WO2012023483A1 - 特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材 - Google Patents

特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材 Download PDF

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真 小此木
真吾 山崎
章文 川名
英昭 後藤田
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a special steel wire and a special steel wire suitable for mechanical parts having a tensile strength of 1200 MPa to 1500 MPa, a method for producing the same, and the like.
  • the automotive parts and various industrial machine parts which have shaft shapes, such as a bolt, a torsion bar, and a stabilizer, are manufactured from a wire rod.
  • high-strength mechanical parts having a tensile strength of 1200 MPa or more are required for automobiles and various industrial machines for the purpose of reducing weight and size.
  • Patent Documents 1 to 4 a technique using pearlite which has been drawn is known as one technique for improving delayed fracture resistance.
  • An object of the present invention is to provide a special steel wire, a special steel wire, a manufacturing method thereof, and the like that are high in strength and can improve hydrogen embrittlement resistance.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the volume ratio of the pearlite block having an aspect ratio of 2.0 or more is 70% or more and 95% or less, and the axial direction and the lamellar direction in the cross section parallel to the axial direction are The volume ratio of pearlite whose angle between is 40 ° or less is 60% or more with respect to the total pearlite,
  • Special steel wire characterized by (8) The special steel wire according to (7), characterized in that the N content is 0.0050% or less in terms of mass%. (9) (7) or (8) characterized by further containing one or two of Cr: 0.02% to 1.0% or Ni: 0.02% to 0.50% by mass% Special steel wire rod described in 1. (10) 1% or more of Ti: 0.002% to 0.050%, V: 0.01% to 0.20%, or Nb: 0.005% to 0.100% The special steel wire according to any one of (7) to (9), which is contained. (11) The special steel wire according to any one of (7) to (10), further comprising B: 0.0001% to 0.0060% by mass%. (12) In addition, one or more of Ca: 0.001% to 0.010%, Mg: 0.001% to 0.010%, or Zr: 0.001% to 0.010%. The special steel wire according to any one of (7) to (11), which is contained.
  • a step of drawing the wire at a room temperature of 25% or more and 80% or less at a room temperature Have The steel material is mass%, C: 0.35% to 0.85%, Si: 0.05% to 2.0%, Mn: 0.20% to 1.0%, and Al: 0.005% to 0.05%, Containing P content is 0.030% or less, S content is 0.030% or less, A method for producing a special steel wire, wherein the balance consists of Fe and inevitable impurities. (14) The method for producing a special steel wire according to (13), wherein the area reduction rate of the final wire drawing in the wire drawing is 1% or more and 15% or less.
  • the steel material is mass%, C: 0.35% to 0.85%, Si: 0.05% to 2.0%, Mn: 0.20% to 1.0%, and Al: 0.005% to 0.05%, Containing P content is 0.030% or less, S content is 0.030% or less, A method for producing a special steel wire, characterized in that the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the volume ratio of the pearlite block having an aspect ratio of 2.0 or more is 70% or more and 95% or less, and the axial direction and the lamellar direction in the cross section parallel to the axial direction are The volume ratio of pearlite whose angle between is 40 ° or less is 60% or more with respect to the total pearlite, A mechanical component having a tensile strength of 1200 MPa or more and less than 1500 MPa.
  • the hydrogen embrittlement resistance can be remarkably improved while obtaining high strength. Further, when the hydrogen embrittlement resistance is remarkably improved, no significant increase in manufacturing cost is required.
  • FIG. 1 is a diagram illustrating a relationship between an axial direction and a lamella direction.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between tensile strength and pearlite area ratio.
  • the present inventors have investigated in detail the effects of components and structures on the hydrogen embrittlement resistance of high strength mechanical parts having a tensile strength of 1200 MPa or more, and the components and structures for obtaining excellent hydrogen embrittlement resistance I found. Moreover, as a result of repeating examination about the method for obtaining such a component and structure
  • the unit “%” of the content of each component means “mass%”.
  • the pearlite block In order to obtain excellent hydrogen embrittlement resistance, it is effective to extend the pearlite block on the surface layer of machine parts in a direction parallel to the surface. It is also effective to align the pearlite lamellar layer with a layered structure of ferrite and cementite in a direction parallel to the surface.
  • the pearlite block which will be described in detail later, generally refers to a pearlite unit composed of ferrite and cementite with a well-oriented orientation.
  • the volume ratio of the pearlite block having an aspect ratio of 2.0 or more in the region (surface layer portion) from the surface to a depth of 1.0 mm is 70% or more with respect to the total pearlite, Hydrogen embrittlement characteristics are significantly improved. Since a pearlite block having a small aspect ratio, that is, a pearlite block that is not sufficiently elongated does not contribute much to the hydrogen embrittlement resistance, this ratio is preferably suppressed.
  • the aspect ratio of the pearlite block is a ratio indicated by the dimension of the major axis / dimension of the minor axis of the pearlite block.
  • the range of the C content will be described later, when the C content is expressed as (C%), when (C%) is 0.35% or more and 0.65% or less, the volume ratio of pearlite. Is 64 ⁇ (C%) + 52% or more, and when (C%) is more than 0.65% and 0.85% or less, the volume fraction of pearlite is 94% or more and 100% or less, and the remaining structure
  • the hydrogen embrittlement resistance is remarkably improved.
  • Pearlite has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance.
  • the pearlite volume ratio is less than 64 ⁇ (C%) + 52%, sufficient hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.
  • a structure other than pearlite such as ferrite and bainite becomes a starting point of fracture, and processing cracks are likely to occur during cold forging.
  • the structure is pro-eutectoid ferrite and / or bainite.
  • martensite is included as a structure other than pearlite, cracks are likely to occur during cold forging, and the hydrogen embrittlement resistance deteriorates.
  • the hydrogen embrittlement resistance can be remarkably improved by making the structure of the machine part specific.
  • the machine part is a bolt
  • the delayed fracture resistance can be remarkably improved.
  • Such mechanical parts are not only suitable for automobile parts and various industrial machine parts, but can also be used as architectural machine parts.
  • special steel wire is produced from a steel piece having a composition of special steel
  • special steel wire is produced from special steel wire
  • special steel wire is formed. I do.
  • the structure of the special steel wire is set as the above structure, without performing heat treatment such as spheroidizing annealing, It is preferable to perform a forming process such as cold forging.
  • the steel slabs are C: 0.35% to 0.85%, Si: 0.05% to 2.0%, Mn: 0.20% to 1.0%, and Al: 0.005% to 0.00.
  • the P content is 0.030% or less, the S content is 0.030% or less, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the composition of a wire, a steel wire, and a machine part produced using such a steel piece also becomes the same.
  • the C content is contained in order to ensure a predetermined tensile strength. If the C content is less than 0.35%, it is difficult to ensure a tensile strength of 1200 MPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.85%, the strength corresponding to the C content cannot be obtained, and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.35% to 0.85%. In order to obtain higher tensile strength, the C content is preferably 0.40% or more, more preferably more than 0.6%. In order to obtain better cold forgeability, the C content range is preferably 0.60% or less.
  • Si functions as a deoxidizing element and has the effect of increasing tensile strength by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.05%, these effects are insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 2.0%, these effects are saturated, and the ductility during hot rolling is deteriorated, so that wrinkles are easily generated. Therefore, the Si content is 0.05% to 2.0%. In order to obtain higher tensile strength, the Si content is preferably 0.20% or more. Moreover, in order to reduce the roll load at the time of hot rolling and to obtain better workability, the Si content is preferably 0.50% or less.
  • Mn has the effect of increasing the tensile strength of steel after pearlite transformation. If the Mn content is less than 0.20%, this effect is insufficient. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.0%, this effect is saturated. Therefore, the Mn content is set to 0.20% to 1.0%.
