WO2022181272A1 - 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents

冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2022181272A1
WO2022181272A1 PCT/JP2022/004045 JP2022004045W WO2022181272A1 WO 2022181272 A1 WO2022181272 A1 WO 2022181272A1 JP 2022004045 W JP2022004045 W JP 2022004045W WO 2022181272 A1 WO2022181272 A1 WO 2022181272A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
less
steel
cooling
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/004045
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
浩司 山下
悠太 井上
昌之 坂田
琢哉 高知
洋介 松本
辰徳 内田
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2021209428A external-priority patent/JP2022132084A/ja
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to CA3210932A priority Critical patent/CA3210932A1/en
Priority to KR1020237027510A priority patent/KR20230132523A/ko
Priority to CN202280015614.XA priority patent/CN116888293A/zh
Priority to US18/546,718 priority patent/US20240150861A1/en
Publication of WO2022181272A1 publication Critical patent/WO2022181272A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present disclosure relates to cold working machine structural steel and a method of manufacturing the same.
  • hot-rolled materials such as carbon steel or alloy steel are often subjected to spheroidizing annealing for the purpose of imparting cold workability.
  • Cold work is performed on the rolled material that has improved cold workability by performing spheroidizing annealing, and if necessary, machining such as cutting is performed, formed into a predetermined shape, and then quenched and tempered. Processing is performed to make final intensity adjustments.
  • spheroidizing annealing time an index of the cementite spheroidization degree It is known that the degree of spheroidization deteriorates, it becomes difficult to soften the steel sufficiently, and the cold workability deteriorates, and it is not easy to shorten the spheroidization annealing time. Therefore, techniques for sufficiently softening the steel even when the spheroidizing annealing time is shortened have been studied.
  • Patent Document 1 in a rolled material having a predetermined component, the area ratio of proeutectoid ferrite is 30% or more and 70% or less, and the average grain size of ferrite crystal grains is 5 to 15 ⁇ m.
  • a steel for machine structural use is shown that can ensure cold formability even if the time is shortened.
  • the spheroidizing annealing time (holding time at a predetermined holding temperature and cooling from the holding temperature to the predetermined air cooling start temperature), which conventionally required about 15 hours, can be reduced. time) can be shortened to about 10 hours.
  • the demand for shortening the spheroidizing annealing time has become stronger than before, and there was a problem that such a demand could not be met even if the steel for machine structural use described in Patent Document 1 was used. .
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and the spheroidizing treatment time is significantly shorter than, for example, 10 hours at a relatively low spheroidizing annealing temperature such as about 750°C. It is an object of the present invention to provide a steel for machine structural use for cold working and a method for producing the same, which can be sufficiently softened even if the length is clearly shortened compared with the conventional steel.
  • Aspect 1 of the present invention is C: 0.30 to 0.45% by mass, Si: 0.10 to 0.40% by mass, Mn: 0.50 to 1.00% by mass, P: 0.050% by mass or less, S: 0.050% by mass or less, Cr: 0.80 to 1.30% by mass, Al: 0.01 to 0.10% by mass, balance: consisting of iron and unavoidable impurities,
  • the proeutectoid ferrite has an area ratio of 10% or more and 70% or less, and contains one or more selected from the group consisting of bainite, martensite and pearlite,
  • the steel for machine structural use for cold working has a dislocation density of 3.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or more.
  • Aspect 2 of the present invention is the steel for machine structural use for cold working according to aspect 1, wherein the proeutectoid ferrite has an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less.
  • Aspect 3 of the present invention is Cu: 0.25% by mass or less (excluding 0% by mass), An embodiment further containing one or more selected from the group consisting of Ni: 0.25% by mass or less (not including 0% by mass), and Mo: 0.40% by mass or less (not including 0% by mass) 3. Steel for machine structural use for cold working according to 1 or 2.
  • Aspect 4 of the present invention is Ti: 0.20% by mass or less (excluding 0% by mass), Aspect 1 further containing one or more selected from the group consisting of Nb: 0.20% by mass or less (not including 0% by mass), and V: 1.50% by mass or less (not including 0% by mass) 4. Steel for machine structural use for cold working according to any one of 1 to 3.
  • Aspect 5 of the present invention is N: 0.01% by mass or less (not including 0% by mass), Mg: 0.02% by mass or less (excluding 0% by mass), Ca: 0.05% by mass or less (not including 0% by mass), Aspect 1 further containing one or more selected from the group consisting of Li: 0.02% by mass or less (not including 0% by mass), and REM: 0.05% by mass or less (not including 0% by mass) 5.
  • Aspect 6 of the present invention is (a) a step of performing hot working at a compression ratio of 20% or more at a working temperature T0 of more than 800° C. and 1000° C. or less; (b) after the step (a), a step of cooling to a first cooling temperature T1 of 670° C. or more and 730° C. or less at a first cooling rate CR1 of 5° C./sec or more; (c) after the step (b), holding at the first cooling temperature T1 for a holding time t1 of 10 to 600 seconds; (d) cooling to a second cooling temperature T2 of 550° C. or less at a second cooling rate CR2 of 5° C./sec or more after the step (c); A method for producing the described cold working machine structural steel.
  • Aspect 7 of the present invention is a steel in which one or more steps of annealing, spheroidizing annealing, wire drawing, heading, and quenching and tempering are performed on the steel for cold working machine structural use produced by the method according to aspect 6. It is a manufacturing method of wire.
  • steel for cold working machine structural use which can be sufficiently softened at a relatively low spheroidizing annealing temperature even with a significantly shorter spheroidizing annealing time than in the past, and its production It is possible to provide
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a heat treatment pattern (history of heat treatment) of a steel material in a method for manufacturing structural steel for cold working according to the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing spheroidizing annealing conditions (SA1).
  • the steel for machine structural use for cold working having predetermined components contains pro-eutectoid ferrite in an appropriate amount of 10% or more and 70% or less in terms of area ratio, and the portion other than pro-eutectoid ferrite in the metal structure is bainite,
  • the temperature is relatively low and the time is clear in spheroidizing annealing. It has been found that a steel for machine structural use for cold working can be sufficiently softened even when the length is short.
  • such steel for machine structural use for cold working is obtained by subjecting steel having a predetermined composition to (a) hot working at a compressibility of 20% or more at a working temperature T0 of more than 800° C. and not more than 1000° C. (b) after step (a), cooling to a first cooling temperature T1 of 670° C. or more and 730° C. or less at a first cooling rate CR1 of 5° C./sec or more; After that, the first cooling temperature T1 is held for a holding time t1 of 10 to 600 seconds, and (d) after step (c), the second cooling temperature T2 is 550 ° C. or lower at 5 ° C./sec or more. cooling at two cooling rates CR2.
  • wire rod is used to mean a rolled wire rod, and refers to a wire-shaped steel material that has undergone hot rolling and subsequent cooling to room temperature.
  • steel wire refers to a linear steel material obtained by subjecting the rolled wire material to annealing or the like to adjust its properties.
  • the cold working machine structural steel according to the embodiment of the present invention has C: 0.30 to 0.45% by mass, Si: 0.10 to 0.40% by mass, and Mn: 0.50 to 1.00. % by mass, P: 0.050% by mass or less, S: 0.050% by mass or less, Cr: 0.80 to 1.30% by mass, and Al: 0.01 to 0.10% by mass. Each element will be described in detail below.
  • C 0.30 to 0.45% by mass
  • C is a strength imparting element, and if it is less than 0.30% by mass, the required strength of the final product cannot be obtained. On the other hand, when it exceeds 0.45% by mass, the cold workability and toughness of the steel deteriorate. Therefore, the content of C is set to 0.30 to 0.45% by mass. Also, the C content is preferably 0.43% by mass or less, more preferably 0.40% by mass or less. This is because more pro-eutectoid ferrite can be precipitated.
  • Si 0.10 to 0.40% by mass
  • Si is useful as a deoxidizing element and as a strength-enhancing element that is included for the purpose of increasing the strength of the final product by solid solution hardening.
