WO2016158428A1 - 機械構造部品用鋼線 - Google Patents

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雄基 佐々木
琢哉 高知
政道 千葉
昌之 坂田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a steel wire used as a material for machine structural parts. More specifically, when cold working after spheroidizing annealing on a wire manufactured by temper rolling, deformation resistance during cold working is low, crack resistance is good, and cold workability is excellent.
  • the present invention relates to a steel wire for machine structural parts that exhibits excellent characteristics.
  • a "wire” is used for the meaning of a rolled wire, and points out the linear steel material cooled to room temperature after hot rolling.
  • the “steel wire” refers to a linear steel material obtained by subjecting a rolled wire material to a tempering treatment such as spheroidizing annealing.
  • spheroidizing annealing is usually applied to hot rolled wire rods such as carbon steel and alloy steel for the purpose of imparting cold workability. Is done. Then, the rolled wire rod after the spheroidizing annealing, that is, the steel wire is cold-worked, and then formed into a predetermined shape by machining such as cutting, and the final strength is obtained by quenching and tempering treatment. Adjustments are made into machine structural parts.
  • the life of the mold can be improved by lowering the deformation resistance of the steel wire.
  • the yield improvement of various components can be expected by improving the crack resistance of the steel wire.
  • Patent Document 1 states that “the metal structure is substantially composed of ferrite grains and spherical carbides, and the ferrite grains have an average particle diameter of 15 ⁇ m or more, and the spherical carbides have an average particle diameter of 0. 0.8 ⁇ m or less, the maximum particle size is 4.0 ⁇ m or less, and the number per 1 mm 2 is 0.5 ⁇ 10 6 ⁇ C% to 5.0 ⁇ 10 6 ⁇ C%.
  • a technique of “steel wire whose maximum distance between spherical carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more is 10 ⁇ m or less” is disclosed.
  • Patent Document 2 states that “the steel metal structure has cementite and ferrite, and the total area ratio of cementite and ferrite to the entire structure is 95% by area or more, and the aspect ratio of 90% or more of the cementite.
  • the steel wire technique is disclosed, wherein the cementite has an average center-of-gravity distance of 1.5 ⁇ m or more, and the ferrite has an average crystal grain size of 5 to 20 ⁇ m.
  • the temperature is raised to a temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C., and maintained for 0 to 1 hr in the temperature range of A1 point to A1 point + 50 ° C. after the temperature rise. Then, the annealing process is performed twice in which the temperature range from the A1 point to the A1 point + 50 ° C. to the A1 point ⁇ 100 ° C. to the A1 point ⁇ 30 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 to 200 ° C./hr. After performing the above, it is disclosed that the temperature is raised to a temperature range of A1 point to A1 point + 30 ° C.
  • Patent Document 3 discloses a technique of “a steel wire having a structure in which a value obtained by dividing a standard deviation of a distance between cementites by an average value of the distances between cementites is 0.50 or less”. In this method, cementite is distributed at substantially uniform intervals, and a large amount of cementite is also present in the ferrite grains.
  • the present invention has been made under such circumstances, and its purpose is to reduce mechanical resistance during cold working, improve crack resistance, and provide mechanical structure parts that can exhibit excellent cold workability.
  • the purpose is to provide steel wire.
  • the steel wire for machine structural parts of the present invention that has achieved the above-mentioned problems is, in mass%, C: 0.3-0.6%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.2-1. 7%, P: more than 0%, 0.03% or less, S: 0.001 to 0.05%, Al: 0.005 to 0.1% and N: 0 to 0.015%,
  • the balance consists of iron and inevitable impurities
  • the steel microstructure is composed of ferrite and cementite, and the number ratio of cementite present at the ferrite grain boundaries is 40% or more of the total cementite number. .
  • the steel wire for machine structural parts of the present invention if necessary, in mass%, Cr: more than 0%, 0.5% or less, Cu: more than 0%, 0.25% or less, Ni: more than 0%, It is preferable to contain at least one selected from the group consisting of 0.25% or less, Mo: more than 0%, 0.25% or less, and B: more than 0%, 0.01% or less.
  • the average equivalent circle diameter of bcc (body-centered cubic) -Fe crystal grains in the metal structure is 30 ⁇ m or less.
  • the chemical composition is appropriately adjusted, and the metal structure of the steel is composed of ferrite and cementite, and the number ratio of cementite existing at the ferrite grain boundary to the total cementite number. Satisfies the specified value, it is possible to provide a steel wire that realizes an improvement in crack resistance as well as a reduction in deformation resistance. Since the steel wire for machine structural parts of the present invention has a reduced deformation resistance, it can suppress wear and breakage of a plastic working tool such as a mold and has improved cracking resistance. It can also suppress the occurrence of cracking at the time, and exhibits excellent properties in cold workability.
  • the present inventors have studied from various angles in order to realize a steel wire that has both deformation resistance reduction during cold working and improved crack resistance. As a result, it has been found that cementite in ferrite grains increases deformation resistance during cold working, and that voids that cause cracks originate from cementite in ferrite grains.
  • the cementite present in the ferrite grain boundaries is less strained during cold working than cementite present in the grains, so that the deformation resistance can be reduced and the occurrence of voids can be suppressed.
  • the ratio of the number of cementite existing in the ferrite grain boundary to the total number of cementite is increased, that is, the number of cementite present in the ferrite grains relative to the total number of cementite. The idea that reducing the proportion is important was obtained.
  • the metal structure of the steel wire for machine structural parts of the present invention (hereinafter sometimes simply referred to as “steel wire”) is a so-called spheroidized structure, and is composed of ferrite and cementite.
  • the spheroidized structure is a metal structure that contributes to improving cold workability by reducing the deformation resistance of steel.
  • a part of the pearlite structure may be included in the metal structure of the present invention.
  • precipitates such as AlN can be allowed to be less than 3% in terms of area ratio.
  • the number ratio of cementite (grain boundary cementite) existing at the ferrite grain boundary to the total cementite number may be referred to as “grain boundary cementite ratio”.
  • the number ratio of cementite (intragranular cementite) present in ferrite grains to the total number of cementite may be referred to as “intragranular cementite ratio”.
  • the “grain boundary cementite ratio” and “intragranular cementite ratio” are defined as follows. In the microscopic observation of the metal structure, the number of grain boundary cementite and intragranular cementite is measured by a predetermined method within a predetermined visual field.
  • the measurement of the number of cementites may be performed with one visual field or multiple visual fields.
  • the grain boundary cementite ratio and the intragranular cementite ratio are calculated using numerical values obtained by totaling the number of grain boundary cementites and the number of intragranular cementites measured in each field of view. Details of the measurement method will be described later.
  • the number ratio of cementite existing in the ferrite grain boundaries (that is, the grain boundary cementite ratio) needs to be 40% or more with respect to the total number of cementite.
  • the grain boundary cementite ratio By setting the grain boundary cementite ratio to 40% or more, the deformation resistance can be reduced, and the occurrence of cracks at the cementite starting point can be suppressed.
  • the form of cementite to be measured for the grain boundary cementite number and the intragranular cementite number is not particularly limited.
  • rod-shaped cementite having a large aspect ratio, layered cementite that forms a pearlite structure, and the like are included, and the shape of cementite is not limited.
  • the size of the cementite to be measured is not limited, but the size standard is determined by the measurement method. In the method of measuring the grain boundary cementite ratio described later, the size of cementite that can be identified by an optical microscope with a magnification of 1000 times is the minimum size. Specifically, cementite having a circle equivalent diameter of 0.3 ⁇ m or more is a measurement target.
  • the preferable lower limit of the grain boundary cementite ratio is 45%, more preferably 50%.
  • the higher the grain boundary cementite ratio, the more effective the reduction of deformation resistance and the suppression of cracking, and the most preferable is 100%.
  • an increase in the grain boundary cementite ratio is not easy in terms of production, and the current technology may have disadvantages such as a decrease in hot rolling temperature and / or a longer spheroidizing annealing time.
  • the grain boundary cementite ratio is preferably approximately 80% or less, and more preferably 70% or less.
  • the average equivalent circle diameter of the bcc-Fe crystal grains in the metal structure is preferably 30 ⁇ m or less.
  • bcc-Fe crystal grain diameter By reducing the average equivalent circular diameter of bcc-Fe crystal grains (hereinafter sometimes simply referred to as “bcc-Fe crystal grain diameter”) to 30 ⁇ m or less, ductility is improved, and cracks are further generated during cold working. Can be suppressed.
  • a preferable upper limit of the bcc-Fe crystal grain size is 25 ⁇ m, more preferably 20 ⁇ m.
  • the size of the bcc-Fe crystal grains to be measured is not limited, the size standard is determined by the measurement method as with the cementite.