  • Al functions as a deoxidizing element.
  • Al also has the effect of improving the cold workability by forming AlN that functions as pinning particles to refine crystal grains. Furthermore, Al also has the effect of reducing the solid solution N to suppress dynamic strain aging and the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. If the Al content is less than 0.005%, these effects are insufficient. On the other hand, if the Al content exceeds 0.05%, these effects are saturated and wrinkles are likely to occur during hot rolling. Therefore, the Al content is set to 0.005% to 0.05%.
  • the P content and the S content are 0.030% or less, preferably 0.015% or less.
  • N deteriorates cold workability due to dynamic strain aging, and may also deteriorate hydrogen embrittlement resistance.
  • the N content is preferably low, particularly preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • steel slab, wire rod, steel wire, and mechanical part may contain one or two of Cr: 0.02% to 1.0% or Ni: 0.02% to 0.50%.
  • steel slabs, wire rods, steel wires and machine parts are Ti: 0.002% to 0.050%, V: 0.01% to 0.20%, or Nb: 0.005% to 0.100%. 1 type (s) or 2 or more types may be contained.
  • the steel slab, wire rod, steel wire and machine part may contain B: 0.0001% to 0.0060%.
  • the Cr content is preferably 0.02% to 1.0%. In order to surely obtain the effect, the Cr content is more preferably 0.10% or more. In order to suppress the formation of martensite, the Cr content is more preferably 0.50% or less.
  • Ni has the effect of increasing the toughness of steel. If the Ni content is less than 0.02%, this effect is insufficient. If the Ni content exceeds 0.50%, martensite is likely to occur, cold workability deteriorates, and the material cost increases. Therefore, the Ni content is preferably 0.02% to 0.50%. In addition, in order to acquire this effect reliably, it is more preferable that Ni content is 0.05% or more. In order to suppress the formation of martensite, the Ni content is more preferably 0.20%.
  • Ti functions as a deoxidizing element and has the effect of increasing the tensile strength, yield strength, and proof stress by precipitating TiC, and the effect of improving cold workability by reducing solid solution N. If the Ti content is less than 0.002%, these effects are insufficient. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.050%, these effects are saturated and the hydrogen embrittlement resistance is deteriorated. Therefore, the Ti content is preferably 0.002% to 0.050%.
  • V has the effect of increasing the tensile strength, yield strength and proof stress by precipitating VC, which is a carbide, and improving the hydrogen embrittlement resistance. If the V content is less than 0.01%, these effects are insufficient. On the other hand, when the V content exceeds 0.20%, the material cost increases significantly. Therefore, the V content is preferably 0.01% to 0.20%.
  • Nb has the effect of increasing the tensile strength, yield strength, and yield strength by precipitating NbC, which is a carbide. If the Nb content is less than 0.005%, this effect is insufficient. If the Nb content exceeds 0.100%, this effect is saturated. Therefore, the Nb content is preferably 0.005% to 0.10%.
  • B has the effect of improving the cold workability and hydrogen embrittlement resistance by suppressing the formation of grain boundary ferrite and grain boundary bainite, and the effect of increasing the tensile strength after pearlite transformation. If the B content is less than 0.0001%, this effect is insufficient. On the other hand, when the B content exceeds 0.0060%, this effect is saturated. Therefore, the B content is preferably 0.0001% to 0.0060%.
  • Steel slabs, wire rods, steel wires and mechanical parts are one type of Ca: 0.001 to 0.010%, Mg: 0.001 to 0.010%, or Zr: 0.001 to 0.010%. Or you may contain 2 or more types. These elements function as a deoxidizing element and have an effect of improving the hydrogen embrittlement resistance by forming sulfides such as CaS and MgS to fix the solid solution S.
  • steel slabs, wire rods, steel wires and machine parts inevitably contain O, and O exists as oxides such as Al and Ti. And as the O content is higher, coarse oxides are more easily formed, and fatigue failure is more likely to occur. For this reason, it is preferable that O content is 0.01% or less.
  • a steel material containing the above components is hot-rolled to obtain a steel material, and then this steel material is immersed in a first molten salt bath and kept at a constant temperature. It is immersed in a second molten salt bath and kept at a constant temperature.
  • the temperature of finish rolling is set to 800 ° C. or more and 950 ° C. or less, and the particle size number of the austenite crystal grains of the steel material is set to 8 or more.
  • the temperature of the first molten salt bath is 400 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and the immersion in the first molten salt bath is performed when the temperature of the steel material is 750 ° C. or higher and 950 ° C.
  • the time to perform is 5 seconds or more and 150 seconds or less.
  • the temperature of the second molten salt tank is 500 ° C. or more and 600 ° C. or less, and the time for holding the constant temperature is 5 seconds or more and 150 seconds or less.
  • the temperature of finish rolling affects the grain size of austenite crystal grains before the pearlite transformation that occurs thereafter, and when the temperature of finish rolling exceeds 950 ° C., it is difficult to obtain fine grains having a grain number of 8 or more.
  • the finish rolling temperature is set to 800 ° C. to 950 ° C. In consideration of mass productivity, the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or higher.
  • the grain size number of the austenite crystal grains is 8 or more, and preferably 10 or more.
  • the temperature of the steel material is rapidly lowered to a temperature close to the start temperature of the pearlite transformation by maintaining the constant temperature in the first molten salt tank, and then the constant temperature is maintained in the second molten salt tank.
  • pearlite transformation is caused in the steel material.
  • the temperature of the steel material when immersed in the first molten salt bath is set to 750 ° C. to 950 ° C.
  • the temperature of the first molten salt bath is less than 400 ° C.
  • bainite is generated.
  • the temperature of the first molten salt tank exceeds 600 ° C.
  • the arrival of the pearlite transformation start temperature is delayed. Accordingly, the temperature of the first molten salt bath is set to 400 ° C. to 600 ° C.
  • the temperature of the second molten salt tank is 500 ° C. to 600 ° C.
  • the pearlite transformation is completed in a very short time. Accordingly, the temperature of the second molten salt tank is set to 500 ° C. to 600 ° C.
  • the constant temperature holding time in the first molten salt tank and the second molten salt tank is less than 5 seconds, the temperature of the steel material may not be sufficiently controlled. On the other hand, when these constant temperature holding times exceed 150 seconds, the productivity may be significantly reduced. Accordingly, the constant temperature holding time is 5 to 150 seconds.
  • the same effect can be obtained by using equipment such as a lead bath and a fluidized bed instead of the molten salt tank, but the method using the molten salt is extremely excellent in consideration of environmental load and production cost. .
  • the special steel wire obtained by such a process has said composition, and when the (C%) is 0.35% or more and 0.65% or less, the volume ratio of pearlite is 64 ⁇ ( C%) + 52% or more, and when (C%) is more than 0.65% and 0.85% or less, the volume fraction of pearlite is 94% or more and 100% or less, and the remaining structure is pro-eutectoid ferrite. Or it consists of 1 type or 2 types of bainite.
  • the volume ratio of pearlite can be measured from observation of special steel wire with an optical microscope or an electron microscope, and can be obtained from the area ratio in an arbitrary field of view.
  • the state of austenite crystal grains can be fixed by sampling and quenching the steel material immediately after rolling, and the crystal grain size can be measured according to the method of JIS G0551 using a sample after quenching. .
  • the wire drawing is performed under a predetermined condition.
  • the total area reduction in this wire drawing process is 25% or more and 80% or less.
  • the total area reduction ratio of the wire drawing is less than 25%, the pearlite block is not sufficiently elongated, and sufficient hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.