  • the Si content is set to 0.10% by mass or more.
  • the Si content is set to 0.40% by mass or less.
  • Mn 0.50 to 1.00% by mass
  • Mn is an effective element for increasing the strength of the final product through improving hardenability. In order to effectively exhibit such effects, the Mn content is set to 0.50% by mass or more. On the other hand, if Mn is contained excessively, the hardness increases and the cold workability of the steel deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 1.00% by mass or less.
  • P 0.050% by mass or less
  • P is an element that is inevitably contained in steel, causes grain boundary segregation in steel, and causes deterioration of ductility of steel. Therefore, the P content is set to 0.050% by mass or less.
  • S 0.050% by mass or less
  • S is an element that is unavoidably contained in steel, and since it exists as MnS in steel and deteriorates the ductility of steel, it is a harmful element that deteriorates the cold workability of steel. Therefore, the S content is made 0.050% by mass or less.
  • Cr 0.80% by mass or more and 1.30% by mass or less
  • Cr is an effective element for increasing the strength of the final product by improving the hardenability of the steel material.
  • the Cr content is set to 0.80% by mass or more. Such an effect increases as the Cr content increases.
  • the Cr content is made 1.30% by mass or less.
  • Al 0.01% by mass or more and 0.10% by mass or less
  • Al is an element that is useful as a deoxidizing agent and combines with N to precipitate AlN, thereby preventing abnormal growth of crystal grains during working and a decrease in strength.
  • the Al content is set to 0.01% by mass or more, preferably 0.015% by mass or more, and more preferably 0.020% by mass or more.
  • the Al content is set to 0.10% by mass or less, preferably 0.090% by mass or less, and more preferably 0.080% by mass or less.
  • the basic components are as described above, with the balance being iron and incidental impurities in one preferred embodiment.
  • unavoidable impurities contamination of elements (for example, B, As, Sn, Sb, Ca, O, H, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed.
  • elements such as P and S, whose content is generally preferably as low as possible and thus are unavoidable impurities, but whose composition range is separately defined as described above.
  • the term "inevitable impurities" constituting the balance is a concept excluding elements whose composition range is separately defined.
  • Cu 0.25% by mass or less (not including 0% by mass), Ni: 0.25% by mass or less (not including 0% by mass) and Mo: 0.40% by mass or less (not including 0% by mass ) one or more selected from the group consisting of Cu: 0.25% by mass or less (not including 0% by mass), Ni: 0.25% by mass or less (not including 0% by mass)
  • Cu and Ni are elements that improve hardenability and effectively act to increase product strength. Such action increases as the content of these elements increases. Preferably, it is 0.10% by mass or more. However, if it is contained excessively, a supercooled structure is excessively formed, the strength becomes too high, and the cold forgeability deteriorates.
  • each of Cu and Ni is 0.25% by mass or less. It is more preferably 0.22% by mass or less, still more preferably 0.20% by mass or less.
  • Cu and Ni may be contained independently, respectively, and both may be contained. Also, when both Cu and Ni are contained, the content may be any content within the above range.
  • Mo 0.40% by mass or less (excluding 0% by mass) Mo is an element effective in increasing the strength of the final product by improving the hardenability of the steel material, so it may be intentionally added and contained. Such an effect increases as the Mo content increases. However, if the Mo content is excessive, the strength becomes too high and the cold workability of the steel deteriorates. In particular, by including Mo in the steel together with Cr, it may become difficult for the steel to soften significantly after spheroidizing annealing. Therefore, Mo should be 0.40% by mass or less.
  • Ti 0.20% by mass or less (not including 0% by mass), Nb: 0.20% by mass or less (not including 0% by mass), and V: 1.50% by mass or less (not including 0% by mass) not)
  • Ti, Nb and V are elements that combine with N to form compounds (nitrides), reduce the amount of dissolved N in the steel, and obtain the effect of reducing deformation resistance.
  • each of Ti, Nb and V is preferably 0.05% by mass or more, more preferably 0.06% by mass or more, and still more preferably 0.08% by mass or more.
  • V is preferably 1.50% by mass or less, more preferably 1.30% by mass or less, and still more preferably 1.00% by mass or less.
  • Ti, Nb and V may be contained alone, or may be contained in combination of two or more. OK.
  • N 0.01% by mass or less (not including 0% by mass), Mg: 0.02% by mass or less (not including 0% by mass), Ca: 0.05% by mass or less (not including 0% by mass ), Li: 0.02 mass% (not including 0 mass%), and rare earth element (Rare Earth Metal: REM): selected from the group consisting of 0.05 mass% or less (not including 0 mass%) one or more)
  • N is an impurity that is inevitably contained in steel, but when solid solution N is contained in steel, it causes an increase in hardness and a decrease in ductility due to strain aging, and deteriorates cold forgeability.
  • N is preferably 0.01% by mass or less, more preferably 0.009% by mass or less, and even more preferably 0.008% by mass or less.
  • Mg, Ca, Li, and REM are elements effective in making sulfide-based inclusions such as MnS spheroidized and improving the deformability of steel. These actions increase as their contents increase, but in order to exhibit them effectively, the contents of Mg, Ca, Li and REM are each preferably 0.0001% by mass or more, more preferably 0.0005% by mass. % by mass or more. However, even if it is contained excessively, the effect is saturated, and the effect corresponding to the content cannot be expected. More preferably, it is 0.015% by mass or less.
  • the contents of Ca and REM are each preferably 0.05% by mass or less, more preferably 0.045% by mass or less, and still more preferably 0.040% by mass or less.
  • N, Ca, Mg, Li and REM may be contained singly or in combination of two or more. Any content is acceptable.
  • REM content means the total content of a total of 17 elements, 2 elements of Sc and Y and 15 elements from La to Lu, and containing REM contains one or more selected from these 17 elements means to
  • a steel for machine structural use for cold working according to an embodiment of the present invention contains pro-eutectoid ferrite in an area ratio of 10% or more and 70% or less.
  • Proeutectoid ferrite contributes to softening of steel after spheroidizing annealing.
  • the mere inclusion of proeutectoid ferrite does not provide a steel that can be sufficiently softened after spheroidizing annealing at relatively low temperatures and for short periods of time. Therefore, the inventors of the present application have found that by increasing the dislocation density, it is possible to suppress variations in hardness and hardness even in spheroidizing annealing at a relatively low temperature and for a short time, and to achieve sufficient softening. found out.
  • bainite, martensite, and pearlite is included in the portion other than the proeutectoid ferrite (remaining metal structure).
  • bainite, martensite and pearlite can have a high internal dislocation density by performing appropriate thermomechanical treatment.
  • the dislocation density as a whole that is, as an average of all metal structures
  • the presence of a large amount of proeutectoid ferrite promotes aggregation and spheroidization of carbides such as cementite during spheroidizing annealing, and as a result, the hardness of the steel can be reduced.
  • the area ratio of pro-eutectoid ferrite should be 10% or more.
  • the area ratio of proeutectoid ferrite is preferably 20% or more, more preferably 30% or more, and still more preferably 40% or more.
  • the upper limit of the area ratio of pro-eutectoid ferrite is set to 70%.
  • the area ratio of a specific metal structure such as proeutectoid ferrite is obtained by drawing grid lines on the metal structure photograph, counting the number of intersections (lattice points) where the structure exists, and calculating the counted value for the total number of intersections. It can be calculated from the ratio. At this time, when the intersection point is the boundary between the target metal structure such as proeutectoid ferrite and another metal structure, it is counted as 0.5 points.
  • the position for observing the metallographic structure is the midpoint between the center and the surface, that is, in the case of a wire rod, the position is a quarter of the diameter D of the wire rod (D/4 position) from the surface.
  • bainite, martensite and pearlite may be present, or two or more of them may be present.
  • the amount (area ratio) of bainite, martensite and pearlite may be any value as long as a dislocation density of 3.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or more is obtained as a whole.