  • the size that can be discriminated by the EBPS analyzer and the FE-SEM is the minimum size.
  • a bcc-Fe crystal grain having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or more is an object to be measured.
  • the above-described structure to be controlled for the bcc-Fe crystal grain size is a bcc-Fe crystal grain surrounded by a large-angle grain boundary whose orientation difference is larger than 15 °. This is because the effect on cold workability is small at the small-angle grain boundary where the orientation difference is 15 ° or less.
  • the above-mentioned “crystal orientation difference” is also called “shift angle” or “inclination angle”, and the EBSP method (Electron Backscattering Pattern method) may be employed to measure the orientation difference.
  • bcc-Fe surrounded by large-angle grain boundaries for measuring the average particle diameter includes ferrite contained in the pearlite structure in addition to pro-eutectoid ferrite.
  • the present invention is intended for steel wires used as raw materials for machine structural parts, and may have a normal chemical composition as a steel wire for machine structural parts, but C, Si, Mn, P, About S, Al, and N, it is good to adjust to an appropriate range. From this point of view, the appropriate ranges of these chemical components and the reasons for their limitations are as follows. In the present specification, “%” for the chemical component composition means mass%.
  • C 0.3 to 0.6%
  • the C content is preferably 0.32% or more, and more preferably 0.34% or more. However, if C is excessively contained, the strength is increased and the cold workability is lowered, so that it is necessary to be 0.6% or less.
  • the C content is preferably 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Si 0.05 to 0.5% Si is contained as a deoxidizing element and for the purpose of increasing the strength of the final product by solid solution hardening. In order to effectively exhibit such an effect, the Si content was set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Si content is set to 0.5% or less.
  • the Si content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.2 to 1.7%
  • Mn is an effective element for increasing the strength of the final product through improvement of hardenability.
  • the Mn content is set to 0.2% or more.
  • the Mn content is preferably 0.3% or more, and more preferably 0.4% or more.
  • the Mn content is set to 1.7% or less.
  • the Mn content is preferably 1.5% or less, and more preferably 1.3% or less.
  • P more than 0% and 0.03% or less
  • P is an element inevitably contained in steel, causes segregation of grain boundaries in steel, and causes ductility deterioration. Therefore, the P content is set to 0.03% or less.
  • the P content is preferably 0.02% or less, more preferably 0.017% or less, and particularly preferably 0.01% or less. The smaller the P content, the better. However, there may be a case where approximately 0.001% remains due to restrictions on the manufacturing process.
  • S 0.001 to 0.05%
  • S is an element inevitably contained in the steel and is present as MnS in the steel and deteriorates the ductility. Therefore, S is an element harmful to cold workability. Therefore, the S content is set to 0.05% or less.
  • the S content is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less. However, since S has the effect
  • the S content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • Al 0.005 to 0.1%
  • Al is useful as a deoxidizing element and is useful for fixing solute N present in steel as AlN.
  • the Al content is set to 0.005% or more.
  • the Al content is preferably 0.008% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the Al content is determined to be 0.1% or less. Al content becomes like this. Preferably it is 0.090% or less, More preferably, it is 0.080% or less.
  • N 0 to 0.015%
  • N is an element inevitably contained in the steel.
  • the N content is set to 0.015% or less.
  • the N content is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the N content is preferably as low as possible, and is most preferably 0%, but it may remain about 0.001% due to restrictions on the manufacturing process.
  • substantially iron means that trace components (eg, Sb and Zn) that do not impair the characteristics of the present invention can be allowed besides iron, and inevitable impurities other than P, S, and N (eg, O). And H) and the like. Furthermore, in this invention, the following arbitrary elements may be contained as needed, and the characteristic of a steel wire is further improved according to the component to contain.
  • Cr more than 0%, 0.5% or less
  • Cu more than 0%, 0.25% or less
  • Ni more than 0%, 0.25% or less
  • Mo more than 0%, 0.25% or less
  • B One or more selected from the group consisting of more than 0% and less than 0.01% Cr, Cu, Ni, Mo and B all increase the strength of the final product by improving the hardenability of the steel. It is an effective element and contained alone or in combination of two or more as required. Such an effect increases as the content of these elements increases, and the preferable content for effectively exhibiting the above-described effect is such that the Cr content is 0.015% or more, more preferably 0.020% or more. It is.
  • the preferable contents of Cu, Ni and Mo are all 0.02% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the preferable content of B is 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the Cr content is preferably 0.5% or less
  • the Cu, Ni and Mo contents are preferably 0.25% or less
  • the B content is preferably 0.01% or less.
  • the more preferable content of these elements is such that the Cr content is 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • the upper limit of the amount of Cu, Ni and Mo is more preferably 0.22%, still more preferably 0.20%.
  • the upper limit with more preferable B amount is 0.007%, More preferably, it is 0.005%.
  • the steel wire of the present invention defines the structure form after spheroidizing annealing, and in order to obtain such a structure form, it is preferable to appropriately control the spheroidizing annealing conditions described later.
  • the condition at the stage of producing the rolled wire is also appropriately controlled, and the grain form cementite is likely to precipitate during the spheroidizing annealing of the structure form in the rolled wire. More preferably.
  • the steel rolling which satisfies the above-mentioned composition can be adjusted to the final rolling temperature when hot-rolling, and the cooling speed and temperature range can be appropriately adjusted by setting the subsequent cooling speed to three stages. preferable.
  • the structure before spheroidizing annealing has pearlite and ferrite as the main phase, the bcc-Fe crystal grain size is in a predetermined range, and the pro-eutectoid ferrite crystal grains are equiaxed. And the interval at the narrowest part of the pearlite can be set to a predetermined value or less.
  • the rolling wire manufacturing conditions for this are as follows: after finish rolling at 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower, first cooling with an average cooling rate of 7 ° C./second or more, and average cooling rate of 1 ° C./second.
  • the second cooling of 5 ° C./second or less and the third cooling having an average cooling rate faster than the second cooling and 5 ° C./second or more are preferably performed in this order.
  • the end temperature of the first cooling and the start temperature of the second cooling are preferably in the range of 700 to 750 ° C.
  • the end temperature of the second cooling and the start temperature of the third cooling are preferably in the range of 600 to 650 ° C.
  • the end temperature of the third cooling is preferably 400 ° C. or lower.
  • the finish rolling temperature and the first to third cooling will be described in detail.
  • the finish rolling temperature 800 ° C. or more and 1050 ° C. or less
  • the finish rolling temperature exceeds 1050 ° C.
  • the finish rolling temperature is less than 800 ° C.
  • the bcc-Fe crystal grain size becomes too small, for example, less than 5 ⁇ m, and softening becomes difficult.
  • the minimum with more preferable finish rolling temperature is 850 degreeC, More preferably, it is 900 degreeC or more.
  • a more preferable upper limit of the finish rolling temperature is 1000 ° C., more preferably 950 ° C.
  • the first cooling starts from 800 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower, which is the finish rolling temperature, and ends in a temperature range of 700 to 750 ° C.
  • the average cooling rate in the first cooling is preferably 7 ° C./second or more.
  • the average cooling rate of the first cooling is more preferably 10 ° C./second or more, and further preferably 20 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate of the first cooling is not particularly limited, but is preferably 200 ° C./second or less as a realistic range. In the cooling in the first cooling, the cooling rate may be changed as long as the average cooling rate is 7 ° C./second or more.
  • the second cooling starts from a temperature range of 700 to 750 ° C. and ends in a temperature range of 600 to 650 ° C.
  • the second cooling gradually increase the average cooling rate at 5 ° C./sec or less. It is preferable to cool.
  • a more preferable upper limit of the average cooling rate of the second cooling is 4 ° C./second, more preferably 3.5 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the second cooling is preferably 1 ° C./second or more.
  • the more preferable lower limit of the average cooling rate of the second cooling is 2 ° C./second, more preferably 2.5 ° C./second.
  • the cooling rate may be changed as long as the average cooling rate is 1 ° C./second or more and 5 ° C./second or less.
  • the third cooling starts from a temperature range of 600 to 650 ° C. and ends at 400 ° C. or lower.
  • the average lamellar interval of pearlite is made as narrow as possible to facilitate the dissolution of cementite so that no spherical cementite nuclei remain in the grains.
  • the grain boundary cementite ratio is increased by performing a subsequent appropriate spheroidizing annealing treatment.
  • the third cooling is faster than the second cooling and is performed at an average cooling rate of 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate of the third cooling is more preferably 10 ° C./second or more, and further preferably 20 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate of the third cooling is not particularly limited, but is preferably 200 ° C./second or less as a practical range.
  • the cooling rate may be changed as long as the average cooling rate is 5 ° C./second or more.