  • the total area reduction rate in the wire drawing is 25% to 80%.
  • the total area reduction is preferably 30% or more.
  • a total area reduction rate is 65% or less.
  • the number of wire drawing processes is not particularly limited, and may be one or more times.
  • the area reduction rate in the final wire drawing (final pass) is 1% or more and 15% or less. This is because it is possible to further extend the pearlite block in the surface layer portion and further align the lamella direction and the axial direction.
  • the area reduction rate in the final pass is less than 1%, it is difficult to apply distortion uniformly in the circumferential direction.
  • the area reduction rate in the final pass exceeds 15%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, it is preferable that the area reduction rate in the final wire drawing when the wire drawing is performed a plurality of times is 1% to 15%.
  • wire drawing is performed at room temperature.
  • the room temperature is ⁇ 20 ° C. to 50 ° C., but during wire drawing, the steel wire may rise to about 100 ° C. due to heat generation during processing.
  • a special steel wire having a desired strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained by wire drawing performed under such conditions. That is, in the region from the surface to a depth of 1.0 mm, the volume ratio of the pearlite block having an aspect ratio of 2.0 or more is 70% or more with respect to the total pearlite, and the cross section parallel to the axial direction is from the surface. In the region up to a depth of 1.0 mm, a steel wire in which the volume ratio of pearlite in which the angle between the lamella direction and the axial direction is 40 ° or less is 60% or more with respect to the total pearlite is obtained.
  • the volume ratio of a pearlite block having an aspect ratio of 2.0 or more in the region from the surface to a depth of 1.0 mm is 70% or more with respect to the total pearlite. Characteristics are obtained. However, when the volume ratio is more than 95%, the cold forgeability deteriorates. That is, cold forging tends to be difficult. For this reason, in the region from the surface to a depth of 1.0 mm, the volume ratio of such a pearlite block is 70% to 95% with respect to the total pearlite. In order to obtain better hydrogen embrittlement resistance, the volume ratio is preferably 80% or more.
  • the aspect ratio of the pearlite block used for evaluating the volume ratio is 2.0 or more because the aspect ratio is less than 2.0, and the pearlite block that is not sufficiently elongated does not contribute much to the hydrogen embrittlement resistance. It is.
  • the volume ratio of pearlite in which the angle between the lamellar direction and the axial direction is 40 ° or less in the region from the surface to a depth of 1.0 mm is all.
  • the pearlite that contributes to the improvement of hydrogen embrittlement resistance is mainly pearlite having an angle of 40 ° or less. Therefore, this angle of pearlite used for evaluation of the volume ratio is set to 40 ° C. or less.
  • the volume ratio of such pearlite is 60% or more with respect to the total pearlite. In order to obtain better hydrogen embrittlement resistance, the volume ratio is preferably 70% or more.
  • the pearlite block referred to here is a unit of pearlite composed of ferrite and cementite whose orientation difference is within 15 degrees, and this orientation difference is measured using an electron backscatter diffraction (EBSD) device. It can be determined from the measured crystal orientation map of ferrite.
  • the aspect ratio of the pearlite block is the ratio of the major axis to the minor axis of the pearlite block.
  • the axial dimension and the direction (diameter perpendicular to the axial direction) Equal to the direction) dimension.
  • the direction of the lamella can be measured from observation with an electron microscope in a cross section parallel to the axial direction.
  • the tensile strength of the machine part which this invention makes object is 1200 MPa or more and 1500 MPa or less.
  • the tensile strength is less than 1200 MPa, the hydrogen embrittlement phenomenon is unlikely to occur, and it is not necessary to apply the present invention.
  • the tensile strength exceeds 1500 MPa, it is difficult to form by cold forging, and the manufacturing cost increases.
  • the machine part produced in this way has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance, but in order to improve other mechanical properties, for example, 200 ° C. to 600 ° C. for 10 minutes. It is preferable to hold for 60 minutes or less and then cool. By performing such treatment, yield strength, yield ratio, ductility, and the like can be improved.
  • wire drawing was performed at the area reduction shown in Table 2 to obtain a steel wire. Further, in levels 1 to 3, 6 to 8, 10 to 13, 15 to 16, 19, 21 to 22, and 24 to 26, heat treatment simulating heat treatment after cold forging was performed. The results are also shown in Table 2.
  • the type of metal structure and the volume ratio of pearlite were measured. These results are shown in Table 3.
  • P in the column of “metallic structure” indicates pearlite
  • B indicates bainite
  • F indicates ferrite
  • M indicates martensite.
  • the “lower limit of the pearlite volume fraction” in Table 3 is a value of 64 ⁇ (C%) + 52% when (C%) is 0.65% or less, and (C%) is 0. If it exceeds .65%, it is 94%.
  • the area ratio of pearlite is obtained using a scanning electron microscope (SEM), and the area ratio on the microscopic surface is equal to the volume ratio of the tissue.
  • the area ratio was defined as the volume ratio of each tissue.
  • a 125 ⁇ m ⁇ 95 ⁇ m region in the surface layer portion was photographed at a magnification of 1000 times in a cross section parallel to the axial direction of the steel wire, and the area ratio of pearlite was obtained by image analysis.
  • the volume ratio of the pearlite block having an aspect ratio of 2.0 or more was measured in the surface layer portion. Further, in the cross section parallel to the axial direction, the volume fraction of pearlite having an angle between the lamellar direction and the axial direction in the surface layer portion of 40 ° or less was also measured. These results are also shown in Table 4.
  • the type of steel wire structure is the same as the type of wire material structure.
  • An EBSD device was used to identify the pearlite block. That is, in a cross section parallel to the axial direction, a ferrite crystal orientation map is obtained using an EBSD device for a region of 275 ⁇ m ⁇ 165 ⁇ m in the surface layer portion, and a boundary where the orientation difference is 15 degrees or more is obtained from this crystal orientation map. Perlite block boundary. And the aspect ratio was calculated
  • Levels 5 and 13 in Table 2 correspond to the conventional production method in which cooling is performed on stealth without performing isothermal transformation after winding, and the volume ratio of pearlite is out of the scope of the present invention.
  • the holding time in the first molten salt tank is less than the lower limit of the present invention. In this case, martensite is mixed in the metal structure, and the volume fraction of pearlite is out of the scope of the present invention.
  • the temperature of the first molten salt bath is below the lower limit of the present invention. In this case, martensite is mixed in the metal structure, and the volume fraction of pearlite is out of the scope of the present invention.
  • the area reduction rate of wire drawing is less than the lower limit of the present invention.
  • the volume ratio of pearlite having an aspect of 2.0 or more, or the volume ratio of pearlite whose angle between the lamella direction and the axial direction is 40 ° or less is out of the scope of the present invention.
  • steel type N containing Cr and Mo and having a composition outside the scope of the present invention was used.
  • the wire rod is manufactured by cooling on Stemmore without performing the treatment using the first and second molten salt baths, and then heated to 880 ° C., oil-quenched, and then heated to 580 ° C. And tempered. As a result, the resulting structure is tempered martensite and is outside the scope of the present invention.
  • the particle size numbers of the austenite crystal grains before the pearlite transformation shown in Table 2 are 10 or more in both levels 4 and 12, which satisfy the conditions of the present invention. In contrast, at levels 5, 13 and 23 where the manufacturing conditions deviate from the scope of the present invention, the particle size number is less than 8, and Table 4 shows that these have poor cold forgeability or hydrogen embrittlement resistance. . At levels 14 and 17 containing martensite, breakage and cracking occurred during the wire drawing. That is, the wire drawing workability was low.
  • the hydrogen embrittlement resistance is poor.