  • the sum of bainite, martensite, and pearlite (the sum of existing bainite, martensite, and pearlite) is 50% or more in area ratio with respect to the entire metal structure (residual metal structure) other than the aforementioned proeutectoid ferrite. is preferred, and 70% or more is more preferred.
  • the entire residual metal structure consists of at least one of bainite, martensite and pearlite.
  • the entire residual metal structure consists of one or more of bainite, martensite and pearlite
  • the residual metal structure contains a metal structure other than bainite, martensite and pearlite.
  • a small amount of metallographic structures other than bainite, martensite and pearlite can be observed by observing a wider field of view.
  • perlite used in this specification includes not only a form in which a so-called lamellar structure can be clearly observed, but also a so-called “fine pearlite” in which cementite is divided and does not have a clean lamellar structure.
  • the perlite preferably consists of fine perlite. This is because a desired dislocation density can be obtained more easily.
  • the cold working machine structural steel according to the embodiment of the present invention has a dislocation density of 3.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or more, preferably 5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or more.
  • the dislocation density is more preferably 1 ⁇ 10 16 m ⁇ 2 or less.
  • the dislocation density after spheroidizing annealing becomes relatively high depending on the heat treatment conditions in the spheroidizing annealing, which may increase the hardness.
  • Such a high dislocation density cannot be achieved simply by the presence of one or more of bainite, martensite, and pearlite. This can be achieved by
  • the dislocation density can be determined from the strain (lattice strain) obtained by the Williamson-Hall (WH) method and the value of the Burgers vector in X-ray diffraction, as detailed in the examples.
  • proeutectoid ferrite preferably has an average crystal grain size of 6 ⁇ m or less.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a heat treatment pattern (history of heat treatment) of a steel material in the method for manufacturing structural steel for cold working according to the present invention.
  • a steel material such as a wire having the chemical composition described above is subjected to thermomechanical treatment including the following steps (a) to (d).
  • step (b) After step (a), to a first cooling temperature T1 of 670 ° C. or more and 730 ° C. or less Step of cooling at a first cooling rate CR1 of 5 ° C./sec or more (c) After step (b), a step of holding at the first cooling temperature T1 for a holding time t1 of 10 to 600 seconds (d) Step ( After c), a step of cooling to a second cooling temperature T2 of 550° C. or lower at a second cooling rate CR2 of 5° C./sec or more Each step will be described below.
  • a steel material for example, a wire rod
  • the processing temperature T0 is over 800° C. and 1000° C. or less.
  • the compressibility of the hot working is set to 20% or more.
  • the working temperature T0 is set to 1000° C. or lower and the compression rate of hot working is set to 20% or higher. Further, by setting the working temperature T0 to 1000° C.
  • the working temperature T0 is 800° C. or lower, the transformation in the high-temperature region is promoted during the subsequent cooling, and the dislocation density cannot be 3.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or higher. .
  • the first cooling temperature T1 is 670° C. or higher and 730° C. or lower.
  • the first cooling rate CR1 is 5° C./sec or more.
  • the pro-eutectoid ferrite grains can be refined by setting the first cooling rate CR1 to 5° C./second or more.
  • the cooling rate may be measured by bringing a contact thermometer such as a thermocouple into contact with the steel material.
  • a contact thermometer such as a thermocouple
  • the surface temperature of the steel material may be measured using a non-contact thermometer.
  • the first cooling temperature T1 is maintained for the retention time t1.
  • the holding time t1 is 10-600 seconds, preferably 10-400 seconds, more preferably 10-200 seconds.
  • the holding time t1 at the first cooling temperature T1 is set to 10 seconds or longer.
  • the holding time t1 exceeds 600 seconds, there is a possibility that the density of dislocations caused by the phase transformation that occurs during further cooling from the first cooling temperature T1 will be less than 3.5 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 .
  • the holding time t1 is set to 600 seconds or less.
  • the retention time t1 is preferably 400 seconds or less, more preferably 200 seconds or less.
  • the second cooling temperature T2 is 550° C. or lower.
  • the second cooling rate CR2 is 5° C./second or more.
  • the second cooling rate CR2 is preferably 50° C./sec or less.
  • the temperature between the first cooling temperature T1 and the temperature T2 of 550° C. or less is cooled by 5° C./sec or more. Cool at the cooling rate.
  • the cooling indicates cooling to room temperature by furnace cooling, standing cooling, or rapid cooling (eg, gas quenching).
  • the cooling is not limited to this, and arbitrary cooling may be performed.
  • cooling from the first cooling temperature T1 to room temperature may be performed at the second cooling rate CR2, with the second cooling temperature T2 being the room temperature.
  • the second cooling temperature T2 is maintained for the holding time t2, it is preferable to set the second cooling temperature T2 to 400° C. to 550° C. and the holding time t2 to 100 to 3000 seconds. By setting the second cooling temperature T2 to 400° C.
  • the second cooling temperature T2 is more preferably 500° C. or higher. By setting the second cooling temperature T2 to 550° C. or lower, a high dislocation density can be obtained more easily.
  • the second cooling temperature T2 is more preferably 540° C. or lower.
  • a desired ferrite area ratio can be obtained more easily by setting the holding time t2 to 100 seconds or longer.
  • the retention time t2 is more preferably 150 seconds or longer, and still more preferably 210 seconds or longer. By setting the holding time t2 to 3000 seconds or less, a high dislocation density can be obtained more easily while ensuring high productivity.
  • the retention time t2 is more preferably 1500 seconds or less.
  • the second cooling rate CR2 and the third cooling rate CR3 are preferably 1-25° C./sec.
  • the second cooling rate CR2 and the third cooling rate CR3 are 1°C/sec or more, a high dislocation density can be obtained more easily, and when the second cooling rate CR2 and the third cooling rate CR3 are 25°C/sec or less, A desired ferrite area ratio can be easily obtained.
  • the steel for machine structural use for cold working according to the embodiment of the present invention can be obtained by the manufacturing method described above. It is assumed that the cold working machine structural steel according to the embodiment of the present invention is then subjected to spheroidizing annealing, but in some cases other processing ( wire drawing, etc.) may be applied.
  • the steel for machine structural use for cold working according to the embodiment of the present invention has a spheroidizing annealing time (holding time at a predetermined holding temperature) even at a relatively low temperature of 750° C., as shown in examples described later. and the total cooling time from the holding temperature to the predetermined air-cooling start temperature) is about 5 hours or less, which is much shorter than the conventional (about 11 hours in Patent Document 1), and can be sufficiently softened.
  • the steel (structural steel for cold working) obtained under the above manufacturing conditions is subjected to one or more steps of annealing, spheroidizing annealing, wire drawing, heading, and quenching and tempering.
  • the steel wire here refers to a wire-shaped steel material obtained by subjecting the steel material obtained under the above manufacturing conditions to annealing, spheroidizing annealing, wire drawing, heading, quenching and tempering, etc. to adjust the properties.
  • it also includes linear steel materials that have undergone processes generally performed by secondary processing manufacturers.
  • the method of manufacturing the cold-work machine structural steel according to the embodiment of the present invention has been described. Through trial and error, a trader may find a method other than the method of manufacture described above to produce a cold work machine structural steel having the desired properties according to embodiments of the present invention.
  • SCM435, SCM440 and SCR440 are steel grades specified in Japanese Industrial Standard JIS G4053.
  • steel type 1 and steel type 2 contain Cu and Ni, but both are impurity levels, that is, Cu and Ni are unavoidable impurities and are not intentionally added.
  • Steel type 3 contains 0.01% by mass of Mo, but it is at an impurity level. That is, Mo in steel type 3 is an unavoidable impurity and is not intentionally added.
  • Table 2 shows the processing temperature T0, first cooling temperature T1, first cooling rate CR1, holding time t1, second cooling temperature T2 and second cooling rate CR2. Table 2 also shows the holding time t2 and the third cooling rate CR3 for reference.
  • Sample no. 1-3 and No. 1-4 is a sample in which the second cooling temperature T2 is room temperature and thus cooled from the first cooling temperature T1 to room temperature at the second cooling rate CR2.