  • finish temperature of 3rd cooling is not specifically limited, For example, it is preferable that it is 200 degreeC.
  • normal cooling such as cooling is performed to cool to room temperature.
  • the area reduction rate at that time may be, for example, 30% or less.
  • the carbides in the steel are destroyed, and the agglomeration of the carbides can be promoted by the subsequent spheroidizing annealing, which is effective in shortening the soaking time of the spheroidizing annealing.
  • the area reduction ratio of the wire drawing process is preferably 30% or less.
  • the lower limit of the area reduction rate is not particularly limited, but the effect is preferably obtained by setting it to 2% or more.
  • the pearlite in the structure is transformed into austenite by the subsequent spheroidizing annealing treatment, and then the original pearlite size is reduced while transforming into ferrite + cementite. That is, by suppressing the grain growth of the metal structure, the intragranular precipitation of cementite is reduced and the grain boundary cementite is likely to precipitate.
  • an average heating rate of 50 ° C./hour is at least from 500 ° C. to 730 ° C.
  • the average heating rate from at least 500 ° C. to 730 ° C. is set to 50 ° C./hour or more to suppress grain growth of the metal structure.
  • the average heating rate at this time is more preferably 60 ° C./hour or more.
  • the average heating rate is preferably 200 ° C./hour or less, more preferably 150 ° C./hour or less.
  • the average heating rate when heating from room temperature to 500 ° C. is usually 100 ° C./hour or more, but the average heating rate in this temperature range has little influence on the grain growth of the metal structure. Considering productivity, it is preferable that the heating rate at this time is fast, for example, 120 ° C./hour or more, and more preferably 140 ° C./hour or more.
  • the upper limit of the average heating rate at this time is preferably 200 ° C./hour, and more preferably 150 ° C./hour, similarly to the average heating rate from 500 ° C. to 730 ° C.
  • the average heating rate at the time of heating from room temperature to 500 ° C. may be the same as or different from the average heating rate from at least 500 ° C. to 730 ° C.
  • the average heating rate from at least 500 ° C. to 730 ° C. is 50 ° C. in order to reduce the intra-grain precipitation of cementite by reducing the original pearlite size and to easily precipitate grain boundary cementite. As long as it is secured more than / hour.
  • the decomposition and solid solution of cementite in the pearlite structure is sufficiently suppressed while suppressing the grain growth of the metal structure as much as possible. It can be carried out.
  • the average heating rate is faster than 5 ° C / hour, it is difficult to secure a sufficient time for decomposition and solid solution of cementite in the pearlite structure, and from 730 ° C when the average heating rate is slower than 2 ° C / hour.
  • the heating time up to 740 ° C. becomes longer, and it becomes difficult to suppress the grain growth of the metal structure.
  • the average heating rate at this time is more preferably 3 ° C./hour or more and 4 ° C./hour or less.
  • the holding time at this time is more preferably 1.5 hours or more and 2.5 hours or less.
  • the average cooling rate at this time is more preferably 30 ° C./hour or more.
  • the average cooling rate is preferably 100 ° C./hour or less.
  • cementite is preferentially precipitated at the ferrite grain boundary, and the precipitation of cementite with a large aspect ratio such as pearlite structure is suppressed. can do.
  • the average cooling rate is lower than 8 ° C./hour, it is difficult to suppress the grain growth of the metal structure, and when the average cooling rate is higher than 12 ° C./hour, cementite with a large aspect ratio such as a pearlite structure is formed. Reprecipitates a lot.
  • the average cooling rate at this time is more preferably 9 ° C./hour or more and 11 ° C./hour or less.
  • the spheroidizing annealing as described above may be repeated a plurality of times, and by performing such repetition, the individual aspect ratio of cementite is reduced and the grain boundary cementite ratio is increased.
  • test Nos. In Examples to be described later.
  • a predetermined spheroidization is performed thereafter.
  • the grain boundary cementite ratio is within an appropriate range, and both deformation resistance and crack generation rate can be reduced.
  • the number of repetitions of spheroidizing annealing is preferably at least 3 times or more, but it is preferably 10 times or less because the grain boundary cementite ratio does not change much even if it is excessively repeated.
  • the spheroidizing annealing is repeated a plurality of times, it may be repeated under the same conditions or different conditions within the range of the above preferable conditions.
  • Steel types C, E, F, H, K, O, P and Q are examples in which a rolled wire was not manufactured under appropriate manufacturing conditions in the present invention.
  • steel types C, E, F and K have higher finish rolling temperatures.
  • Steel type H is an example of producing a rolled wire rod by cooling while maintaining the cooling rate in the cooling 3 corresponding to the third cooling, that is, the cooling rate in the second cooling.
  • steel type O after performing the second cooling to 550 ° C., a holding step of heating to 580 ° C. and holding at 580 ° C. for 120 seconds is performed, and then cooled to room temperature to perform a wire drawing process with a surface reduction rate of 40%. went.
  • steel type P cooling was performed at a monotonous cooling rate of only cooling 1.
  • For steel type Q after performing cooling 1, a holding step of holding at 550 ° C. for 60 seconds was performed, and the mixture was allowed to cool to room temperature, and rough drawing with a surface reduction rate of 15% was performed.
  • this annealing condition is hereinafter abbreviated as “SA1”
  • SA1 is repeated five times.
  • Spheroidizing annealing is abbreviated as “SA2” hereinafter
  • SA2 is abbreviated as “SA2” hereinafter
  • SA2 is abbreviated as “SA2” hereinafter
  • SA2 When heating from room temperature to 730 ° C., from 500 ° C. to 730 ° C. at an average heating rate of 110 ° C./hour. Up to the average heating rate Heated to 80 ° C./hour, then heated to 740 ° C. at an average heating rate of 3 ° C./hour, held at 740 ° C. for 3 hours, cooled to 640 ° C.
  • annealing condition SA3 is an example in which the average cooling rate from 720 ° C. to 640 ° C. is not appropriately controlled.
  • one of spheroidizing annealing (this annealing condition is abbreviated as “SA5” hereinafter) is performed by cooling to 640 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./hour and then allowing to cool.
  • SA5 spheroidizing annealing
  • the annealing conditions SA4 and SA5 are examples that deviate from the preferable annealing conditions in the present invention.
  • this annealing condition is hereinafter abbreviated as “SA6”
  • SA6 spheroidizing annealing
  • average heating rate 80 ° C. / Heat from room temperature to 740 ° C., hold at 740 ° C. for 10 minutes, and then repeat the process of cooling to 660 ° C. at an average cooling rate of 80 ° C./hour three times (however, from the second time onwards, heat from 660 ° C. ), Then average heating rate 8 Heat from 660 ° C. to 740 ° C. at °C / hour, hold at 740 ° C. for 30 minutes, cool to 660 ° C.
  • annealing condition SA6 and SA7 are examples that deviate from the preferable annealing conditions in the present invention.
  • spheroidizing annealing in which the furnace is heated from room temperature to 720 ° C. at an average heating rate of 150 ° C./hour, held at 720 ° C. for 1 hour, and then allowed to cool (this annealing condition) (Hereinafter abbreviated as “SA8”) and (i) spheroidizing annealing (this annealing condition is heated from room temperature to 730 ° C. at an average heating rate of 150 ° C./hour, kept at 730 ° C. for 1 hour, and then allowed to cool.
  • SA9 spheroidizing annealing
  • the annealing conditions SA8 and SA9 are examples that deviate from the preferable annealing conditions in the present invention.
  • the bcc-Fe crystal grain size was measured using an EBSP analyzer and an FE-SEM (Field-Emission Scanning Electron Microscope, field emission scanning electron microscope). As an analysis tool, OIM software of TSL Solutions Inc. was used. When the crystal grain difference is defined as a boundary where the crystal orientation difference (also referred to as “bevel”) exceeds 15 °, that is, a large-angle grain boundary, and the area of the bcc-Fe crystal grain is converted into a circle The average value of the diameters, that is, the average equivalent circle diameter was calculated.
  • the measurement area was 200 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m
  • the measurement step was 1.0 ⁇ m
  • measurement points having a confidence index (Confidence Index) of 0.1 or less indicating the reliability of the measurement direction were deleted from the analysis target.
  • grain boundary cementite ratio In the measurement of grain boundary cementite ratio, ferrite grain boundaries and cementite were made to appear by picral etching for 5 minutes or more, and the structure was observed with an optical microscope. I shot the field of view. Ten horizontal lines at equal intervals are drawn on these photographs, and the number of grain boundary cementites and the number of intragranular cementites existing on the lines are measured. The grain boundary cementite ratio was calculated by dividing the number of grain boundary cementites existing in the three visual fields by the total number of cementites existing in the same visual field. The minimum equivalent circle diameter of cementite to be measured was 0.3 ⁇ m.