  • the hydrogen embrittlement resistance is poor.
  • the hydrogen embrittlement resistance is poor.
  • the area ratio of pearlite whose angle between the lamella direction and the axial direction is 40 ° or less is outside the scope of the present invention.
  • hydrogen embrittlement resistance And / or cold forgeability is poor.
  • cold forgeability is inferior in the level 22 where the volume ratio of the pearlite whose aspect ratio is 2.0 or more exceeds the upper limit of this invention.
  • the mechanical parts of the present invention have excellent hydrogen embrittlement resistance and cold forgeability.
  • FIG. 2 shows the relationship between the tensile strength TS, the axial direction, and the area ratio of pearlite in which the angle of the lamella from the axial direction is 40 ° or less. It can be seen that both the delayed fracture resistance and the cold forgeability are excellent at the level satisfying the range of the present invention.
  • the present invention can be used in related industries such as automobile parts, various industrial machine parts, and building parts.

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Abstract

　所定の組成を有し、Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなる。また、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が７０％以上９５％以下であり、軸方向と平行な断面における軸方向とラメラの方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上である。

Description

特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材
　本発明は、引張強さが１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下の機械部品に好適な特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材並びにこれらの製造方法等に関する。
　線材から、ボルト、トーションバー、スタビライザー等の軸形状を有する自動車部品及び各種産業機械部品が製造されている。そして、自動車及び各種産業機械には、軽量化及び小型化を目的に、近年では１２００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度の機械部品が求められている。
　しかしながら、機械部品の高強度化に伴って、鋼材に侵入した水素の影響により、本来予想される応力より小さい応力にて破壊するという、所謂水素脆化現象が顕著になっている。この水素脆化現象は種々の形態で現れる。例えば、自動車及び建築物等に用いられるボルトにおいては、遅れ破壊とよばれる、締結してから暫く時間が経った後に突然破壊が生じる現象が生じることがある。
　そこで、高強度部品の耐水素脆化特性を向上させるための種々の検討が行われている。高強度機械部品の一例であるボルトに関しては、耐遅れ破壊特性を向上させる技術の一つとして、伸線加工したパーライトを用いる技術が知られている（特許文献１～４）。
　しかしながら、これらの従来の技術によっても、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度の機械部品において耐水素脆化特性を向上することは困難である。また、このような機械部品に適した鋼線及び線材も開発されていない。
特開２００５－２８１８６０号公報 特開２００１－３４８６１８号公報 特開２００４－３０７９２９号公報 特開２００８－２６１０２７号公報 特開平１１－３１５３４９号公報 特開２００２－６９５７９号公報 特開２０００－１４４３０６号公報
　本発明は、高強度でかつ耐水素脆化特性を向上することができる特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材並びにこれらの製造方法等を提供することを目的とする。
　本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
　を含有し、
　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなり、
　表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が７０％以上９５％以下であり、軸方向と平行な断面における軸方向とラメラの方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上であり、
　引張強さが１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であることを特徴とする特殊鋼鋼線。
　（２）
　質量％で、Ｎ含有量が０．００５０％以下であることを特徴とする（１）に記載の特殊鋼鋼線。
　（３）
　質量％で、更に、Ｃｒ：０．０２％～１．０％又はＮｉ：０．０２％～０．５０％の１種又は２種を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の特殊鋼鋼線。
　（４）
　質量％で、更に、Ｔｉ：０．００２％～０．０５０％、Ｖ：０．０１％～０．２０％、又はＮｂ：０．００５％～０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の特殊鋼鋼線。
　（５）
　質量％で、更に、Ｂ：０．０００１％～０．００６０％を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の特殊鋼鋼線。
　（６）
　質量％で、更に、Ｃａ：０．００１％～０．０１０％、Ｍｇ：０．００１％～０．０１０％、又はＺｒ：０．００１％～０．０１０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（５）のいずれかに記載の特殊鋼鋼線。
　（７）
　質量％で、
　Ｃ：０．３５～０．８５％、
　Ｓｉ：０．０５～２．０％、
　Ｍｎ：０．２０～１．０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ａｌ：０．００５～０．０５％を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなることを特徴とする特殊鋼線材。
　（８）
　質量％で、Ｎ含有量が０．００５０％以下であることを特徴とする（７）に記載の特殊鋼線材。
　（９）
　質量％で、更に、Ｃｒ：０．０２％～１．０％又はＮｉ：０．０２％～０．５０％の１種又は２種を含有することを特徴とする（７）又は（８）に記載の特殊鋼線材。
　（１０）
　質量％で、更に、Ｔｉ：０．００２％～０．０５０％、Ｖ：０．０１％～０．２０％、又はＮｂ：０．００５％～０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（７）～（９）のいずれかに記載の特殊鋼線材。
　（１１）
　質量％で、更に、Ｂ：０．０００１％～０．００６０％を含有することを特徴とする（７）～（１０）のいずれかに記載の特殊鋼線材。
　（１２）
　質量％で、更に、Ｃａ：０．００１％～０．０１０％、Ｍｇ：０．００１％～０．０１０％、又はＺｒ：０．００１％～０．０１０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（７）～（１１）のいずれかに記載の特殊鋼線材。
　（１３）
　仕上圧延の温度を８００℃以上９５０℃以下とした鋼片の熱間圧延を行って、オーステナイト結晶粒の粒度番号が８以上の鋼材を得る工程と、
　次に、温度が７５０℃以上９５０℃以下となっている前記鋼材を、４００℃以上６００℃以下の温度の第１の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
　次に、前記鋼材を５００℃以上６００℃以下の温度の第２の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
　次に、室温にて、前記線材に総減面率が２５％以上８０％以下の伸線加工を施す工程と、
　を有し、
　前記鋼材は、質量％で、
　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
　を含有し、
　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする特殊鋼鋼線の製造方法。
　（１４）
　前記伸線加工における最終伸線の減面率が１％以上１５％以下であることを特徴とする（１３）に記載の特殊鋼鋼線の製造方法。
　（１５）
　仕上圧延の温度を８００℃以上９５０℃以下とした鋼片の熱間圧延を行って、オーステナイト結晶粒の粒度番号が８以上の鋼材を得る工程と、