  • Sample no. 1-5, No. 2-2 and No. 3-4 is a sample which was hot-worked at working temperature T0 and then cooled to room temperature at 30° C./sec.
  • the conditions are different from those shown in the manufacturing method of the embodiment of the present invention, they are underlined.
  • the sample after processing and heat treatment was cut along the central axis and divided into four equal parts to obtain four samples including longitudinal sections.
  • One of them was a sample not subjected to spheroidizing annealing (hereinafter sometimes referred to as a sample before spheroidizing annealing), and another was subjected to spheroidizing annealing (hereinafter referred to as a sample after spheroidizing annealing). (sometimes).
  • the spheroidizing annealing was performed by placing each sample in a vacuum sealed tube.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing spheroidizing annealing conditions (SA1).
  • SA1 spheroidizing annealing conditions
  • the spheroidizing annealing was performed by heating to 750° C. at 80° C./hour, holding for 1 hour, cooling to 660° C. at a cooling rate of 30° C./hour, and then allowing to cool. That is, the spheroidizing annealing temperature is relatively low at 750° C., and the spheroidizing annealing time is remarkably short at about 4.7 hours. Moreover, the retention time is remarkably short at 1 hour.
  • the sample before spheroidizing annealing was embedded in resin so that the longitudinal section could be observed, and (1) measurement of the area ratio of pro-eutectoid ferrite and observation of structures other than pro-eutectoid ferrite (2) measurement of the average grain size of pro-eutectoid ferrite , and (3) dislocation densities were measured.
  • the samples after spheroidizing annealing were also filled with resin so that the vertical cross section could be observed in the same manner as described above, and (4) the hardness after spheroidizing annealing and its variation were measured. All of the measurements and observations (1) to (4) were performed at a position D/4 from the surface of the sample toward the central axis, with the diameter of the sample being D.
  • the lattice top is the boundary between the pro-eutectoid ferrite and other structures, it is set to 0.5.
  • the phases other than the pro-eutectoid ferrite were identified by observing the metallographic structure.
  • strain was determined by the Williamson-Hall (WH) method.
  • the following formula was used in the WH method.
  • ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9/D+2 ⁇ sin ⁇ / ⁇ (Formula 1)
  • ⁇ 2 ⁇ m 2 - ⁇ s 2 (equation 2)
  • ⁇ is the true half width (rad)
  • ⁇ is the Bragg angle (rad)
  • ⁇ is the incident X-ray wavelength (0.1789 nm was used as ⁇ )
  • D is the crystallite size ( nm)
  • ⁇ lattice strain.
  • the broadening of the diffraction line width due to the device constant was corrected by an approximation formula (Formula 2).
  • ⁇ m is the measured half-value width
  • ⁇ s is the half-value width (instrument function) in the unstrained sample.
  • Si640d manufactured by NIST was used as a strain-free sample.
  • the area ratio of pro-eutectoid ferrite, the structure other than pro-eutectoid ferrite, the average crystal grain size of pro-eutectoid ferrite, the dislocation density, the hardness after spheroidizing annealing, and the variation in the hardness obtained by the above-described methods are shown in Table 3.
  • underlines are used to deviate from the requirements shown in the embodiments of the present invention and to deviate from the softening evaluation criteria.
  • Sample no. 1-1, 1-2, 1-3, 2-1 and 3-1 to 3-3 are all examples that satisfy all the requirements defined in the embodiments of the present invention. After spheroidizing annealing at a relatively low temperature of 750 ° C. for a fairly short time (holding for 1 hour, spheroidizing annealing time about 4.7 hours), both hardness and hardness variation are good, that is, sufficient was softened to On the other hand, sample no.
  • 1-4, 1-5, 1-6, 2-2 and 3-4 are examples that do not satisfy one or more of the requirements specified in the present invention, and hardness and hardness variation after spheroidizing annealing At least one of the was poor, that is, the softening was insufficient.
  • the first cooling temperature T1 was too low as room temperature, and for this reason it was not possible to secure the holding time t1 at the proper first cooling temperature T1 (670° C. to 730° C.). As a result, sufficient pro-eutectoid ferrite could not be obtained. And the hardness after spheroidizing annealing was poor.
  • the first cooling temperature T1 was too low as room temperature, and for this reason it was not possible to secure the holding time t1 at the proper first cooling temperature T1 (670° C. to 730° C.). As a result, sufficient pro-eutectoid ferrite could not be obtained. And the hardness after spheroidizing annealing was poor.
  • the first cooling temperature T1 was too low as room temperature, and for this reason it was not possible to secure the holding time t1 at the proper first cooling temperature T1 (670° C. to 730° C.). As a result, sufficient pro-eutectoid ferrite could not be obtained. And the hardness after spheroidizing annealing was poor.