  • the particles having an aspect ratio of 3.0 or less in contact with the ferrite grain boundaries were defined as grain boundary cementite. Therefore, even if it is in contact with the ferrite grain boundary, the cementite particles having an aspect ratio exceeding 3.0 were regarded as intragranular cementite.
  • a sample for cold forging test of ⁇ 10.0 mm x 15.0 mm was prepared from a steel wire and processed at a strain rate of 5 / sec to 10 / sec at room temperature using a forging press.
  • a cold forging test at a rate of 60% was performed five times.
  • the deformation resistance was measured by measuring the deformation resistance at 40% processing 5 times from the data of the processing rate-deformation resistance obtained from the cold forging test at the 60% processing rate, and obtaining the average value of 5 times.
  • the acceptance criteria for deformation resistance in steel types A to E and P having a C content in the range of 0.3 to less than 0.4% is 650 MPa or less.
  • the acceptance criteria for deformation resistance in steel types F to J, O, and Q having a C content in the range of 0.4 to less than 0.5% are 680 MPa or less.
  • the acceptance criterion for deformation resistance in steel types K to N having a C content in the range of 0.5 to 0.6% is 730 MPa or less.
  • Test No. 1, 2, 7 to 9, 12, 14 to 16, 19 to 21, 23, 24, 27 to 29, 31, 32, 34 and 35 are examples that satisfy all of the requirements defined in the present invention. It can be seen that both the reduction of deformation resistance and the improvement of crack resistance are achieved.
  • test no. Nos. 7, 12, 14, 19 and 27 are examples using steel types C, E, F, H, or K that are not manufactured under the preferred rolling wire condition.
  • the grain boundary cementite is caused by repeated annealing of SA2 thereafter. It is sufficiently deposited and both the deformation resistance and the crack generation rate have passed the acceptance criteria.
  • test No. No. 12 which is a preferable requirement, although the bcc-Fe crystal grain size is slightly larger, both the deformation resistance and the crack generation rate have passed the acceptance criteria.
  • test No. which performed both SA1 and SA2 annealing conditions. 1 and 2 (steel type A), test no. 6 and 7 (steel grade C), test no. 8 and 9 (steel type D), test no. 11 and 12 (steel grade E), test no. 13 and 14 (steel type F), test no. 15 and 16 (steel grade G), test no. 18 and 19 (steel grade H), test no. 20 and 21 (steel type I), test no. 23 and 24 (steel type J), test no. 26 and 27 (steel grade K), test no. 28 and 29 (steel grade L), test no. 31, 32 (steel grade M) and test no.
  • both the deformation resistance and the crack occurrence rate were higher in the sample subjected to SA2 annealing that repeated SA1 five times than in the sample subjected to SA1 annealing. It can be seen that there is a reduction.
  • test no. Reference numerals 3 to 6, 10, 11, 13, 17, 18, 22, 25, 26, 30, 33, and 36 to 42 are comparative examples lacking any of the requirements defined in the present invention. It can be seen that either or both of the rates do not meet the acceptance criteria.
  • test No. 3, 10, 17, 22, 25, 30, 33, and 36 are examples in which spheroidizing annealing was performed with SA3 whose conditions were not appropriate, and the grain boundary cementite ratio was insufficient, and either deformation resistance or crack generation rate was observed. , Or both do not meet the acceptance criteria.
  • Test No. Nos. 4 and 5 are examples in which steel type B having an excessive Mn content is used, and the deformation resistance during cold working remains high.
  • Test No. 6, 11, 13, 18 and 26 are examples using steel types C, E, F, H or steel type K that are not manufactured under the preferable conditions at the time of rolling wire manufacturing, and depending on the subsequent spheroidizing annealing of SA1 Grain boundary cementite does not precipitate, and neither deformation resistance nor crack occurrence rate has reached the acceptance standard.
  • SA2 spheroidizing annealing is repeated for these steel types, SA1 is repeated five times thereafter, grain boundary cementite is appropriately precipitated, and both the deformation resistance and the crack generation rate have passed the acceptance criteria. (Test Nos. 7, 12, 14, 19 and 27).
  • Test No. Nos. 37 and 38 are examples in which spheroidizing annealing was performed using SA4 or SA5 where the conditions were not appropriate using steel type O that was not manufactured under the preferable conditions at the time of manufacturing the rolled wire rod, and fine cementite was uniformly dispersed, The boundary cementite ratio is small, the deformation resistance remains high, and the crack generation rate exceeds the acceptance standard.
  • Test No. Nos. 39 and 40 are examples in which spheroidizing annealing was performed with SA6 or SA7 where the conditions were not appropriate using steel type P that was not manufactured under the preferable conditions at the time of rolling wire manufacturing, and during spheroidizing annealing in ferrite grains
  • the spheroidized cementite is dispersed with the divided layered cementite as the core, the grain boundary cementite ratio is small, the deformation resistance remains high, and the crack generation rate exceeds the acceptance standard.
  • Test No. 41 and 42 are examples in which spheroidizing annealing was performed using SA8 or SA9 where the conditions were not appropriate, using steel type Q that was not manufactured under the preferable conditions at the time of manufacturing the rolled wire rod, and a large amount of layered cementite generated during rolling was generated.
  • the grain boundary cementite ratio after spheroidizing annealing is small, the deformation resistance remains high, and the crack generation rate exceeds the acceptance standard.
  • the steel wire for machine structural parts of the present invention is suitable for materials of various machine structural parts such as automobile parts and construction machine parts manufactured by cold working such as cold forging, cold forging and cold rolling.
  • mechanical structural parts include mechanical parts and electrical parts, and more specifically bolts, screws, nuts, sockets, ball joints, inner tubes, torsion bars, clutch cases, cages, housings, hubs, Cover, Case, Washer, Tappet, Saddle, Barg, Inner Case, Clutch, Sleeve, Outer Race, Sprocket, Core, Stator, Anvil, Spider, Rocker Arm, Body, Flange, Drum, Fitting, Connector, Pulley, Hardware, Examples include a yoke, a base, a valve lifter, a spark plug, a pinion gear, a steering shaft, and a common rail.
  • the steel wire of the present invention is industrially useful as a steel wire for high-strength mechanical structural parts that is suitably used as a material for the above-mentioned mechanical structural parts. , And excellent cold workability can be exhibited by suppressing cracking of the material.

