到達室溫，再進行剖面縮減率為20%的粗伸線處理。鋼種V，是進行第1冷卻到達500℃，也就是到達較之結束溫度的較佳範圍更低的溫度之後，再以該相同溫度的500℃進行保持120秒的保持工序，放冷到達室溫，再進行剖面縮減率為20%的粗伸線處理。又，鋼種W，是進行第1冷卻到達480℃，也就是到達較之結束溫度的較佳範圍更低的溫度之後，再以該相同溫度的480℃進行保持120秒鐘的 保持工序，放冷到達室溫，再進行剖面縮減率為20%的粗伸線處理。
Figure TWI612150BD00002
Figure TWI612150BD00003
接下來，對於鋼種U、V、W之外的各個輥軋線材，在大氣爐中，利用以下所示的退火條件SA1~SA3的其中一種來進行球狀化退火。
(a)條件SA1
在從室溫起進行加熱到達730℃的過程中，從室溫起迄500℃的範圍是以110℃/小時的平均加熱速度進行加熱，從500℃起迄730℃的範圍是以80℃/小時的平均加熱速度進行加熱。然後，以8℃/小時的平均加熱溫度進行加熱至740℃，在740℃進行保持2小時之後，以30℃/小時的平均冷卻速度進行冷卻至720℃，再以10℃/小時的平均冷卻速度進行冷卻至640℃，然後，進行放冷。
(b)條件SA2
係將條件SA1反覆進行3次。
(c)條件SA3
在從室溫加熱至730℃的過程中，從室溫起迄500℃的範圍是以110℃/小時的平均加熱速度進行加熱，從500℃起迄730℃的範圍是以80℃/小時的平均加熱速度進行加熱。然後，以8℃/小時的平均加熱溫度進行加熱至740℃，在740℃進行保持2小時之後，以30℃/小時的平均冷卻速度進行冷卻至640℃，然後，進行放冷。
退火條件SA1、SA2，是本發明的實施方式的球狀化退火所採用的退火條件，退火條件SA3，其從720℃起迄640℃的平均冷卻速度，是較之本發明的實施方式的退火條件的範圍更快。
此外，對於鋼種U、V、W，是在大氣爐中，利用以下所示的退火條件SA4來進行球狀化退火。
(d)條件SA4
以150℃/小時的平均加熱速度，從室溫加熱至720℃，在720℃保持1小時，然後，進行放冷。然後，進行剖面縮減率為10%之最終精製伸線處理。
退火條件SA4，是落在本發明的實施方式的退火條件的範圍之外。
針對於進行過上述的球狀化退火之後的鋼線，依照下列的方法來進行測定了(1)每5μm×5μm的面積含有的雪明鐵數量的標準偏差、(2)雪明鐵的平均粒 徑、(3)冷間加工時的變形阻力、以及(4)冷間加工時的破裂發生率。
此外，在進行測定球狀化退火後的鋼線的每5μm×5μm的面積含有的雪明鐵數量的標準偏差、以及雪明鐵的平均粒徑時，為了能夠觀察橫斷面，而將鋼線埋在樹脂內，利用砂紙、鑽石拋光墊來對於切斷面進行鏡面研磨。並且對於鋼線的半徑D之D/4的位置進行了測定。
(1)測定每5μm×5μm的面積所含有的雪明鐵數量的標準偏差
將使用苦酸進行蝕刻而使雪明鐵浮現出來的斷面，利用FE-SEM觀察組織，以2000倍的倍率，拍攝5處60μm×45μm的領域(5個觀察視野)。在照片上，沿著縱方向、橫方向，每隔5μm就繪入一條網目線，將各個觀察視野都予以分割成108個之5μm×5μm的單位領域。測定各個單位領域內含有的雪明鐵數量，並且使用5個視野×108個單位領域的所有的測定值，計算出標準偏差。將存在於單位領域的境界上，也就是說，將只有一部分存在於一個單位領域內的雪明鐵的當中，位於上方以及左邊的境界上的雪明鐵，視為存在於單位領域內的雪明鐵來做測定，並將位於下方以及右邊的境界上的雪明鐵，視為未存在於單位領域內的雪明鐵而未予以測定。亦即，將未測定的雪明鐵，視為存在於別個單位領域內。將進行測定的雪明鐵的最小當量圓直徑設為0.1μm。
(2)測定雪明鐵的平均粒徑
在進行測定雪明鐵的平均粒徑時，是基於上述(1)所拍攝的照片，利用Media Cybernetics，Inc.公司製的圖像解析軟體之Image-Pro Plus，測定照片內的所有的雪明鐵的面積，再求出5個觀察視野中之相對於全部的雪明鐵數量之面積的平均值。使用該面積，計算出雪明鐵的當量圓直徑，當作雪明鐵的平均粒徑。進行測定的雪明鐵，是以雪明鐵的整體有顯現在照片內的雪明鐵作為對象，位於照片的邊緣，只有局部的雪明鐵出現於照片內的話，就不將其當成進行測定的對象。進行測定的雪明鐵的最小當量圓直徑是設在0.1μm。