  • the steel for cold working machine structural use according to the present invention is suitable as a material for various parts manufactured by cold working such as cold forging, cold heading, or cold rolling.
  • the form of the steel is not particularly limited, it can be a rolled material such as a wire rod or a steel bar.
  • the parts include, for example, parts for automobiles and parts for construction machinery.
  • the steel for machine structural use for cold working according to the present invention is industrially useful as a steel for machine structural use that is suitably used as a raw material for the above parts. When it is manufactured in a low deformation resistance, it can exhibit excellent cold workability.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Ｃ：０．３０～０．４５質量％、Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、Ｍｎ：０．５０～１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｃｒ：０．８０～１．３０質量％、Ａｌ：０．０１～０．１０質量％、残部：鉄および不可避不純物からなり、初析フェライトの面積率が１０％以上、７０％以下であり、且つベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含み、転位密度が３．５×１０１４ｍ-２以上である冷間加工用機械構造用鋼である。

Description

冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
　本開示は、冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法に関する。
　自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたって、炭素鋼または合金鋼などの熱間圧延材に、冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍が施される場合が多い。球状化焼鈍後を行うことで冷間加工性を向上した圧延材に対して冷間加工を行い、必要に応じて更に切削加工などの機械加工を施し、所定の形状に成形し、その後焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われる。
　近年は、省エネルギー化の観点により、球状化焼鈍の条件が見直しされ、特に球状化焼鈍の短時間化が要求されている。球状化焼鈍の処理時間を削減することができれば、それに応じてエネルギー消費量、ＣＯ２排出量の削減が期待できる。
　しかしながら、従来から知られている熱間圧延材を用い、球状化焼鈍処理の時間（以下、「球状化焼鈍時間」と呼ぶことがある）を大幅に短くした場合、セメンタイトの球状化程度の指標である球状化度が悪化し、鋼を十分に軟質化させることが困難となり、冷間加工性が劣化することが知られており、球状化焼鈍時間の短時間化は容易ではない。そのため、球状化焼鈍時間を短くした場合であっても、鋼を十分に軟質化させるための技術が検討されている。
　例えば、特許文献１では、所定の成分を有する圧延材において、初析フェライトの面積率を３０％以上７０％以下とし、フェライト結晶粒の平均粒径を５～１５μｍとすることで、球状化焼鈍時間を短縮しても冷間成形性を確保できる機械構造用鋼が示されている。
特開２０２０-１２５５３８号公報
　特許文献１に記載の機械構造用鋼を用いていることにより、従来１５時間程度要していた球状化焼鈍時間（所定の保持温度での保持時間および保持温度から所定の空冷開始温度までの冷却時間の合計）を１０時間程度までは短縮できる。しかし、球状化焼鈍時間を短くしたいとの要望は以前にも増して強くなっており、特許文献１に記載の機械構造用鋼を用いてもこのような要望に応えられないという問題があった。
　本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、例えば７５０℃程度のような比較的低い球状化焼鈍温度において、球状化処理時間を例えば１０時間よりも顕著に短い時間のように、従来と比べ明らかに短くしても十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法を提供することである。
　本発明の態様１は、
　Ｃ　：０．３０～０．４５質量％、
　Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
　Ｍｎ：０．５０～１．００質量％、
　Ｐ　：０．０５０質量％以下、
　Ｓ　：０．０５０質量％以下、
　Ｃｒ：０．８０～１．３０質量％、
　Ａｌ：０．０１～０．１０質量％、
　残部：鉄および不可避不純物からなり、
　初析フェライトの面積率が１０％以上、７０％以下であり、且つベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含み、
　転位密度が３．５×１０１４ｍ-２以上である
　冷間加工用機械構造用鋼である。
　本発明の態様２は、前記初析フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下である、態様１に記載の冷間加工用機械構造用鋼である。
　本発明の態様３は、
　Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、
　Ｎｉ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、および
　Ｍｏ：０．４０質量％以下（０質量％を含まない）、よりなる群から選択される１つ以上を更に含有する態様１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼である。
　本発明の態様４は、
　Ｔｉ：０．２０質量％以下（０質量％を含まない）、
　Ｎｂ：０．２０質量％以下（０質量％を含まない）、および
　Ｖ　：１．５０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上を更に含有する態様１～３のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼である。
　本発明の態様５は、
　Ｎ　　：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、
　Ｍｇ　：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、
　Ｃａ　：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、
　Ｌｉ　：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、および
　ＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上を更に含有する態様１～４のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼である。
　本発明の態様６は、
　（ａ）８００℃超１０００℃以下の加工温度Ｔ０において、圧縮率２０％以上で熱間加工を行う工程と、
　（ｂ）前記工程（ａ）の後、６７０℃以上７３０℃以下の第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却する工程と、
　（ｃ）前記工程（ｂ）の後、前記第１冷却温度Ｔ１で１０～６００秒の保持時間ｔ１の間保持する工程と、
　（ｄ）前記工程（ｃ）の後、５５０℃以下の第２冷却温度Ｔ２まで５℃／秒以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却する工程と、を含む態様１～５のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼の製造方法である。
　本発明の態様７は、態様６に記載の方法で製造した冷間加工用機械構造用鋼に、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行う鋼線の製造方法である。
　本発明の１つの実施形態では、比較的低い球状化焼鈍温度で従来と比べ明らかに短い球状化焼鈍時間であっても十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼およびその製造を提供することが可能である。
図１は本発明に係る冷間加工用構造用鋼の製造方法における鋼材の加工熱処理パターン（加工熱処理履歴）を示す模式図である。 図２は球状化焼鈍条件（ＳＡ１）を示す模式図である。
　本発明者らは様々な角度から検討をした。そして、所定の成分を有する冷間加工用機械構造用鋼において、面積率で１０％以上、７０％以下という適正な量の初析フェライトを含み、金属組織の初析フェライト以外の部分がベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含み、転位密度を３．５×１０１４ｍ-２以上とすることで、球状化焼鈍において温度が比較的低く、且つ時間が明らかに短い場合でも十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼を実現できることを見出した。
　また、このような冷間加工用機械構造用鋼は、所定の組成を有する鋼に対して、（ａ）８００℃超１０００℃以下の加工温度Ｔ０において、圧縮率２０％以上で熱間加工を行うこと、（ｂ）工程（ａ）の後、６７０℃以上７３０℃以下の第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却すること、（ｃ）工程（ｂ）の後、第１冷却温度Ｔ１で１０～６００秒の保持時間ｔ１の間保持すること、および（ｄ）工程（ｃ）の後、５５０℃以下の第２冷却温度Ｔ２まで５℃／秒以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却すること、を含むことで製造可能であることを見出した。
　以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。
なお、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延およびその後の室温までの冷却工程を経た線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、上記圧延線材に焼鈍等を施して特性を調整した線状の鋼材を指す。
＜１．化学成分組成＞