Landscapes

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Abstract

　冷間加工時における変形抵抗の低減と共に、耐割れ性の向上を図り、優れた冷間加工性を発揮できる機械構造部品用鋼線を提供する。本発明の機械構造部品用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．３～０．６％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．７％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０．００１～０．０５％、Ａｌ：０．００５～０．１％およびＮ：０～０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して４０％以上である。

Description

機械構造部品用鋼線
　本発明は、機械構造部品の素材として用いられる鋼線に関する。より詳細には、調質圧延により製造した線材に球状化焼鈍を施した後に冷間加工する際、冷間加工時の変形抵抗が低く、耐割れ性が良好であり、冷間加工性に優れた特性を発揮する機械構造部品用鋼線に関する。尚、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された線状の鋼材を指す。
　自動車用部品および建設機械用部品等の各種機械構造用部品を製造するにあたっては、通常、炭素鋼および合金鋼等の熱間圧延線材に、冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍が施される。そして、球状化焼鈍後の圧延線材、即ち鋼線に対して冷間加工を行い、その後切削加工などの機械加工を施すことによって所定の形状に成形し、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われて、機械構造用部品とされる。
　冷間加工において、鋼線の変形抵抗を下げることで、金型寿命の向上を期待することができる。また鋼線の耐割れ性を向上させることで、各種部品の歩留り向上を期待することができる。
　これまでにも、鋼線の冷間加工性を向上させる技術として、様々な方法が提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、「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、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、且つ最大粒径を４．０μｍ以下で、且つ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」の技術が開示されている。
　また特許文献２には、「鋼の金属組織が、セメンタイトとフェライトを有し、全組織に対するセメンタイトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上であると共に、前記セメンタイトの９０％以上のアスペクト比が３以下であって、且つ前記セメンタイトの平均重心距離が１．５μｍ以上であり、更に前記フェライトの平均結晶粒径が５～２０μｍである鋼線」の技術が開示されている。
　この特許文献２には、上記金属組織を得る手段として、Ａ１点～Ａ１点＋５０℃の温度域に昇温して、昇温後に前記Ａ１点～Ａ１点＋５０℃の温度域で０～１ｈｒ保持してから、前記Ａ１点～Ａ１点＋５０℃の温度域からＡ１点－１００℃～Ａ１点－３０℃までの温度域を１０～２００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却する焼鈍処理を２回以上行った後、Ａ１点～Ａ１点＋３０℃の温度域に昇温して前記Ａ１点～Ａ１点＋３０℃の温度域で保持してから冷却する条件を次のように制御することを開示している。即ち、昇温の際にＡ１点に達してからＡ１点～Ａ１点＋３０℃の温度域に保持した後に冷却する際に、Ａ１点に達するまでの前記Ａ１点～Ａ１点＋３０℃の温度域滞在時間を１０分～２時間とし、前記Ａ１点～Ａ１点＋３０℃の温度域からのＡ１点－１００℃～Ａ１点－２０℃までの冷却温度域を１０～１００℃／ｈｒの平均冷却速度で冷却した後、当該冷却温度域で１０分～５時間保持してから更に冷却する手法が開示されている。
　一方、特許文献３には、「セメンタイト間距離の標準偏差を前記セメンタイト間距離の平均値で除した値を０．５０以下となる組織を有する鋼線」の技術が開示されている。この方法では、セメンタイトがほぼ均一な間隔で分布することになり、フェライト粒内にもセメンタイトが多く存在することになる。
国際公開第２０１１／１０８４５９号 特開２０１２－１４０６７４号公報 特開２００６－３１６２９１号公報
　これまで提案されている技術は、冷間鍛造等の冷間加工性を向上させた鋼線の技術としては有用であるが、冷間加工性を更に向上させた鋼線の技術の開発が望まれている。
　本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、冷間加工時における変形抵抗の低減と共に、耐割れ性の向上を図り、優れた冷間加工性を発揮できる機械構造部品用鋼線を提供することにある。
　上記課題を達成した本発明の機械構造部品用鋼線は、質量％で、Ｃ ：０．３～０．６％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．７％、Ｐ ：０％超、０．０３％以下、Ｓ ：０．００１～０．０５％、Ａｌ：０．００５～０．１％およびＮ ：０～０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して４０％以上であることを特徴とする。
　本発明の機械構造部品用鋼線は、必要に応じて、質量％で、Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下及びＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有することが好ましい。
　本発明の機械構造部品用鋼線においては、前記金属組織におけるｂｃｃ（ｂｏｄｙ－ｃｅｎｔｅｒｄ ｃｕｂｉｃ：体心立方格子）－Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が３０μｍ以下であることが好ましい。
　本発明の機械構造部品用鋼線によれば、化学成分組成を適切に調整すると共に、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、全セメンタイト数に対するフェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が規定値を満足することによって、変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を実現した鋼線を提供することができる。本発明の機械構造部品用鋼線は、変形抵抗が低減されているため、金型などの塑性加工用冶工具の磨耗および破壊を抑制でき、また耐割れ性が向上されているため、圧造加工時の割れ発生も抑制でき、冷間加工性に優れた特性を発揮する。
　本発明者らは、冷間加工時の変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を兼備した鋼線を実現すべく、様々な角度から検討した。その結果、冷間加工時において、フェライト粒内のセメンタイトが変形抵抗を増加させること、および割れの原因となるボイドはフェライト粒内のセメンタイトが起点となっていることを見出した。
　フェライト粒界に存在するセメンタイトは、粒内に存在するセメンタイトに比べ、冷間加工時に受けるひずみ量が小さくなるため、変形抵抗を低減させると共に、ボイドの起点となることを抑制することができる。即ち、変形抵抗低減と耐割れ性向上の両立を図るためには、全セメンタイト数に対するフェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合を大きく、即ち、全セメンタイト数に対するフェライト粒内に存在するセメンタイトの数割合を低減させることが重要であるとの着想が得られた。
　これまで提案された技術においては、変形抵抗および耐割れ性を向上させる方法として、フェライト粒径を制御する方法は知られているが、粒界に集積するセメンタイトに着目したものはない。
　以下、本発明で規定する各要件について説明する。
　本発明の機械構造部品用鋼線（以下、単に「鋼線」と呼ぶことがある）の金属組織は、いわゆる球状化組織であり、フェライトおよびセメンタイトより構成される。上記球状化組織は、鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。本発明の金属組織の中には、パーライト組織が一部含まれていてもよい。また、冷間加工性に及ぼす悪影響が小さければ、ＡｌＮ等の析出物を面積率で３％未満許容することができる。
　しかしながら、単にフェライトおよびセメンタイトより構成される金属組織とするだけでは、冷間加工性の向上を図ることができない。こうしたことから、以下で詳述する様に、この金属組織における全セメンタイト数に対するフェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合を適切に制御する必要がある。
　なお、本明細書においては、全セメンタイト数に対するフェライト粒界に存在するセメンタイト（粒界セメンタイト）の数割合を「粒界セメンタイト割合」と称することがある。また、全セメンタイト数に対するフェライト粒内に存在するセメンタイト（粒内セメンタイト）の数割合を「粒内セメンタイト割合」と称することがある。「粒界セメンタイト割合」および「粒内セメンタイト割合」は、以下のように定義される。
　金属組織の顕微鏡観察において、所定視野内において所定の方法で粒界セメンタイトと粒内セメンタイトの数をそれぞれ計測する。
　粒界セメンタイトの数を”Ｎａ”、粒内セメンタイトの数を”Ｎｂ”および全セメンタイト数（粒界セメンタイト数と粒内セメンタイト数の合計）を”Ｎａ＋Ｎｂ”としたとき、粒界セメンタイト割合および粒内セメンタイト割合は以下のように求めることができる。
　粒界セメンタイト割合（％）＝Ｎａ／（Ｎａ＋Ｎｂ）×１００
　粒内セメンタイト割合（％）＝Ｎｂ／（Ｎａ＋Ｎｂ）×１００
　セメンタイト数の計測は、１視野で行っても、複数視野で行ってもよい。複数視野で計測を行う場合には、各視野で計測された粒界セメンタイト数と粒内セメンタイト数とをそれぞれ合計した数値を用いて、粒界セメンタイト割合および粒内セメンタイト割合を算出する。
　計測方法の詳細については後述する。
　粒界セメンタイト割合が低減し、粒内セメンタイト割合が増加すると、冷間加工中にフェライト粒に導入された転位は、粒内セメンタイトにトラップされ、転位増加を引き起こし、加工硬化を示す。その結果、変形抵抗が増加し、冷間加工性が低下する。また粒内のセメンタイトは、粒界セメンタイトに比べ、冷間加工中にセメンタイト周囲にひずみが堆積しやすい。その結果、粒内セメンタイトは、割れの起点になりやすい。このことからも、セメンタイトをフェライト粒界上に析出させることは、冷間加工性を向上させることに対して極めて有効である。
　こうした観点から、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合（すなわち、粒界セメンタイト割合）は、全セメンタイト数に対して４０％以上とする必要がある。粒界セメンタイト割合を４０％以上とすることで、変形抵抗を低減させ、セメンタイト起点の割れ発生を抑制することができる。
　粒界セメンタイト数および粒内セメンタイト数の測定対象となるセメンタイトの形態は特に限定されない。例えば、球状のセメンタイトの他、アスペクト比の大きい棒状のセメンタイトおよびパーライト組織を形成する層状のセメンタイト等を含み、セメンタイトの形状に制限はない。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさは限定されないが、測定方法によって大きさの基準が決まる。後述する粒界セメンタイト割合の測定方法では、倍率１０００倍の光学顕微鏡によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が０．３μｍ以上のサイズのセメンタイトが測定対象である。
　粒界セメンタイト割合の好ましい下限は４５％であり、より好ましくは５０％である。粒界セメンタイト割合が高いほど変形抵抗低減、割れ抑制に有効であり、１００％にするのが最も好ましい。但し、後述するように粒界セメンタイト割合の増加は製造面で容易でなく、現状の技術では、熱間圧延温度の低下および／または球状化焼鈍時間の長時間化等のデメリットがあり得る。現行技術においては製造性の観点から、粒界セメンタイト割合は概ね８０％以下が好ましく、より好ましくは７０％以下である。