(3)測定變形阻力
從鋼線製作出直徑
Figure TWI612150BD00004
10.0mm×長度15.0mm的冷間鍛造試驗用樣品，使用鍛造衝壓機在室溫下，以5/秒~10/秒的應變速度，各進行5次加工率為60%的冷間鍛造試驗。變形阻力的測定，是根據從60%的加工率之冷間鍛造試驗所獲得的加工率-變形阻力的數據，進行5次測定40%加工時的變形阻力，求出5次的平均值。此外，依C、Si及Mn含量的不同，所求出的變形阻力也不同，因此，作為目標的變形阻力的上限值(在表3內記載為「變形阻力上限目標值」)是依據下列的數式(3)來求出來的。
變形阻力上限目標值(MPa)=400×Ceq+420……數式(3)
Ceq=[C%]+0.2×[Si%]+0.2×[Mn%]，而此處的[C%]、[Si%]以及[Mn%]分別表示C、Si以及Mn的含量(質量%)。
(4)測定破裂發生率
破裂發生率的測定，是在與上述(3)相同的條件下，進行60%加工率的冷間鍛造試驗後，分別利用實體顯微鏡進行表面觀察5次，以20倍的倍率，測定是否有表面破裂，將「有表面破裂的樣品數」除以5，求出其平均值。所有的鋼種中作為目標的破裂發生率是設在20%以下。
將這些結果與球狀化退火條件一起顯示於下列的表3。在表3中也記載出利用數式(1)所求出的雪明鐵數量的標準偏差σc的上限值以及下限值。此外，在表3的綜合評比的欄位中，將變形阻力以及耐破裂發生率都達到目標值，而屬於良好的樣品，標示為「OK」，將變形阻力以及耐破裂發生率的至少其中一方未達到目標值的樣品，標示為「NG(不佳)」。
第1圖是顯示從表3所示的結果所獲得的耐破裂性良好的樣品以及不良樣品中的C濃度與雪明鐵數量的標準偏差的關係之統計圖表。在圖表中的兩條虛線當中，位於下側的虛線是對應數式(1)的左邊所示的下限值1.5，位於上側的虛線是對應於數式(1)的右邊所示的上限值4.5。
從第1圖可以看出：符合數式(1)且具有規定的化學組成分，並且雪明鐵的平均粒徑為0.5μm以上的樣品，全部都被綜合評比為OK，而未符合數式(1)的樣品，綜合評比是NG(不佳)。即使是符合了數式(1)，但是在化學組成分以及雪明鐵的平均粒徑的其中一項要件未能符合規定的樣品，綜合評比都是NG(不佳)。
又，在利用上述的FE-SEM進行組織觀察時，確認出每一個樣品都是由肥粒鐵以及雪明鐵所構成的。
第2圖A，是試驗No.15之利用FE-SEM來觀察金屬組織的觀察結果，第2圖B，試驗No.16之利用FE-SEM來觀察金屬組織的觀察結果。在試驗No.15中，並未觀察到太多的層狀雪明鐵，但在試驗No.16中，則可觀察到較多的層狀雪明鐵。
Figure TWI612150BD00005
從表3的結果，可做下列的考察。試驗No.1~3、5~7、9、10、12~15、17~20、22~24以及36~38，是符合本發明的實施方式所規定的全部要件的實施例，可以看出其可同時達成降低變形阻力以及提升耐破裂性的效果。
這些當中的試驗No.36~38，是採用鋼種Q、R、S的例子，而鋼種Q、R、S都不是以較佳條件來進行輥軋的鋼，但是利用SA2的退火條件反覆進行球狀化退火，因此，硬質組織的再生波來鐵分解和減少後的結果， 雪明鐵的分布狀態呈均一化，變形阻力以及破裂發生率都達到目標值。
此處，針對於：球狀化退火是採用SA1或SA2的條件，而其他方面則都採用相同條件(亦即，採用相同鋼種)的試驗No.2、3(鋼種B)、試驗No.6、7(鋼種C)、試驗No.9、10(鋼種E)、試驗No.14、15(鋼種H)、試驗No.19、20(鋼種K)以及試驗No.23、24(鋼種M)來觀察的話，可以看出：每一個例子都是：反覆進行3次SA1也就是進行SA2的退火處理後的鋼，較之只進行1次SA1的退火處理的鋼，變形阻力更低，而且破裂發生率也變低。