　次に、温度が７５０℃以上９５０℃以下となっている前記鋼材を、４００℃以上６００℃以下の温度の第１の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
　次に、前記鋼材を５００℃以上６００℃以下の温度の第２の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
　を有し、
　前記鋼材は、質量％で、
　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
　を含有し、
　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする特殊鋼線材の製造方法。
　（１６）
　質量％で、
　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
　を含有し、
　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなり、
　表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が７０％以上９５％以下であり、軸方向と平行な断面における軸方向とラメラの方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上であり、
　引張強さが１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であることを特徴とする機械部品。
　本発明によれば、高い強度を得ながら耐水素脆化特性を著しく向上することができる。また、耐水素脆化特性の著しい向上に際して、特に製造コストの大幅な増加も必要とされない。
図１は、軸方向とラメラの方向との関係を示す図である。 図２は、引張強さとパーライトの面積率との関係を示す図である。
　本発明者らは、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度機械部品の耐水素脆化特性に及ぼす成分及び組織の影響について詳細に調査し、優れた耐水素脆化特性を得るための成分及び組織を見出した。また、このような成分及び組織を得るための方法について、冶金的知見に基づいて検討を重ねた結果、以下の事項が明らかになった。なお、以下の説明における各成分の含有量の単位「％」は「質量％」を意味する。
　先ず、機械部品の組織について説明する。
　優れた耐水素脆化特性を得るためには、機械部品の表層部のパーライトブロックを表面と平行な向きに伸長化させることが有効である。また、フェライトとセメンタイトとの層状構造をもつパーライトのラメラの層の向きを、表面と平行な向きに揃えることも有効である。ここで、パーライトブロックとは、詳細は後述するが、一般的には、方位性が整ったフェライト及びセメンタイトからなるパーライトの単位をいう。
　具体的には、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域（表層部）において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が、全パーライトに対して７０％以上である場合に、耐水素脆化特性が著しく向上する。アスペクト比が小さいパーライトブロック、即ち十分に伸長化していないパーライトブロックは耐水素脆化特性にあまり寄与しないため、この割合は抑制することが好ましい。ここで、パーライトブロックのアスペクト比とは、パーライトブロックの長軸の寸法／短軸の寸法で示される比率である。
　また、表層部において、軸方向と平行な断面でのラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上である場合に、耐水素脆化特性が著しく向上する。
　更に、Ｃ含有量の範囲については後述するが、Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなる場合に、耐水素脆化特性が著しく向上する。パーライトは耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。そして、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％未満の場合には、十分な耐水素脆化特性が得られない。また、フェライト及びベイナイト等のパーライト以外の組織が破壊の起点となって冷間鍛造の際に加工割れが発生しやすくなる。なお、パーライト以外の組織が存在する場合、当該組織は、初析フェライト及び／又はベイナイトである。パーライト以外の組織としてマルテンサイトが含まれていると、冷間鍛造の際に割れが発生しやすくなるとともに、耐水素脆化特性が劣化する。
　このように、機械部品の組織を特定のものとすることにより、耐水素脆化特性を著しく向上することができる。そして、機械部品がボルトである場合には、耐遅れ破壊特性を著しく向上することができる。また、このような機械部品は、自動車部品及び各種産業機械部品に好適であるだけでなく、建築用の機械部品として用いることもできる。
　また、ボルト等の機械部品を得るためには、例えば、特殊鋼の組成を有する鋼片から特殊鋼線材を作製し、特殊鋼線材から特殊鋼鋼線を作製し、特殊鋼鋼線の成形加工を行う。そして、上記のような耐水素脆化特性が優れた機械部品を得るためには、例えば、特殊鋼鋼線の組織を上記のような組織としておき、球状化焼鈍等の熱処理を行わずに、冷間鍛造等の成形加工を行うことが好ましい。球状化焼鈍等の熱処理により特殊鋼鋼線を軟質化して加工を行う方法と比較すると、冷間加工が若干困難になることもあるが、熱処理の省略に伴うコストの削減及び優れた耐水素脆化特性の確保等の面で、この方法の方が有利である。
　次に、機械部品及びこの製造に用いられる鋼片に含まれる成分について説明する。鋼片は、Ｃ：０．３５％～０．８５％、Ｓｉ：０．０５％～２．０％、Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及びＡｌ：０．００５％～０．０５％、を含有し、Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。そして、このような鋼片を用いて作製された線材、鋼線及び機械部品の組成も同様のものとなる。
　Ｃは、所定の引張強さを確保するために含有される。Ｃ含有量が０．３５％未満では、１２００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。一方、Ｃ含有量が０．８５％超では、Ｃ含有量に見合う強度が得られず、冷間鍛造性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３５％～０．８５％とする。なお、より高い引張強さを得るために、Ｃ含有量は０．４０％以上であることが好ましく、０．６％超であることがより好ましい。また、より良好な冷間鍛造性を得るために、Ｃ含有量の範囲は０．６０％以下であることが好ましい。
　Ｓｉは、脱酸元素として機能するとともに、固溶強化により引張強さを高める効果を有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が不十分である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、これらの効果が飽和するとともに、熱間圧延時の延性が劣化して疵が発生しやすくなる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％～２．０％とする。なお、より高い引張強さを得るために、Ｓｉ含有量は０．２０％以上であることが好ましい。また、熱間圧延時のロール負荷を低減して、より良好な加工性を得るために、Ｓｉ含有量は０．５０％以下であることが好ましい。
　Ｍｎは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果を有する。Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、この効果が不十分である。一方、Ｍｎ含有量が１．０％超では、この効果が飽和する。従って、Ｍｎ含有量は０．２０％～１．０％とする。
　Ａｌは、脱酸元素として機能する。また、Ａｌは、ピン止め粒子として機能するＡｌＮを形成して結晶粒を細粒化し、冷間加工性を向上させる効果を有する。更に、Ａｌは、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する効果、及び耐水素脆化特性を向上させる効果も有する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、これらの効果が不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．０５％超では、これらの効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生しやすくなる。従って、Ａｌ含有量は０．００５％～０．０５％とする。
　Ｐ及びＳは結晶粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させる。そして、これらの各含有量が０．０３０％超の場合に、耐水素脆化特性の劣化が顕著となる。従って、Ｐ含有量及びＳ含有量は０．０３０％以下とし、好ましくは０．０１５％以下である。
　また、Ｎは、動的歪み時効により冷間加工性を劣化させ、耐水素脆化特性も劣化させることがある。このため、Ｎ含有量は低いことが好ましく、特に０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であることがより好ましい。
　なお、鋼片、線材、鋼線及び機械部品が、Ｃｒ：０．０２％～１．０％又はＮｉ：０．０２％～０．５０％の１種又は２種を含有していてもよい。また、鋼片、線材、鋼線及び機械部品が、Ｔｉ：０．００２％～０．０５０％、Ｖ：０．０１％～０．２０％、又はＮｂ：０．００５％～０．１００％の１種または２種以上を含有していてもよい。また、鋼片、線材、鋼線及び機械部品が、Ｂ：０．０００１％～０．００６０％を含有していてもよい。