　本発明の鋼線においては、前記金属組織におけるｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が３０μｍ以下であることが好ましい。ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径」と呼ぶことがある）を３０μｍ以下とすることで、延性を向上させ、冷間加工時の割れ発生を更に抑制することができる。ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径の好ましい上限は２５μｍであり、より好ましくは２０μｍである。尚、測定対象となるｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒の大きさ限定されないが、前記セメンタイトと同様に、測定方法によって大きさの基準が決まる。後述する測定方法では、ＥＢＰＳ解析装置およびＦＥ－ＳＥＭによって判別できるサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が１μｍ以上のサイズのｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒が測定対象である。
　前記したｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径の制御の対象となる組織は、方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒である。これは前記方位差が１５°以下の小角粒界では、冷間加工性に及ぼす影響が小さいからである。尚、前記した「結晶方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれており、方位差の測定には、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すれば良い。また、平均粒径を測定する大角粒界で囲まれたｂｃｃ－Ｆｅには、初析フェライトの他、パーライト組織中に含まれるフェライトも含まれる。
　本発明では、機械構造部品の素材に用いる鋼線を対象とするものであり、機械構造部品用鋼線として通常の化学成分組成を有していれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその限定理由は下記の通りである。尚、本明細書では、化学成分組成について「％」とは、質量％を意味する。
　Ｃ：０．３～０．６％
　Ｃは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．３％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．３２％以上であり、より好ましくは０．３４％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなって冷間加工性が低下するので、０．６％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～０．５％
　Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＳｉ含有量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．２～１．７％
　Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＭｎ含有量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
　Ｐ：０％超、０．０３％以下
　Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下と定めた。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下、特に好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
　Ｓ：０．００１～０．０５％
　Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在し延性を劣化させるので、冷間加工性には有害な元素である。そこでＳ含有量を０．０５％以下と定めた。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を有するので、０．００１％以上含有させる。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
　Ａｌ：０．００５～０．１％
　Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量を０．００５％以上と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでＡｌ含有量を０．１％以下と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０８０％以下である。
　Ｎ：０～０．０１５％
　Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Ｎが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでＮ含有量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
　本発明の鋼線の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の特性を阻害しない程度の微量成分（例えばＳｂおよびＺｎ等）が許容できる他、Ｐ、ＳおよびＮ以外の不可避不純物（例えばＯおよびＨ等）も含み得ることを意味する。更に本発明では、必要に応じて以下の任意元素を含有していても良く、含有される成分に応じて鋼線の特性が更に改善される。
　Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上
　Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。このような効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなり、前記した効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ量、Ｎｉ量およびＭｏ量の好ましい含有量は、いずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂ量の好ましい含有量は、０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。
　しかしながら、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間加工性を劣化させる。そこで、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましく、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏ含有量はいずれも０．２５％以下が好ましく、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。これら元素のより好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏ量のより好ましい上限は、いずれも０．２２％、更に好ましくは０．２０％である。Ｂ量のより好ましい上限は、０．００７％であり、更に好ましくは０．００５％である。
　本発明の鋼線は、球状化焼鈍後の組織形態を規定したものであり、こうした組織形態とするためには、後述する球状化焼鈍条件を適切に制御することが好ましい。但し、上記のような組織形態を確保するためには、更に圧延線材を製造する段階での条件も適切に制御して、圧延線材における組織形態を球状化焼鈍時に粒界セメンタイトが析出しやすい状態とすることがより好ましい。
　圧延線材製造段階では、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上げ圧延温度を調整すると共に、その後の冷却速度を３段階として冷却速度と温度範囲を適切に調整することが好ましい。こうした条件で圧延線材を製造することによって、球状化焼鈍前の組織を、パーライトおよびフェライトを主相とすると共に、ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径を所定の範囲とし、且つ初析フェライト結晶粒を等軸化し、パーライトの最狭部での間隔を所定以下とすることができる。このような組織に対し、後述する条件で球状化焼鈍を行うことによって、粒界セメンタイトが十分に析出した鋼線が得られやすくなる。このための圧延線材製造条件は、具体的には、８００℃以上、１０５０℃以下で仕上げ圧延した後、平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下の第２冷却と、平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とを、この順で行うのが好ましい。前記第１冷却の終了温度と前記第２冷却の開始温度は、７００～７５０℃の範囲内であるのが好ましい。前記第２冷却の終了温度と前記第３冷却の開始温度は、６００～６５０℃の範囲内であるのが好ましい。前記第３冷却の終了温度は、４００℃以下であるのが好ましい。仕上げ圧延温度および第１～３冷却について、夫々詳しく説明する。
　（ａ）仕上げ圧延温度：８００℃以上、１０５０℃以下
　球状化焼鈍前の組織のｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径を小さく、例えば１５μｍ以下にするためには、仕上げ圧延温度を適切に制御することが好ましい。仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えると、ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径を小さくすることが困難となる。但し、仕上げ圧延温度が８００℃未満となると、ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径が小さくなり過ぎ、例えば５μｍ未満となって軟質化が困難となるので、８００℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度のより好ましい下限は８５０℃であり、更に好ましくは９００℃以上である。仕上げ圧延温度のより好ましい上限は１０００℃であり、更に好ましくは９５０℃である。
　（ｂ）第１冷却
　第１冷却は、仕上げ圧延温度である８００℃以上、１０５０℃以下から開始し、７００～７５０℃の温度範囲で終了する。この第１冷却において、冷却速度が遅くなると球状化焼鈍前の組織のｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒が粗大化してｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径が大きくなるおそれがある。そこで、第１冷却における平均冷却速度を７℃／秒以上とすることが好ましい。第１冷却の平均冷却速度はより好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは２０℃／秒以上である。第１冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下であることが好ましい。尚、第１冷却における冷却では、平均冷却速度が７℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させて冷却しても良い。
　（ｃ）第２冷却