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、Ｃ：０．３０～０．４５質量％、Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、Ｍｎ：０．５０～１．００質量％、Ｐ：０．０５０％質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｃｒ：０．８０～１．３０質量％、Ａｌ：０．０１～０．１０質量％を含有する。
　以下、各元素について詳述する。
（Ｃ：０．３０～０．４５質量％）
　Ｃは、強度付与元素であり、０．３０質量％未満では必要な最終製品の強度が得られない。一方、０．４５質量％を超えると鋼の冷間加工性および靱性が低下する。そのため、Cの含有量は、０．３０～０．４５質量％とする。また、Ｃの含有量は好ましくは０．４３質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。初析フェライトをより多く析出させることができるからである。
（Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％）
　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強度向上元素として有用である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．１０質量％以上とする。一方、Ｓｉが過剰に含有されると硬さが過度に上昇して鋼の冷間加工性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．４０質量％以下とする。
（Ｍｎ：０．５０～１．００質量％）
　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０．５０質量％以上とする。一方、Ｍｎが過剰に含有されると硬さが上昇して鋼の冷間加工性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量を１．００質量％以下とする。
（Ｐ：０．０５０質量％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、鋼の延性の劣化の原因となる。そのため、Ｐ含有量を０．０５０質量％以下とする。
（Ｓ：０．０５０質量％以下）
　Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在して鋼の延性を劣化させるので、鋼の冷間加工性を劣化させる有害な元素である。そのため、Ｓ含有量を０．０５０質量％以下とする。
（Ｃｒ：０．８０質量％以上１．３０質量％以下）
　Ｃｒは、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る。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．８０質量％以上とする。このような効果は、Ｃｒ含有量が増加するに従って大きくなる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて鋼の冷間加工性を劣化させるため、１．３０質量％以下とする。
（Ａｌ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下）
　Ａｌは、脱酸剤として有用であると共に、Ｎと結合してＡｌＮを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．０１質量％以上とし、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成して冷間鍛造性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０質量％以下とし、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。
　基本成分は上記のとおりであり、好ましい実施形態の１つでは、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｏ、Ｈ等）の混入が許容される。
　なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　（その他の選択的元素）
　さらに、本発明の別の好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る作用を損なわない範囲で必要に応じて上述した以外の元素を含有させてよい。そのような選択元素の例を以下に示す。含有される成分に応じて鋼の特性が更に改善される。
　なお、その他の選択元素における「０質量％を含まない」の記載は、不純物として不可避的に含まれる量（不純物レベルの量）を除き、意図的に添加を行うことを意味する。
（Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）およびＭｏ：０．４０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上）
Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）
　ＣｕおよびＮｉは、焼入れ性を向上させると共に、製品強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、ＣｕおよびＮｉは夫々好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．０８質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、強度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。従ってＣｕおよびＮｉは夫々０．２５質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２２質量％以下、更に好ましくは０．２０質量％以下である。なお、ＣｕおよびＮｉは、夫々、単独で含有させてもよいし、両方を含有させてもよい。またＣｕおよびＮｉの両方を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
Ｍｏ：０．４０質量％以下（０質量％を含まない）
　Ｍｏは、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ることから意図的に添加して含有させてよい。このような効果は、Ｍｏ含有量が増加するに従って大きくなる。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて鋼の冷間加工性が劣化する。特に、ＭｏをＣｒと共に鋼に含有させることにより、鋼が球状化焼鈍後に顕著に軟質化し難くなり得る。そのため、Ｍｏは０．４０質量％以下とする。
（Ｔｉ：０．２０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｂ：０．２０質量％以下（０質量％を含まない）、およびＶ：１．５０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上）
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｎと結合して化合物（窒化物）を形成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減させて、変形抵抗低減効果が得られる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．０６質量％以上、更に好ましくは０．０８質量％以上含有される。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、窒化物量が増加し、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性が劣化するため、Ｔｉ、Ｎｂは夫々好ましくは０．２０質量％以下、より好ましくは０．１８質量％以下、更に好ましくは、０．１５質量％以下であり、Ｖは好ましくは１．５０質量％以下、より好ましくは１．３０質量％以下、更に好ましくは１．００質量％以下である。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
（Ｎ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃａ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０２質量％（０質量％を含まない）、および希土類元素（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：ＲＥＭ）：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上）
　Ｎは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれていると、ひずみ時効による硬さ上昇、延性低下を招き、冷間鍛造性が劣化する。したがって、Ｎは、０．０１質量％以下が好ましく、より好ましくは０．００９質量％以下、更に好ましくは０．００８質量％以下である。また、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ、及びＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ及びＲＥＭの含有量は、夫々好ましくは０．０００１質量％以上、より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、Ｍｇ及びＬｉの含有量は夫々好ましくは０．０２質量％以下、より好ましくは０．０１８質量％以下、更に好ましくは０．０１５質量％以下である。ＣａとＲＥＭの含有量は夫々好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０４５質量％以下、更に好ましくは０．０４０質量％以下である。なお、Ｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＬｉおよびＲＥＭは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。
　ＲＥＭ含有量とはＳｃ、Ｙの２元素と、ＬａからＬｕまでの１５元素の計１７元素の合計含有量を意味し、ＲＥＭを含有するとは、これら１７元素から選択される１つ以上を含有することを意味する。
＜２．金属組織＞
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、初析フェライトを面積率で１０％以上、７０％以下含む。初析フェライトは、球状化焼鈍後の鋼の軟質化に寄与する。しかし、単に初析フェライトを含むだけでは、比較的低い温度および短い時間での球状化焼鈍後に十分に軟質化することができる鋼を実現できない。
　そこで、転位密度を高くすることで、喩え、比較的低い温度および短い時間での球状化焼鈍であっても硬さおよび硬さのばらつきを抑制でき、十分に軟質化できることを本願の発明者らは見出した。
　具体的には、初析フェライト以外の部分（残部の金属組織）にベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含む。以下に詳述するように、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトは適切な加工熱処理を行うことでその内部の転位密度を高くできる。これにより全体として（すなわち、全ての金属組織の全体の平均として）、転位密度を３．５×１０１４ｍ-２以上にできる。
［２－１．初析フェライトの面積率：１０％以上７０％以下］