　Ｃｒは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果を有する。Ｃｒ含有量が０．０２％未満では、この効果が不十分である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％超では、マルテンサイトが生じやすくなって冷間加工性が劣化し、材料コストが上がる。従って、Ｃｒ含有量は０．０２％～１．０％であることが好ましい。効果を確実に得るために、Ｃｒ含有量は０．１０％以上であることがより好ましい。また、マルテンサイトの生成を抑制するために、Ｃｒ含有量は０．５０％以下であることがより好ましい。
　Ｎｉは、鋼の靭性を高める効果を有する。Ｎｉ含有量が０．０２％未満では、この効果が不十分である。Ｎｉ含有量が０．５０％超では、マルテンサイトが生じやすくなって冷間加工性が劣化し、材料コストが上がる。従って、Ｎｉ含有量は０．０２％～０．５０％であることが好ましい。なお、この効果を確実に得るために、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であることがより好ましい。また、マルテンサイトの生成を抑制するために、Ｎｉ含有量は０．２０％であることがより好ましい。
　Ｔｉは、脱酸元素として機能するとともに、ＴｉＣを析出させて引張強さ降伏強さ、及び耐力を高める効果、並びに固溶Ｎを低減して冷間加工性を向上させる効果を有する。Ｔｉ含有量が０．００２％未満では、これらの効果が不十分である。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％超では、これらの効果が飽和するとともに、耐水素脆化特性が劣化する。従って、Ｔｉ含有量は０．００２％～０．０５０％であることが好ましい。
　Ｖは、炭化物であるＶＣを析出させて引張強さ、降伏強さ及び耐力を高める効果、並びに耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。Ｖ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が不十分である。一方、Ｖ含有量が０．２０％超では、材料コストが大幅に増加する。従って、Ｖ含有量は０．０１％～０．２０％であることが好ましい。
　Ｎｂは、炭化物であるＮｂＣを析出させて引張強さ、降伏強さ及び耐力を高める効果を有する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、この効果が不十分である。Ｎｂ含有量が０．１００％超では、この効果が飽和する。従って、Ｎｂ含有量は０．００５％～０．１０％であることが好ましい。
　Ｂは、粒界フェライト及び粒界ベイナイトの生成を抑制して冷間加工性及び耐水素脆化特性を向上させる効果、及びパーライト変態後の引張強さを高める効果を有する。Ｂ含有量が０．０００１％未満では、この効果が不十分である。一方、Ｂ含有量が０．００６０％超では、この効果が飽和する。従って、Ｂ含有量は０．０００１％～０．００６０％であることが好ましい。
　また、鋼片、線材、鋼線及び機械部品が、Ｃａ：０．００１～０．０１０％、Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、又はＺｒ：０．００１～０．０１０％の１種又は２種以上を含有していてもよい。これらの元素は、脱酸元素として機能するとともに、ＣａＳ及びＭｇＳ等の硫化物を形成して固溶Ｓを固定し、耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。
　また、鋼片、線材、鋼線及び機械部品は、Ｏを不可避的に含有し、ＯはＡｌ及びＴｉ等の酸化物として存在する。そして、Ｏ含有量が高いほど、粗大な酸化物が形成されやすく、疲労破壊が生じやすい。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下であることが好ましい。
　次に、上述のような機械部品及び特殊鋼鋼線の作製に好適な特殊鋼線材の製造方法について説明する。
　この製造方法では、上記の成分を含有する鋼片の熱間圧延を行って鋼材を得、次に、この鋼材を第１の溶融塩槽に浸漬して恒温保持し、次に、この鋼材を第２の溶融塩槽に浸漬して恒温保持する。熱間圧延では、仕上圧延の温度を８００℃以上９５０℃以下とし、鋼材のオーステナイト結晶粒の粒度番号を８以上とする。また、第１の溶融塩槽の温度は４００℃以上６００℃以下とし、第１の溶融塩槽への浸漬は、鋼材の温度が７５０℃以上９５０℃以下となっているときに行い、恒温保持する時間は５秒間以上１５０秒間以下とする。また、第２の溶融塩槽の温度は５００℃以上６００℃以下とし、恒温保持する時間は５秒間以上１５０秒間以下とする。
　仕上圧延の温度は、その後に生じるパーライト変態の前のオーステナイト結晶粒の粒度に影響を及ぼし、仕上圧延の温度が９５０℃超では、８以上の粒度番号の細粒を得にくい。一方、仕上圧延の温度が８００℃未満では、圧延時の負荷が極めて高く、工業的な量産が困難である。従って、仕上圧延の温度は８００℃～９５０℃とする。量産性を考慮すると、仕上圧延の温度は８５０℃以上であることが好ましい。
　また、パーライト変態前のオーステナイト結晶粒が８未満であると、粗粒の影響により、その後の伸線加工及び冷間鍛造の際に割れが発生しやすくなる。従って、オーステナイト結晶粒の粒度番号は８以上とし、１０以上とすることが好ましい。
　本発明では、第１の溶融塩槽での恒温保持により、鋼材の温度をパーライト変態の開始温度に近い温度まで急速に低下させておき、それに続く第２の溶融塩槽での恒温保持の際に、鋼材にパーライト変態を生じさせる。
　第１の溶融塩槽に浸漬させる際の鋼材の温度が７５０℃未満では、第１又は第２の溶融塩槽での恒温保持の際に、フェライトが発生する可能性が高い。一方、この温度が９５０℃超では、降温に時間が係る。つまり、鋼材の温度がパーライト変態の開始温度に近づけるのに時間が掛かる。このため、第２の溶融塩槽での恒温保持中にパーライト変態が終了せずに、ベイナイト及び／又はマルテンサイト等の組織が発生することがある。従って、第１の溶融塩槽に浸漬させる際の鋼材の温度は７５０℃～９５０℃とする。
　また、第１の溶融塩槽の温度が４００℃未満では、ベイナイトが発生してしまう。一方、第１の溶融塩槽の温度が６００℃超では、パーライト変態の開始温度への到達が遅くなる。従って、第１の溶融塩槽の温度は４００℃～６００℃とする。また、第２の溶融塩槽の温度が５００℃～６００℃の場合に、パーライト変態が極めて短時間で終了する。従って、第２の溶融塩槽の温度は５００℃～６００℃とする。
　更に、第１の溶融塩槽及び第２の溶融塩槽での恒温保持の時間が５秒間未満では、鋼材の温度を十分に制御できないことがある。一方、これらの恒温保持の時間が１５０秒間超では、生産性の低下が顕著となることがある。従って、これらの恒温保持の時間は５秒間～１５０秒間とする。
　なお、溶融塩槽の代わりに、鉛浴及び流動床等の設備を用いても同様の効果が得られるが、環境への負荷及び製造コストを考慮すると、溶融塩を用いる方法が極めて優れている。
　そして、このような処理により得られた特殊鋼線材は、上記の組成を有し、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなるものとなる。
　特殊鋼線材においても、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％未満の場合には、十分な耐水素脆化特性が得られない。また、フェライト及びベイナイト等のパーライト以外の組織が破壊の起点となって冷間鍛造の際に加工割れが発生しやすくなる。従って、特殊鋼線材においても、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であることが重要である。また、特殊鋼線材にパーライト以外の組織としてマルテンサイトが含まれていると、冷間鍛造だけでなく伸線加工の際にも割れが発生しやすくなる。
　なお、パーライトの体積率は特殊鋼線材の光学顕微鏡又は電子顕微鏡による観察から測定可能であり、任意の視野での面積率から求めることができる。また、オーステナイト結晶粒の状態は、圧延直後の鋼材をサンプリングして急冷することにより固定することができ、結晶粒度は、急冷後の試料を用いてＪＩＳ　Ｇ０５５１の方法に準じて測定することができる。
　このように、この特殊鋼線材の製造方法では、熱間圧延時の残熱を利用して、熱間圧延後、直ちに２つの溶融塩槽を用いて温度制御を行うのである。そして、この方法によれば、高価な合金元素の添加を抑制しても、パーライトの体積率が高い特殊鋼線材を得ることができる。つまり、安価で高い特性が得られる。
　そして、このようにして製造した特殊鋼線材から、上記のような組織の特殊鋼鋼線を作製する場合には、所定の条件で伸線加工を行う。
　この伸線加工における総減面率は２５％以上８０％以下とする。伸線加工の総減面率が２５％未満の場合、パーライトブロックの伸長化が不十分となって十分な耐水素脆化特性が得られない。一方、総減面率が８０％超では、冷間鍛造の際に加工割れが発生しやすくなる。従って、伸線加工における総減面率は２５％～８０％とする。なお、パーライトブロックの伸長化の促進のために、総減面率は３０％以上であることが好ましい。また、加工割れをより抑制するために、総減面率は６５％以下であることが好ましい。
　また、伸線加工の回数は特に限定されず、１回でも複数回でもよい。複数回の伸線加工を行う場合には、最後の伸線加工（最終パス）での減面率を１％以上１５％以下とすることが好ましい。これは、表層部でのパーライトブロックを更に伸長化させ、ラメラの方向と軸方向とを更に揃えることが可能となるからである。最終パスでの減面率が１％未満では、周方向に均一に歪みを付与することが困難になりやすい。一方、最終パスでの減面率が１５％を超えると、上記の効果を得にくい。従って、複数回の伸線加工を行う場合の最後の伸線加工での減面率は１％～１５％とすることが好ましい。
　また、伸線加工は室温で行う。ここで、室温とは、－２０℃～５０℃であるが、伸線加工中、鋼線は加工発熱により約１００℃程度にまで上昇する場合がある。
　このような条件下で行われた伸線加工により、所望の強度及び優れた耐水素脆化特性を有する特殊鋼鋼線が得られる。即ち、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が、全パーライトに対して７０％以上、かつ、軸方向と平行な断面において、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域における、ラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上となっている鋼線が得られる。