　第２冷却は、７００～７５０℃の温度範囲から開始し、６００～６５０℃の温度範囲で終了する。初析フェライト結晶粒を等軸化、即ち初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比を小さく、例えば３．０以下とするためには、第２冷却において、５℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。第２冷却の平均冷却速度のより好ましい上限は４℃／秒であり、更に好ましくは３．５℃／秒以下である。一方、第２冷却における平均冷却速度が遅すぎると、ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒が粗大化して、ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径が大きくなり過ぎる可能性がある。そこで、第２冷却における平均冷却速度は１℃／秒以上とするのが好ましい。第２冷却の平均冷却速度のより好ましい下限は２℃／秒であり、更に好ましくは２．５℃／秒である。尚、第２冷却における冷却では、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下である限り、冷却速度を変化させて冷却しても良い。
　（ｄ）第３冷却
　第３冷却は、６００～６５０℃の温度範囲から開始し、４００℃以下で終了する。この第３冷却では、パーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、セメンタイトを溶解させやすくし、粒内に球状セメンタイトの核を残さないようにする。これによって、その後の適切な球状化焼鈍処理を行うことで、粒界セメンタイト割合を増加させる。パーライトの平均ラメラー間隔を狭く、例えば０．２０μｍ以下とするためには、第３冷却において、第２冷却よりも速く、且つ５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。５℃／秒より遅い冷却であるとパーライトの平均ラメラー間隔を狭くしにくくなる。第３冷却の平均冷却速度はより好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは２０℃／秒以上である。
　尚、第３冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下であることが好ましい。また、第３冷却では、平均冷却速度が５℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させて冷却してもよい。第３冷却の終了温度の下限は特に限定されないが、例えば２００℃であることが好ましい。第３冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却すれば良い。
　室温まで冷却した後は、必要に応じて更に室温で伸線加工を行っても良く、その際の減面率は例えば３０％以下とすれば良い。伸線すると、鋼中の炭化物が破壊され、その後の球状化焼鈍で炭化物の凝集を促進できるため、球状化焼鈍の均熱処理時間の短縮に有効である。但し、伸線加工の減面率が３０％を超えると、焼鈍後の強度が高くなり冷間加工性を劣化させるおそれがあるので、伸線加工の減面率は３０％以下が好ましい。尚、減面率の下限は特に限定されないが、好ましくは２％以上とすることで効果が得られる。
　上記のような好ましい条件で製造された圧延線材では、その後の球状化焼鈍処理によって、組織中のパーライトがオーステナイトに変態し、その後フェライト＋セメンタイトと変態する中で、元のパーライトサイズを小さくすること、即ち金属組織の粒成長を抑制することで、セメンタイトの粒内析出を低減して、粒界セメンタイトが析出しやすい状態となる。
　こうした球状化焼鈍条件として、圧延線材に対し、例えば後記するＳＡ１のように、大気炉にて、室温から７３０℃まで加熱する際に、少なくとも５００℃から７３０℃までは平均加熱速度５０℃／時以上で加熱し、その後平均加熱速度２～５℃／時で７４０℃まで加熱し、７４０℃で１～３時間保持した後、平均冷却速度２０℃／時以上で７２０℃まで冷却し、平均冷却速度８～１２℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷することが好ましい。
　上記の球状化焼鈍条件において、室温から７３０℃まで加熱する際に、少なくとも５００℃から７３０℃までの平均加熱速度を５０℃／時以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制する。このときの平均加熱速度は、より好ましくは６０℃／時以上である。しかしながら、平均加熱速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、２００℃／時以下とすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／時以下である。
　尚、室温から５００℃まで加熱する際の平均加熱速度は、通常１００℃／時以上であるが、この温度範囲での平均加熱速度は、金属組織の粒成長に与える影響は小さい。生産性を考慮すれば、このときの加熱速度は速い方が好ましく、例えば１２０℃／時以上であり、より好ましくは１４０℃／時以上である。このときの平均加熱速度の上限は、５００℃から７３０℃までの平均加熱速度と同様に、２００℃／時とすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／時である。室温から５００℃まで加熱する際の平均加熱速度は、少なくとも５００℃から７３０℃までの平均加熱速度と、同じであっても良いし、異なっていても良い。要するに、元のパーライトサイズを小さくすることで、セメンタイトの粒内析出を低減して、粒界セメンタイトが析出しやすい状態とするためには、少なくとも５００℃から７３０℃までの平均加熱速度が５０℃／時以上に確保されていれば良い。
　またＡ１点直上の７３０℃から７４０℃までの平均加熱速度を２～５℃／時に制御することにより、金属組織の粒成長を極力抑えながら、パーライト組織中のセメンタイトの分解および固溶を十分に行うことができる。平均加熱速度が５℃／時よりも速い場合は、パーライト組織中のセメンタイトの分解および固溶に十分な時間の確保が難しく、平均加熱速度が２℃／時よりも遅い場合は、７３０℃から７４０℃までの加熱時間が長くなり、金属組織の粒成長を抑制することが困難となる。このときの平均加熱速度は、より好ましくは３℃／時以上、４℃／時以下である。
　７４０℃では、１～３時間保持することが好ましい。この保持温度が１時間よりも短くなると、パーライト組織中のセメンタイトの分解および固溶が不十分であり、３時間よりも長くなると、金属組織の粒成長を抑制することが困難となる。このときの保持時間は、より好ましくは１．５時間以上、２．５時間以下である。
　上記のような保持を行なった後、７２０℃までの好ましい平均冷却速度を２０℃／時以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制できる。このときの平均冷却速度は、より好ましくは３０℃／時以上であるが、平均冷却速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、１００℃／時以下とすることが好ましい。
　その後、７２０℃から６４０℃までの平均冷却速度を８～１２℃／時に制御することにより、フェライト粒界に優先的にセメンタイトを析出させ、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトの析出を抑制することができる。平均冷却速度が８℃／時よりも遅い場合は、金属組織の粒成長の抑制が困難となり、平均冷却度が１２℃／時よりも速い場合は、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトが多く再析出する。このときの平均冷却速度は、より好ましくは９℃／時以上、１１℃／時以下である。
　上記のような球状化焼鈍は、複数回繰り返し行ってもよく、こうした繰り返しを行うことによって、セメンタイトの個々のアスペクト比が小さくなり、粒界セメンタイト割合が増加する。例えば、後記する実施例の試験Ｎｏ．７、１２、１４、１９および２７に示すように、圧延線材製造条件が適切に制御されていない鋼種Ｃ、Ｅ、Ｆ、ＨおよびＫを用いた場合であっても、その後に所定の球状化焼鈍を繰り返し行うことによって、粒界セメンタイト割合が適切な範囲内となり、変形抵抗および割れ発生率の両方を低減できる。
　球状化焼鈍の繰り返し回数については、少なくとも３回以上であることが好ましいが、過度に繰り返しても粒界セメンタイト割合があまり変化しなくなるので、１０回以下であることが好ましい。尚、球状化焼鈍を複数回繰り返すに際して、上記の好ましい条件の範囲内で、同じ条件で繰り返しても良く、異なる条件で繰り返しても良い。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼を用い、下記表２に各種製造条件にて圧延を行い、φ１７．０ｍｍの線材を作製した。表２中、冷却１、冷却２および冷却３は、本発明で推奨する第１冷却、第２冷却および第３冷却に対応する。鋼種Ｂは化学成分組成が規定値から外れる比較例である。
　鋼種Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｋ、Ｏ、ＰおよびＱは、本発明における適切な製造条件で圧延線材を製造しなかった例である。このうち鋼種Ｃ、Ｅ、ＦおよびＫは、仕上げ圧延温度が高くなっている。また鋼種Ｈは、第３冷却に対応する冷却３での冷却速度が遅い条件、即ち、第２冷却での冷却速度を維持したまま冷却して圧延線材を製造した例である。
　鋼種Ｏでは、５５０℃まで第２冷却を行った後、５８０℃まで加熱し、５８０℃で１２０秒保持する保持工程を行い、室温まで放冷し、減面率４０％の伸線加工工程を行った。また鋼種Ｐでは、冷却１だけの単調な冷却速度で冷却を行った。鋼種Ｑでは、冷却１を行った後、５５０℃で６０秒保持する保持工程を行い、室温まで放冷し、減面率１５％の粗伸線を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、鋼種Ｏ、ＰおよびＱを除いた夫々の圧延線材に対し、大気炉にて、（ａ）室温から７３０℃まで加熱するに際し、室温から５００℃までを平均加熱速度１１０℃／時で、５００℃から７３０℃までを平均加熱速度８０℃／時として加熱し、その後平均加熱温度３℃／時で７４０℃まで加熱し、７４０℃で３時間保持後、平均冷却速度３０℃／時で７２０℃まで冷却し、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ１」と略記する）、（ｂ）ＳＡ１を５回繰り返す球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ２」と略記する）および（ｃ）室温から７３０℃まで加熱するに際し、室温から５００℃までを平均加熱速度１１０℃／時で、５００℃から７３０℃までを平均加熱速度８０℃／時として加熱し、その後平均加熱速度３℃／時で７４０℃まで加熱し、７４０℃で３時間保持後、平均冷却速度３０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ３」と略記する）のいずれかを行った。上記焼鈍条件ＳＡ１およびＳＡ２は、本発明での好ましい焼鈍条件であり、上記焼鈍条件ＳＡ３は、７２０℃から６４０℃までの平均冷却速度が適切に制御されていない例である。
　尚、鋼種Ｏに対しては、大気炉にて、（ｄ）平均加熱速度８０℃／時で室温から６８０℃まで加熱し、６８０℃で５時間保持した後、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ４」と略記する）および（ｅ）平均加熱速度８０℃／時で室温から７００℃まで加熱し、７００℃で５時間保持した後、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ５」と略記する）のいずれかを行った。焼鈍条件ＳＡ４およびＳＡ５は、本発明での好ましい焼鈍条件を外れる例である。
　また鋼種Ｐに対しては、大気炉にて、（ｆ）平均加熱速度８０℃／時で室温から７４０℃まで加熱し、その後すぐに、平均冷却速度８０℃／時で６６０℃まで冷却する工程を３回繰り返し（但し、２回目以降は、６６０℃から加熱する）、その後、平均加熱速度８０℃／時で６６０℃から７４０℃まで加熱し、７４０℃で３０分保持した後、平均冷却速度８０℃／時で６６０℃まで冷却し、６６０℃で１時間保持し、その後放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ６」と略記する）および（ｇ）平均加熱速度８０℃／時で室温から７４０℃まで加熱し、７４０℃で１０分保持した後、平均冷却速度８０℃／時で６６０℃まで冷却する工程を３回繰り返し（但し、２回目以降は、６６０℃から加熱する）、その後、平均加熱速度８０℃／時で６６０℃から７４０℃まで加熱し、７４０℃で３０分保持した後、平均冷却速度８０℃／時で６６０℃まで冷却し、６６０℃で１時間保持し、その後放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ７」と略記する）のいずれかを行った。焼鈍条件ＳＡ６およびＳＡ７は、本発明での好ましい焼鈍条件を外れる例である。