　初析フェライトを多く存在させることで、球状化焼鈍中にセメンタイトなどの炭化物の凝集・球状化を促進させることができ、その結果、鋼の硬さを低減できる。こうした観点から、初析フェライトの面積率は１０％以上とする必要がある。初析フェライトの面積率は好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上、更に好ましくは４０％以上である。一方、面積率で７０％を超える初析フェライトを得るためには、非常に長時間の徐冷および保持などの特別な処理が必要となることから、一般的な量産設備を用いることが困難である。このため、初析フェライトの面積率の上限を７０％とする。
　初析フェライト等の特定の金属組織の面積率は、金属組織写真上に格子状に線を引き、当該組織が存在する交点（格子点）の点数をカウントし、カウントした値の全交点数に対する割合から求めることができる。この際、交点上が初析フェライト等の対象の金属組織と他の金属組織との境界である場合は、０．５点としてカウントする。
　また、金属組織を観察する位置は、中心部と表面の中間点、すなわち線材であれば表面から線材の直径Ｄの４分の１の位置（Ｄ／４位置）とする。
［２－２．ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含む］
　上記の初析フェライトに加えて、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含む。
　ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトは、後述するように適切な加工熱処理を行うことで、変態に伴い内部に形成される転位の密度を高くすることできる。そして、このように転位密度が高い金属組織が形成されることで、全体として３．５×１０１４ｍ-２以上の高い転位密度を得ることができる。
　ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトはこれらのうちのいずれか１つが存在していてもよいし、２つ以上が存在していてもよい。
　また、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトの量（面積率）は、全体として３．５×１０１４ｍ-２以上の転位密度が得られていれば任意の値であってよい。ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトの合計（ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトのうち存在するものの合計）が前述の初析フェライト以外の金属組織（残部金属組織）全体に対して面積率で、５０％以上であることが好ましく、７０％以上であることがより好ましい。
　更により好ましくは、残部金属組織全体がベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトのいずれか１つ以上から成ることが好ましい。より容易に所望の転位密度を得ることができるからである。なお、「残部金属組織全体がベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトのいずれか１つ以上から成る」とは、比較的狭い視野面積を観察した結果、残部金属組織にベイナイト、マルテンサイトおよびパーライト以外の金属組織が認められなかったが、より広い視野面積を観察することで少量のベイナイト、マルテンサイトおよびパーライト以外の金属組織が認められる場合を包含してよい。
　なお、本明細書で用いる用語「パーライト」とは所謂ラメラ組織が明確に観察できる形態だけでなく、セメンタイトが分断され、きれいなラメラ構造となっていない所謂「微細パーライト」を含む概念である。
　パーライトは、微細パーライトから成ることが好ましい。より容易に所望の転位密度を得ることができるからである。
［２－３．転位密度が３．５×１０１４ｍ-２以上］
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、転位密度が３．５×１０１４ｍ-２以上であり、好ましくは５×１０１４ｍ-２以上である。高い転位密度とすることで球状化焼鈍時において炭化物の分断および固溶を促進することができる。この結果、比較的低い温度で短い時間で球状化焼鈍を行った場合でも、硬さのばらつきを抑制し、十分な軟質化を行うことができる。
　転位密度はより好ましくは、１×１０１6ｍ-２以下である。転位密度が１×１０１6ｍ-２を超えると、球状化焼鈍での熱処理条件によっては球状化焼鈍後の転位密度が比較的高くなり、硬度が高くなる虞があるからである。
　このような高い転位密度は、単にベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトの１つ以上が存在するだけでは達成できず、後述するように適正な加工熱処理を行うことで、変態に伴い導入される転位を増加させることにより達成できる。
　転位密度は、詳細を実施例に示すように、Ｘ線回折において、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ（ＷＨ）法によって得た歪（格子歪）とバーガースベクトルの値から求めることができる。
［２－４．初析フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下］
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、好ましくは初析フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下である。初析フェライトの平均結晶粒径を６μｍ以下とすることで、球状化焼鈍後の硬さばらつきをより確実に抑制できるからである。
＜３．製造方法＞
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、以下に詳細を示すように、所定の温度域で所定の熱間加工を行った後に所定の条件で冷却および保持を伴う加工熱処理を行うことで製造することができる。
　図１は、本発明に係る冷間加工用構造用鋼の製造方法における鋼材の加工熱処理パターン（加工熱処理履歴）を示す模式図である。図１に示す製造方法では、上述の化学成分を有する、例えば線材のような鋼材に対して以下の工程（ａ）～（ｄ）を含む加工熱処理を行う。
　（ａ）８００℃超１０００℃以下の加工温度Ｔ０において、圧縮率２０％以上で熱間加工を行う工程
　（ｂ）工程（ａ）の後、６７０℃以上７３０℃以下の第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却する工程
　（ｃ）工程（ｂ）の後、第１冷却温度Ｔ１で１０～６００秒の保持時間ｔ１の間、保持する工程
　（ｄ）工程（ｃ）の後、５５０℃以下の第２冷却温度Ｔ２まで５℃／秒以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却する工程
　各工程について、以下に説明する。
［工程（ａ）：８００℃超１０００℃以下の加工温度Ｔ０において、圧縮率２０％以上で熱間加工を行う工程］
　図１に示したように上述の化学組成を有する鋼材（例えば、線材）を温度Ｔ０（加工温度Ｔ０）に加熱し、熱間加工を行う。加工温度Ｔ０は８００℃超１０００℃以下である。また、熱間加工の圧縮率は２０％以上とする。
　初析フェライトを必要量確保するために、加工温度Ｔ０を１０００℃以下とし且つ熱間加工の圧縮率を２０％以上とする。また、加工温度Ｔ０を１０００℃以下とし、熱間加工の圧縮率を２０％以上とすることで、初析フェライト粒を微細にできるという効果も有する。
　加工温度Ｔ０が８００℃以下となると、続いて行う冷却時に高温域での変態が促進され転位密度を３．５×１０１４ｍ-２以上とできないことから、加工温度Ｔ０は８００℃超とする。
　熱間加工は、圧縮率を２０％以上とできるものであれば任意の形態であってよい。熱間加工の例としてプレス加工および圧延加工を挙げることができる。
　圧縮率は、以下のように計算される。
＜プレス加工を施す場合の圧縮率（この場合圧縮率は圧下率ともいう）＞
　　圧縮率（％）＝（ｈ１－ｈ２）／ｈ１×１００
　　ｈ１：加工前の鋼材の高さ、ｈ２：加工後の鋼材の高さ
＜圧延加工により線材を得る場合の圧縮率（この場合圧縮率は減面率ともいう）＞
　　圧縮率（％）＝（Ｓ１－Ｓ２）／Ｓ１×１００
　　Ｓ１：加工前の鋼材の断面積、ｈ２：加工後の鋼材の断面積
　１度の熱間加工で圧縮率２０％以上としてもよく、また温度Ｔ０に保持した状態で複数回の熱間加工を行い、トータルの圧縮率を２０％以上としてもよい。
［工程（ｂ）：工程（ａ）の後、６７０℃以上７３０℃以下の第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却する工程］
　工程（ａ）の後、図１に示すように、第１冷却温度Ｔ１まで第１冷却速度ＣＲ１で冷却する。第１冷却温度Ｔ１は、６７０℃以上７３０℃以下である。第１冷却速度ＣＲ１は５℃／秒以上である。第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上で冷却することにより、得られた冷間加工用構造用鋼の転位密度を３．５×１０１４ｍ-２以上とすることができる。また、第１冷却速度ＣＲ１を５℃／秒以上とすることで初析フェライト粒を微細化することができる。
　冷却速度は、鋼材に熱電対等の接触型温度計を接触させて測定してもよい。また、簡便な方法として非接触型の温度計を用いて鋼材の表面温度を測定してもよい。
［工程（ｃ）：工程（ｂ）の後、第１冷却温度Ｔ１で１０～６００秒の保持時間ｔ１の間保持する工程］
　工程（ｂ）の後、図１に示すように、第１冷却温度Ｔ１で保持時間ｔ１の間保持する。
保持時間ｔ１は、１０～６００秒、好ましくは１０～４００秒、より好ましくは１０～２００秒である。面積率で１０～７０％の初析フェライト量を得るために第１冷却温度Ｔ１での保持時間ｔ１は１０秒以上とする。一方、保持時間ｔ１が６００秒を超えると第１冷却温度Ｔ１からさらに冷却する際に起こる相変態に伴って生じる転位の密度が３．５×１０１４ｍ-２未満となる虞がある。また、保持時間ｔ１が長過ぎるとオーステナイト中にCおよびその他の合金元素が濃化しその後の冷却過程で生ずるフェライトの成長が抑制されて十分なフェライト面積率を確保するのが困難になる可能性があるため保持時間ｔ１は６００秒以下とする。保持時間ｔ１は好ましくは４００秒以下であり、より好ましくは２００秒以下である。
［工程（ｄ）：工程（ｃ）の後、５５０℃以下の第２冷却温度Ｔ２まで５℃／秒以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却する工程］
　工程（ｃ）の後、図１に示すように、第２冷却温度Ｔ２まで第２冷却速度ＣＲ２で冷却する。第２冷却温度Ｔ２は５５０℃以下である。また第２冷却速度ＣＲ２は５℃／秒以上である。第２冷却速度ＣＲ２は５０℃／秒以下であることが好ましい。得られた冷間加工用構造用鋼の転位密度を３．５×１０１４ｍ-２以上とするために、第１冷却温度Ｔ１から５５０℃以下の温度Ｔ２の間を５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
　工程（ｄ）の後の第２冷却温度Ｔ２より低い温度への冷却について、図１に示す実施形態では例示として、第２冷却温度Ｔ２で保持時間ｔ２の間保持し、第３冷却速度ＣＲ３（例えば、炉冷、放冷または急冷（例えばガス急冷））で室温まで冷却することを示している。
　しかし、これに限定されるものでなく、任意の冷却を行ってよい。このような冷却の例として、第２冷却温度Ｔ２を室温として、第１冷却温度Ｔ１から室温まで第２冷却速度ＣＲ２で冷却してもよい。
　第２冷却温度Ｔ２で保持時間ｔ２の間保持する場合、第２冷却温度Ｔ２を４００℃～５５０℃とし、保持時間ｔ２を１００～３０００秒とすることが好ましい。第２冷却温度Ｔ２を４００℃以上とすることで、より容易に所望のフェライト面積率を得ることができる。第２冷却温度Ｔ２はより好ましくは５００℃以上である。第２冷却温度Ｔ２を５５０℃以下とすることでより容易に高い転位密度を得ることができる。第２冷却温度Ｔ２はより好ましくは５４０℃以下である。保持時間ｔ２を１００秒以上とすることでより容易に所望のフェライト面積率を得ることができる。保持時間ｔ２はより好ましくは１５０秒以上であり、更に好ましくは２１０秒以上である。保持時間ｔ２を３０００秒以下とすることで高い生産性を確保しつつ、より容易に高い転位密度を得ることができる。保持時間ｔ２はより好ましくは１５００秒以下である。