　上述のように、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が、全パーライトに対して７０％以上の場合に、優れた耐水素脆化特性が得られる。但し、この体積率が９５％超であると、冷間鍛造性が劣化する。つまり、冷間鍛造が困難になりやすい。このため、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、このようなパーライトブロックの体積率は全パーライトに対して７０％～９５％とする。なお、より優れた耐水素脆化特性を得るために、この体積率は８０％以上であることが好ましい。体積率の評価に用いるパーライトブロックのアスペクト比を２．０以上としているのは、アスペクト比が２．０未満と、十分に伸長化していないパーライトブロックは、耐水素脆化特性にあまり寄与しないからである。
　また、上述のように、軸方向と平行な断面において、表面から１．０ｍｍの深さまでの領域における、ラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上である場合に、優れた耐水素脆化特性が得られる。耐水素脆化特性の向上に寄与するパーライトは、主としてこの角度が４０°以下のパーライトである。従って、体積率の評価に用いるパーライトのこの角度を４０℃以下としている。また、この角度が４０°以下のパーライトの体積率が６０％未満の場合には、耐水素脆化特性の向上効果が十分ではない。従って、軸方向と平行な断面において、このようなパーライトの体積率は全パーライトに対して６０％以上とする。なお、より優れた耐水素脆化特性を得るために、この体積率は７０％以上であることが好ましい。
　なお、ここでいうパーライトブロックとは、方位差が１５度以内にあるフェライト及びセメンタイトからなるパーライトの単位であり、この方位差は、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ：electron back scattered diffraction）装置を用いて測定したフェライトの結晶方位マップから求めることができる。また、パーライトブロックのアスペクト比は、パーライトブロックの長径と短径との比であり、伸線加工後の特殊鋼鋼線では、実質的に、軸方向の寸法と軸方向に垂直な方向（径方向）の寸法との比と等しい。また、ラメラの方向は、軸方向と平行な断面での電子顕微鏡による観察から測定することができる。
　そして、このようにして製造した特殊鋼鋼線から、機械部品を作製する場合には、例えば、上記のミクロ組織を維持するために、球状化焼鈍等の熱処理を行うことなく、例えば－２０℃～５０℃の室温において冷間鍛造等の成形加工を行う。なお、冷間鍛造では加工発熱により３００℃程度まで上昇する場合がある。
　なお、本発明が対象とする機械部品の引張強さは１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下である。引張強さが１２００ＭＰａ未満では、水素脆化現象が生じにくく、本発明を適用する必要がない。一方、引張強さが１５００ＭＰａ超では、冷間鍛造により成形加工することが困難であり、製造コストが増加する。
　なお、このようにして製造された機械部品は高強度かつ優れた耐水素脆化特性を有しているが、他の機械的特性を向上させるために、例えば、２００℃～６００℃に１０分間以上６０分間以下保持し、その後に冷却することが好ましい。このような処理を行うことにより、降伏強度、降伏比及び延性等を向上させることができる。
　このように、これらの一連の処理では、パーライトとすべく化学成分を調整した材料を用い、これを熱間圧延時の残熱を利用して溶融塩浴に浸漬する方法にてほぼ完全なパーライトの特殊鋼線材としている。そして、この特殊鋼線材を室温で特定の条件にて伸線加工して強度及び耐水素脆化特性の高いパーライトの調整を行い、機械部品に成形する。その後、必要に応じて、延性を回復させるための比較的低温の熱処理を行う。この結果、引張強さが１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下の機械部品の耐水素脆化特性を、安価に著しく向上することができる。また、伸線加工として、従来技術のような強伸線加工を行う必要もない。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、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例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　先ず、表１に示す成分を含有する鋼種の鋼片を作製した。次いで、表２に示す条件で、鋼片に対して、仕上圧延を含む熱間圧延、第１の溶融塩槽での恒温保持、及び第２の溶融塩槽での恒温保持を行って、表２に示す線径（７．０ｍｍ～１５．０ｍｍ）の線材を得た。なお、第１の溶融塩槽及び第２の溶融塩槽は圧延ライン上に配置し、所謂インライン処理を行った。また、熱間圧延後にはサンプリングを行い、パーライト変態前のオーステナイト結晶粒の粒度番号を測定した。この結果も表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　線材の作製後には、表２に示した減面率で伸線加工を行って、鋼線を得た。更に、水準１～３、６～８、１０～１３、１５～１６、１９、２１～２２、２４～２６においては、冷間鍛造後の熱処理を模した熱処理を行った。この結果も表２に示す。
　また、線材については、金属組織の種類及びパーライトの体積率を測定した。これらの結果を表３に示す。なお、表３中の「金属組織」の欄の「Ｐ」はパーライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ｆ」はフェライト、「Ｍ」はマルテンサイトを示す。また、表３中の「パーライトの体積率の下限」は、（Ｃ％）が０．６５％以下の場合には、６４×（Ｃ％）＋５２％の値であり、（Ｃ％）が０．６５％超の場合には、９４％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　パーライトの体積率の測定では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：scanning electron microscope）を用いてパーライトの面積率を求め、検鏡面での面積率が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。また、面積率の測定では、鋼線の軸方向と平行な断面にて、表層部内の１２５μｍ×９５μｍの領域を１０００倍の倍率で写真撮影して、パーライトの面積率を画像解析により求めた。
　鋼線については、表層部において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率を測定した。また、軸方向と平行な断面において、表層部における、ラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率も測定した。これらの結果も表４に示す。なお、鋼線の組織の種類は、線材の組織の種類と同一である。
　パーライトブロックの特定にはＥＢＳＤ装置を用いた。即ち、軸方向に平行な断面にて、表層部内の２７５μｍ×１６５μｍの領域についてＥＢＳＤ装置を用いてフェライトの結晶方位マップを取得し、この結晶方位マップから、方位差が１５度以上となる境界をパーライトブロックの境界とした。そして、境界に囲まれたパーライトブロックのうちで円相当径が１．０μｍ以上のものについてアスペクト比を求めた。
　また、軸方向と平行な断面において、表層部における、ラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率の測定では、表層部において撮影した５０００倍のＳＥＭ写真をもとに当該領域を画像解析した。具体的には、図１に示すように、ラメラの方向と軸方向との間の角度（方位差）が４０°以下となる領域をＳＥＭ写真で求め、当該領域の面積を画像解析した。図１中の白矢印がラメラの方向を示している。
　鋼線の作製後には、表３に示す処理が行われた後の鋼線の特性（引張強さ、耐水素脆化特性及び冷間鍛造性）を評価した。この結果を表４に示す。
　引張強さの評価では、鋼線からＪＩＳ　Ｚ２２０１の９Ａの試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の試験方法に準拠した引張試験を行った。なお、これら鋼線から作製された機械部品の引張強さは、当該鋼線と同等となる。
　耐水素脆化特性の評価では、鋼線をボルトに加工し、電界水素チャージによって０．５ｐｐｍの拡散性水素を試料に含有させた後、試験中に水素が試料から大気中に放出しないようにＣｄめっきを施した。その後、大気中で最大引張荷重の９０％の荷重を負荷し、１００時間の経過後の破断の有無を確認した。そして、破断が生じていないものを「良」と評価し、破断が生じたものを「不良」と評価した。
　冷間鍛造性の評価では、鋼線から直径が５．０ｍｍ、長さが７．５ｍｍの試料を機械加工により作製し、同心円状に溝がついた金型により端面を拘束して圧縮試験を行った。そして、５０％の圧縮率で加工したときに加工割れが発生しなかったものを「良」と評価し、加工割れが発生したものを「不良」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２の水準５及び１３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に相当し、これらはパーライトの体積率が本発明の範囲から外れる。水準１４では第１の溶融塩槽での保持時間が本発明の下限未満である。この場合、金属組織にマルテンサイトが混入するとともに、パーライトの体積率が本発明の範囲から外れる。水準１７では第１の溶融塩槽の温度が本発明の下限未満である。この場合、金属組織にマルテンサイトが混入するとともに、パーライトの体積率が本発明の範囲から外れる。水準６、２１、２５及び２６では伸線加工の減面率が本発明の下限未満である。この場合、アスペクトが２．０以上のパーライトの体積率、又はラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が本発明の範囲から外れる。水準２３では、ＣｒとＭｏを含有し、組成が本発明の範囲から外れる鋼種Ｎを用いた。また、巻き取り後に第１及び第２の溶融塩槽を用いた処理を行わずにステルモア上で冷却して線材を製造し、その後、８８０℃に加熱し、油焼入れを行い、次いで５８０℃にて焼戻しを行った。この結果、得られた組織は焼戻しマルテンサイトであり、本発明の範囲から外れる。