　鋼種Ｑに対しては、大気炉にて、（ｈ）平均加熱速度１５０℃／時で室温から７２０℃まで加熱し、７２０℃で１時間保持した後、放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ８」と略記する）および（ｉ）平均加熱速度１５０℃／時で室温から７３０℃まで加熱し、７３０℃で１時間保持した後、放冷する球状化焼鈍（この焼鈍条件を、以下「ＳＡ９」と略記する）のいずれかを行った。焼鈍条件ＳＡ８およびＳＡ９は、本発明での好ましい焼鈍条件を外れる例である。
　上記の球状化焼鈍を行った後の鋼線について、（１）金属組織のｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径、（２）粒界セメンタイト割合、（３）冷間加工時の変形抵抗および（４）冷間加工時の割れ発生率を、下記の方法によって測定した。
　尚、球状化焼鈍後の鋼線のフェライト粒径および粒界セメンタイト割合の測定に当たっては、横断面が観察できるように樹脂埋めし、エメリー紙およびダイヤモンドバフによって切断面を鏡面研磨した。鋼線の半径Ｄに対し、鋼線の表面からＤ／４の位置を測定した。
　（１）ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径の測定
　ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ－Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。解析ツールには、株式会社ＴＳＬソリューションズのＯＩＭソフトウェアを用いた。結晶方位差（これを「斜角」とも呼ぶ）が１５°を超える境界、即ち大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒の面積を円に換算したときの直径の平均値、即ち平均円相当直径を算出した。このときの測定領域は２００μｍ×４００μｍ、測定ステップは１．０μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。
　（２）粒界セメンタイト割合の測定
　粒界セメンタイト割合の測定においては、５分以上のピクラールエッチングによってフェライト粒界およびセメンタイトを出現させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率１０００倍にて３視野を撮影した。それらの写真上に、等間隔の１０本の横線を引き、その線上に存在する粒界セメンタイト数および粒内セメンタイト数を測定する。３視野内に存在する粒界セメンタイト数を、同視野内に存在する全セメンタイト数で除すことにより、粒界セメンタイト割合を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は０．３μｍとした。ここで、フェライト粒界に接しており、且つセメンタイト粒子のアスペクト比が３．０以下のものを、粒界セメンタイトと定義した。よって、フェライト粒界に接していても、セメンタイト粒子のアスペクト比が３．０を超えているものは、粒内セメンタイトとした。
　（３）変形抵抗の測定
　鋼線から、φ１０．０ｍｍ×１５．０ｍｍの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度５／秒～１０／秒で、加工率６０％の冷間鍛造試験を５回ずつ行った。変形抵抗の測定は、６０％加工率の冷間鍛造試験から得られた加工率－変形抵抗のデータから、４０％加工時の変形抵抗を５回測定し、５回の平均値を求めた。尚、Ｃ含有量が０．３～０．４％未満の範囲内にある鋼種Ａ～ＥおよびＰにおける変形抵抗の合格基準は、６５０ＭＰａ以下である。Ｃ含有量が０．４～０．５％未満の範囲内にある鋼種Ｆ～Ｊ、ＯおよびＱにおける変形抵抗の合格基準は、６８０ＭＰａ以下である。Ｃ含有量が０．５～０．６％の範囲内にある鋼種Ｋ～Ｎにおける変形抵抗の合格基準は、７３０ＭＰａ以下である。
　（４）割れ発生率の測定
　鋼線から、φ１０．０ｍｍ×１５．０ｍｍの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度５／秒～１０／秒で、加工率６０％の冷間鍛造試験を５回ずつ行った。割れ発生率の測定は、６０％加工率の冷間鍛造試験後、夫々実体顕微鏡にて表面観察を５回行い、倍率２０倍にて表面割れの有無を測定し、「表面割れを有するサンプル数」を５で除すことにより、その平均を求めた。全ての鋼種における割れ発生率の合格基準は、２０％以下である。
　これらの結果を、球状化焼鈍条件と共に下記表３に示す。尚、表３の総合評価の欄には、変形抵抗の低減および耐割れ性向上のいずれも良好である例は「Ｏ．Ｋ」と表示し、変形抵抗の低減および耐割れ性向上の少なくともいずれかが劣化している例は「Ｎ．Ｇ」と表示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の結果より、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１、２、７～９、１２、１４～１６、１９～２１、２３、２４、２７～２９、３１、３２、３４および３５は、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、変形抵抗の低減および耐割れ性向上が共に達成されていることが分かる。
　このうち試験Ｎｏ．７、１２、１４、１９および２７は、好ましい圧延線材条件で製造されていない鋼種Ｃ、Ｅ、Ｆ、ＨまたはＫを用いた例であるが、その後の繰り返し行なうＳＡ２の焼鈍によって粒界セメンタイトが十分に析出し、変形抵抗および割れ発生率のいずれも合格基準に達している。このうち、試験Ｎｏ．１２は、好ましい要件であるｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒径は若干大きくなっているものの、変形抵抗および割れ発生率のいずれも合格基準に達している。
　ここで、ＳＡ１およびＳＡ２の焼鈍条件の両方を行った試験Ｎｏ．１および２（鋼種Ａ）、試験Ｎｏ．６および７（鋼種Ｃ）、試験Ｎｏ．８および９（鋼種Ｄ）、試験Ｎｏ．１１および１２（鋼種Ｅ）、試験Ｎｏ．１３および１４（鋼種Ｆ）、試験Ｎｏ．１５および１６（鋼種Ｇ）、試験Ｎｏ．１８および１９（鋼種Ｈ）、試験Ｎｏ．２０および２１（鋼種Ｉ）、試験Ｎｏ．２３および２４（鋼種Ｊ）、試験Ｎｏ．２６および２７（鋼種Ｋ）、試験Ｎｏ．２８および２９（鋼種Ｌ）、試験Ｎｏ．３１、３２（鋼種Ｍ）、ならびに試験Ｎｏ．３４および３５（鋼種Ｎ）に着目すると、いずれの場合もＳＡ１の焼鈍を行った試料と比べて、ＳＡ１を５回繰り返すＳＡ２の焼鈍を行った試料では、変形抵抗および割れ発生率の両方がより低減していることが分かる。
　これに対し、試験Ｎｏ．３～６、１０、１１、１３、１７、１８、２２、２５、２６、３０、３３および３６～４２は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、変形抵抗および割れ発生率のいずれか、または両方が合格基準に達していないことが分かる。
　即ち、試験Ｎｏ．３、１０、１７、２２、２５、３０、３３および３６は、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例であり、粒界セメンタイト割合が不足し、変形抵抗および割れ発生率のいずれか、または両方が合格基準に達していない。
　試験Ｎｏ．４および５は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種Ｂを用いた例であり、冷間加工時の変形抵抗が高いままである。
　試験Ｎｏ．６、１１、１３、１８および２６は、圧延線材製造時の好ましい条件で製造されていない鋼種Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｈまたは鋼種Ｋを用いた例であり、その後のＳＡ１の球状化焼鈍によっては粒界セメンタイトが析出せず、変形抵抗および割れ発生率のいずれも合格基準に達していない。しかしながら、これらの鋼種に対し、その後にＳＡ１を５回繰り返すＳＡ２の球状化焼鈍を施すと、粒界セメンタイトが適切に析出した状態となり、変形抵抗および割れ発生率のいずれも合格基準に達している（試験Ｎｏ．７、１２、１４、１９および２７）。
　試験Ｎｏ．３７および３８は、圧延線材製造時の好ましい条件で製造されていない鋼種Ｏを用い、条件が適切でないＳＡ４またはＳＡ５で球状化焼鈍を行った例であり、微細なセメンタイトが均一に分散し、粒界セメンタイト割合が小さくなっており、変形抵抗が高いままで、割れ発生率が合格基準を超えている。
　試験Ｎｏ．３９および４０は、圧延線材製造時の好ましい条件で製造されていない鋼種Ｐを用い、条件が適切でないＳＡ６またはＳＡ７で球状化焼鈍を行った例であり、フェライト粒内に、球状化焼鈍中に分断された層状セメンタイトを核として球状化したセメンタイトが分散し、粒界セメンタイト割合が小さくなっており、変形抵抗が高いままで、割れ発生率が合格基準を超えている。
　試験Ｎｏ．４１および４２は、圧延線材製造時の好ましい条件で製造されていない鋼種Ｑを用い、条件が適切でないＳＡ８またはＳＡ９で球状化焼鈍を行った例であり、圧延時に分断された層状セメンタイトが多く生成され、球状化焼鈍後の粒界セメンタイト割合が小さくなっており、変形抵抗が高いままで、割れ発生率が合格基準を超えている。
　本発明の機械構造部品用鋼線は、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品および建設機械用部品等の各種機械構造部品の素材に好適に用いられる。こうした機械構造部品としては、具体的には、機械部品および電装部品等、より具体的にはボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コア、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクタ、プーリ、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフトおよびコモンレール等が挙げられる。本発明の鋼線は、上記の機械構造部品の素材として好適に用いられる高強度機械構造部品用鋼線として産業上有用であり、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、且つ素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。
　本出願は、出願日が２０１５年３月３１日である日本国特許出願、特願第２０１５－０７３７７６号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１５－０７３７７６号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．３～０．６％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５％、
    　Ｍｎ：０．２～１．７％、
    　Ｐ　：０％超、０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．００１～０．０５％、
    　Ａｌ：０．００５～０．１％および
    　Ｎ　：０～０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトより構成され、フェライト粒界に存在するセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して４０％以上である機械構造部品用鋼線。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｃｒ：０％超、０．５％以下、
    　Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、
    　Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、
    　Ｍｏ：０％超、０．２５％以下および
    　Ｂ　：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の機械構造部品用鋼線。
  3. 　前記金属組織におけるｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が３０μｍ以下である請求項１または２に記載の機械構造部品用鋼線。
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