試驗No.4、8、11、16、21、25~35，是欠缺本發明的實施方式所規定的要件中的某一項要件的比較例，可以看出其是在變形阻力、破裂發生率的其中一項、或兩項都未達到目標值。
亦即，試驗No.4、8、11、16、21、25，是以條件並不合宜的退火條件SA3來進行球狀化退火，每5μm×5μm的面積含有的雪明鐵數量的標準偏差，大於數式(1)所規定的上限值，破裂發生率、或變形阻力以及破裂發生率之兩者都未達到目標值。在兩者都未達到目標值的試驗的金屬組織中，可以看到有許多的再生波來鐵，因此無法符合數式(1)，被認為是變形阻力增加。
試驗No.26、27，是使用Mn含量過多的鋼種N或Cr含量過多的鋼種O，冷間加工時，仍然維持在高 變形阻力。
試驗No.28~32，是使用以非較佳條件來進行輥軋的鋼種P、Q、R、S、T的例子，後來雖然又進行了SA1的球狀化退火，但是每5μm×5μm的面積所含有的雪明鐵數量的標準偏差，還是大於數式(1)所規定的上限值，破裂發生率、或變形阻力以及破裂發生率之兩者都未達到目標值。
試驗No.33~35，係使用輥軋條件並非合宜條件的鋼種U、V、W，並且以非合宜的退火條件SA4來進行球狀化退火的例子，細微的雪明鐵是呈均一地分散，每5μm×5μm的面積中含有的雪明鐵數量的標準偏差，小於數式(1)所規定的下限值，而且雪明鐵的平均粒徑也小於規定值。No.34、35是每5μm×5μm的面積含有的雪明鐵數量的標準偏差，小於下限值，變形阻力很高。No.33、34是雪明鐵的平均粒徑，小於下限值，變形阻力很高。
本申請案是根據申請日為2015年12月7日的日本國特許出願之特願第2015-238445號作為基礎申請案來主張優先權。因此，特願第2015-238445號的內容係藉由參照而被納入本說明書中。
[產業上的可利用性]
本發明的實施方式的機械構造零件用鋼線，是很適合作為利用冷間鍛造、冷間壓造、冷間滾壓之類的 冷間加工來製造的汽車用零件、建設機械用零件等的各種機械構造零件的素材。這種機械構造零件，具體而言，可舉出：螺栓、螺絲、螺帽、套筒、球型接頭、內管、扭力桿、離合器箱、籠子、殼體、樞紐、外罩、外盒、金屬製承座、挺桿、鞍座、閥、內盒、離合器、軸套、外環圈、鏈輪、芯體、定子、鐵砧、星形輪、往復桿、主體、凸緣、鼓筒、接頭、連接器、滑輪、五金類物品、軛鐵、金屬蓋、汽門頂桿、火星塞、軌條用小齒輪、方向機軸桿、共軌等的機械零件、電裝零件等。本發明的實施方式的鋼線，很適合當作上述機械構造零件的素材使用，而作為高強度機械構造零件用鋼線具有產業上的可利用性，在進行製造上述各種機械構造用零件時之室溫下的變形阻力很低，而且可抑制素材的裂開，能夠發揮優異的冷間加工性。

Claims (2)

  1. 一種機械構造零件用鋼線，其組成分是含有：C：0.3質量%~0.6質量%、Si：0.05質量%~0.5質量%、Mn：0.2質量%~1.7質量%、P：高於0質量%且0.03質量%以下、S：0.001質量%~0.05質量%、Al：0.005質量%~0.1質量%、N：0質量%~0.015質量%、以及其餘部分：實質上由鐵以及不可避免的雜質所組成，金屬組織是由肥粒鐵以及雪明鐵所構成，每5μm×5μm的面積中所含有的雪明鐵數量的標準偏差σc是符合下列數式(1)的關係，雪明鐵的平均粒徑是0.5μm以上，1.5≦σc≦4.5......數式(1)。
  2. 如請求項1所述的機械構造零件用鋼線，又含有從Cr：高於0質量%且0.5質量%以下、Cu：高於0質量%且0.25質量%以下、Ni：高於0%質量且、0.25質量%以下、Mo：高於0質量%且0.25質量%以下、以及B：高於0質量%且0.01質量%以下之群組中所選出的一種以上，並且符合下列數式(2)的關係：[Cr%]+[Cu%]+[Ni%]+[Mo%]+[B%]×50≦0.75……數式(2) 此處的[Cr%]、[Cu%]、[Ni%]、[Mo%]以及[B%]是分別表示以質量%計的Cr、Cu、Ni、Mo以及B的含量。
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