　表２に示すパーライト変態前のオーステナイト結晶粒の粒度番号は、本発明の条件を満たす水準４及び１２では、いずれも粒度番号が１０以上である。これに対して、製造条件が本発明の範囲から外れる水準５、１３及び２３では粒度番号が８未満であり、表４から、これらは冷間鍛造性又は耐水素脆化特性が劣ることがわかる。マルテンサイトを含有する水準１４及び１７では、伸線加工中に断線や割れが発生した。つまり、伸線加工性が低かった。
　パーライトの体積率が本発明の範囲から外れる水準５、１３、２３及び２４では、いずれも耐水素脆化特性が不良である。また、アスペクト比が２．０以上のパーライトの体積率が本発明の範囲から外れる水準６、１３、２１、２３、２４及び２６では、いずれも耐水素脆化特性が不良である。ラメラの方向と軸方向との間の角度が４０°以下のパーライトの面積率が本発明の範囲から外れる水準５、６、１３、２１、２３、２４、２５及び２６では、耐水素脆化特性及び／又は冷間鍛造性が不良である。また、アスペクト比が２．０以上のパーライトの体積率が本発明の上限を超える水準２２では冷間鍛造性が不良である。
　以上より本発明の機械部品は耐水素脆化特性及び冷間鍛造性が優れていることがわかる。
　図２に、引張強さＴＳと軸方向と軸方向からのラメラの角度が４０°以下であるパーライトの面積率との関係を示す。本発明の範囲を満たす水準では耐遅れ破壊特性及び冷間鍛造性がともに優れていることがわかる。
　本発明は、例えば、自動車部品、各種産業機械部品及び建築部品等の関連産業において利用することができる。

Claims (16)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
    　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
    　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
    　を含有し、
    　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
    　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなり、
    　表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が７０％以上９５％以下であり、軸方向と平行な断面における軸方向とラメラの方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上であり、
    　引張強さが１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であることを特徴とする特殊鋼鋼線。
  2. 　質量％で、Ｎ含有量が０．００５０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の特殊鋼鋼線。
  3. 　質量％で、更に、Ｃｒ：０．０２％～１．０％又はＮｉ：０．０２％～０．５０％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の特殊鋼鋼線。
  4. 　質量％で、更に、Ｔｉ：０．００２％～０．０５０％、Ｖ：０．０１％～０．２０％、又はＮｂ：０．００５％～０．１００％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に記載の特殊鋼鋼線。
  5. 　質量％で、更に、Ｂ：０．０００１％～０．００６０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の特殊鋼鋼線。
  6. 　質量％で、更に、Ｃａ：０．００１％～０．０１０％、Ｍｇ：０．００１％～０．０１０％、又はＺｒ：０．００１％～０．０１０％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に記載の特殊鋼鋼線。
  7. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３５～０．８５％、
    　Ｓｉ：０．０５～２．０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．００５～０．０５％を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなることを特徴とする特殊鋼線材。
  8. 　質量％で、Ｎ含有量が０．００５０％以下であることを特徴とする請求項７に記載の特殊鋼線材。
  9. 　質量％で、更に、Ｃｒ：０．０２％～１．０％又はＮｉ：０．０２％～０．５０％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項７に記載の特殊鋼線材。
  10. 　質量％で、更に、Ｔｉ：０．００２％～０．０５０％、Ｖ：０．０１％～０．２０％、又はＮｂ：０．００５％～０．１００％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７に記載の特殊鋼線材。
  11. 　質量％で、更に、Ｂ：０．０００１％～０．００６０％を含有することを特徴とする請求項７に記載の特殊鋼線材。
  12. 　質量％で、更に、Ｃａ：０．００１％～０．０１０％、Ｍｇ：０．００１％～０．０１０％、又はＺｒ：０．００１％～０．０１０％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７に記載の特殊鋼線材。
  13. 　仕上圧延の温度を８００℃以上９５０℃以下とした鋼片の熱間圧延を行って、オーステナイト結晶粒の粒度番号が８以上の鋼材を得る工程と、
    　次に、温度が７５０℃以上９５０℃以下となっている前記鋼材を、４００℃以上６００℃以下の温度の第１の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
    　次に、前記鋼材を５００℃以上６００℃以下の温度の第２の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
    　次に、室温にて、前記線材に総減面率が２５％以上８０％以下の伸線加工を施す工程と、
    　を有し、
    　前記鋼材は、質量％で、
    　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
    　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
    　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
    　を含有し、
    　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
    　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする特殊鋼鋼線の製造方法。
  14. 　前記伸線加工における最終伸線の減面率が１％以上１５％以下であることを特徴とする請求項１３に記載の特殊鋼鋼線の製造方法。
  15. 　仕上圧延の温度を８００℃以上９５０℃以下とした鋼片の熱間圧延を行って、オーステナイト結晶粒の粒度番号が８以上の鋼材を得る工程と、
    　次に、温度が７５０℃以上９５０℃以下となっている前記鋼材を、４００℃以上６００℃以下の温度の第１の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
    　次に、前記鋼材を５００℃以上６００℃以下の温度の第２の溶融塩槽に浸漬し、５秒間以上１５０秒間以下恒温保持する工程と、
    　を有し、
    　前記鋼材は、質量％で、
    　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
    　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
    　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
    　を含有し、
    　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
    　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする特殊鋼線材の製造方法。
  16. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３５％～０．８５％、
    　Ｓｉ：０．０５％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．２０％～１．０％、及び
    　Ａｌ：０．００５％～０．０５％、
    　を含有し、
    　Ｐ含有量が０．０３０％以下であり、
    　Ｓ含有量が０．０３０％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｃ含有量を（Ｃ％）と表したとき、（Ｃ％）が０．３５％以上０．６５％以下の場合には、パーライトの体積率が６４×（Ｃ％）＋５２％以上であり、（Ｃ％）が０．６５％超０．８５％以下の場合には、パーライトの体積率が９４％以上１００％以下であり、残部の組織が初析フェライト又はベイナイトの１種又は２種からなり、
    　表面から１．０ｍｍの深さまでの領域において、アスペクト比が２．０以上のパーライトブロックの体積率が７０％以上９５％以下であり、軸方向と平行な断面における軸方向とラメラの方向との間の角度が４０°以下であるパーライトの体積率が全パーライトに対して６０％以上であり、
    　引張強さが１２００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であることを特徴とする機械部品。
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