　また、第２冷却温度Ｔ２まで第２冷却速度ＣＲ２まで冷却した後、保持を行わず（すなわち、保持時間ｔ２が０秒）、第２冷却温度Ｔ２から室温まで、第２冷却速度ＣＲ２とは異なる第３冷却速度ＣＲ３で冷却してよい。この際、第３冷却速度ＣＲ３は第２冷却速度ＣＲ２よりも速くてもよく、遅くてもよい。第３冷却速度ＣＲ３を得る冷却方法として炉冷、放冷または急冷（例えばガス急冷）を例示できる。この場合、第２冷却速度ＣＲ２および第３冷却速度ＣＲ３は、１～２５℃／秒であることが好ましい。第２冷却速度ＣＲ２および第３冷却速度ＣＲ３が１℃／秒以上だとより容易に高い転位密度を得ることができ、第２冷却速度ＣＲ２および第３冷却速度ＣＲ３が２５℃／以下だとより容易に所望のフェライト面積率を得ることができる。
　以上に説明した製造方法により本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼を得ることができる。
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、その後球状化焼鈍が施されることを想定しているが、場合によっては、球状化焼鈍前又は球状化焼鈍後に他の加工（伸線加工等）が施されてもよい。
　本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、例えば後述する実施例で示すように７５０℃という比較的低い温度であっても球状化焼鈍時間（所定の保持温度での保持時間および保持温度から所定の空冷開始温度までの冷却時間の合計）を５時間程度以下と従来（特許文献１では約１１時間）よりも大幅に短縮しても十分に軟質化することができる。また、本発明において、上記製造条件で得た鋼材（冷間加工用構造用鋼）に対し、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行うことにより、鋼線を製造することができる。ここでいう鋼線とは、上記製造条件で得た鋼材に対し、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造、焼入れ焼戻し等を施して特性を調整した線状の鋼材を指すが、上記焼鈍等の工程以外に、２次加工メーカーが一般的に行う工程を経た、線状の鋼材も含む。
　以上のように本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼の製造方法を説明したが、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼の所望の特性を理解した当業者が試行錯誤を行い、本発明の実施形態に係る所望の特性を有する冷間加工用機械構造用鋼を製造する方法であって、上記の製造方法以外の方法を見出す可能性がある。
　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、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に記載の鋼種１（ＳＣＭ４３５）、鋼種２（ＳＣＭ４４０）および鋼種３（ＳＣＲ４４０）の圧延材を用いてφ８ｍｍ×１２ｍｍの加工フォーマスタ用の試験片を作製した。ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０およびＳＣＲ４４０は日本工業規格　ＪＩＳ G ４０５３に規定された鋼種である。
　なお、表１に示すように鋼種１および鋼種２はＣｕおよびＮｉを含むが、いずれも不純物レベルであり、すなわち、ＣｕおよびＮｉは不可避不純物であり意図して添加したものではない。また、鋼種３はＭｏを０．０１質量％含むが、不純物レベルであり、すなわち、鋼種３のＭｏは不可避不純物であり意図して添加したものではない。
　作製した加工フォーマスタ用の試験片に対して、加工フォーマスタ試験機を用いて、上述の図１に示す加工熱処理を行い、冷間加工用構造用鋼のサンプルを作製した。
　加工温度Ｔ０までは１０℃／秒で加熱し、加工温度Ｔ０に到達後３００秒保持した後、熱間加工として２回のプレス加工を行った。１回目のプレス加工は歪速度５０／秒で試験片の高さを１２ｍｍから７ｍｍにし（ε＝０．５４）、５秒後に２回目のプレス加工として歪速度５０／秒で試験片の高さを７ｍｍから３ｍｍにした（ε＝０．８５）。
　表２に加工温度Ｔ０、第１冷却温度Ｔ１、第１冷却速度ＣＲ１、保持時間ｔ１、第２冷却温度Ｔ２および第２冷却速度ＣＲ２を示す。また、参考として保持時間ｔ２と第３冷却速度ＣＲ３も表２に示す。
　サンプルＮｏ．１－３およびＮｏ．１－４は、第２冷却温度Ｔ２が室温であり、従って、第１冷却温度Ｔ１から室温まで第２冷却速度ＣＲ２で冷却したサンプルである。サンプルＮｏ．１－５、Ｎｏ．２－２およびＮｏ．３－４は加工温度Ｔ０で熱間加工後、室温まで３０℃／秒で冷却したサンプルである。
　なお、上述の本発明の実施形態の製造方法で示した条件から外れる場合には下線を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　加工熱処理後のサンプルを中心軸に沿って切断して４等分し、縦断面を含む４つのサンプルを得た。そのうちの１つは球状化焼鈍を施さないサンプル（以下、球状化焼鈍前サンプルと呼ぶことがある）とし、別の１つには球状化焼鈍を施した（以下、球状化焼鈍後サンプルと呼ぶことがある）とした。球状化焼鈍は、サンプルをそれぞれ真空封入管に入れて行った。
　図２は球状化焼鈍条件（ＳＡ１）を示す模式図である。
　球状化焼鈍は、８０℃／時間で７５０℃まで加熱し１時間保持後、冷却速度３０℃／時間で６６０℃まで冷却し、その後放冷して行った。
　すなわち、球状化焼鈍温度は７５０℃と比較的低く、球状化焼鈍時間は約４．７時間と顕著に短い。また保持時間も１時間と顕著に短い。
　球状化焼鈍前サンプルについて、縦断面が観察できるよう樹脂埋めし、（１）初析フェライトの面積率の測定および初析フェライト以外の組織の観察（２）初析フェライトの平均結晶粒径の測定、および（３）転位密度の測定を行った。
　また、球状化焼鈍後サンプルについても、上記と同様に、縦断面が観察できるよう樹脂埋めし、（４）球状化焼鈍後の硬さとそのばらつきを測定した。
　（１）～（４）のいずれの測定および観察についても、サンプルの直径をＤとし、サンプルの表面から中心軸に向かってＤ／４の位置で実施した。
（１）初析フェライトの面積率の測定
　球状化焼鈍前サンプルの縦断面について、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置を光学顕微鏡にて倍率４００倍（視野領域：横２２０μｍ×縦１６５μｍ）で写真を撮影した。得られた写真について、等間隔の１５本の縦線、等間隔の１０本の横線を格子状に引き、１５０個の交点上に存在する初析フェライトの点数を測定して、当該点数を１５０で除した値を初析フェライトの面積率（％）とした。
　この際、格子上が初析フェライトと他の組織の境界であれば０．５とした。
　また、併せて初析フェライト以外の部分（残部金属組織）については、その相が何であるかを金属組織観察により同定した。
（２）初析フェライトの平均結晶粒径の測定
　球状化焼鈍前サンプルの縦断面について、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置を光学顕微鏡にて倍率４００倍（視野領域：横２２０μｍ×縦１６５μｍ）または倍率１０００倍（視野領域：横１４７μｍ×縦１１０μｍ）で写真を撮影した。そして、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ７．０）を用いて、視野中の各初析フェライト粒のサイズ（円相当径）を算出し、その平均値を初析フェライトの平均結晶粒径とした。
　なお、写真の端部に接している初析フェライト粒（本来の粒径が測定できない初析フェライト粒）はカウント対象から除外した。
（３）転位密度の測定
　球状化焼鈍前サンプルを電解研磨し、転位密度の測定用のサンプルを作製した。このサンプルについて、株式会社リガク製水平型X線回折装置ＳｍａｒｔＬａｂを用いてＸ線回折を行った。
　Ｘ線回折プロファイルの測定は、ターゲット用金属をＣｏとして、θ／２θ回折法によって２θで４０°から１３０°の範囲で測定を行った。
　得られた回折プロファイルを用いて、Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ（ＷＨ）法によって歪を求めた。WH法では次の式を用いた。

　βｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２εｓｉｎθ／λ　　（式１）
　β２＝βｍ ２－βｓ ２　　（式２）
　　ここで、βは真の半価幅（ｒａｄ）、θはブラッグ角（ｒａｄ）、λは入射Ｘ線波長（ｎｍ）（λとして０．１７８９ｎｍを用いた）、Ｄは結晶子の大きさ（ｎｍ）、εは格子歪である。
　なお、装置定数による回折線幅の広がりは近似式（式２）により補正した。βｍは実測した半価幅、βｓは無歪試料における半価幅（装置関数）である。無歪試料としてＮＩＳＴ製のＳｉ６４０ｄを用いた。
　より詳細には、サンプルの初析フェライト（α-Ｆｅ）の（１１０）、（２１１）、（２２０）面の回折ピークを測定し、回折角２θと半価幅βｍを求めた。
　そして、横軸にｓｉｎθ／λ、縦軸にβｃｏｓθ／λをとり、上記の各結晶面の測定結果をプロットした。
　プロットに対して１次関数（ｙ＝ａｘ＋ｂ）で近似曲線を引いた。その直線の傾きと切片から歪(ε)および結晶子サイズ(D)を求めることができることから、これにより歪（ε）を求めた。
　転位密度ρは歪εとバーガースベクトルｂを用いて、（式３）のように記述できる。
　ρ＝１４．４ε２／ｂ２　　（式３）
ここで、バーガースベクトルｂの大きさには０．２５×１０－９ｍを用いた。
　これより、転位密度ρを算出した。
（４）球状化焼鈍後の硬さとそのばらつき
　球状化焼鈍による軟質化の効果を確認するために、球状化焼鈍後サンプルの縦断面について、ビッカース硬さ計を用いて、Ｄ／４位置にて荷重１ｋｇｆで硬さを５個所（５点）測定した。その平均値（ＨＶ）をサンプルの硬さ（ＨＶ）とし、また測定した値から標準偏差を求め、これを硬さばらつき（ＨＶ）とした。鋼種１（ＳＣＭ４３５）に係るサンプルについては、硬さＨＶ １６５以下であり、硬さばらつきがＨＶ ７．０以下であれば十分に軟質化されていると判断した。一方、よりＣ量の多い鋼種２（ＳＣＭ４４０）および鋼種３（ＳＣＲ４４０）に係るサンプルについては、硬さＨＶ １８０以下であり、硬さばらつきがＨＶ ７．０以下であれば十分に軟質化されていると判断した。
　以上に述べた方法により求めた、初析フェライトの面積率および初析フェライト以外の組織、初析フェライトの平均結晶粒径の測定、転位密度、球状化焼鈍後の硬さおよび当該硬さのばらつきを表３に示す。
　表３では、本発明の実施形態に示した要件から外れる場合、および軟質化評価の基準から外れる場合には下線を付した。
　また、初析フェライト以外の組織について「主体」とは、上記の観察した視野領域（横２２０μｍ×縦１６５μｍ）内では当該１種類の金属組織以外の金属組織が認められなかったことを意味する（但し、より広い視野領域を観察した場合に少量の他の金属組織が認められる可能性を否定するものではない）。
　なお、サンプルNo.２－１の初析フェライト以外の組織で認められたパーライトは微細パーライトであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２および表３より、次のように考察できる。
　サンプルＮｏ．１－１、１－２、１－３、２－１および３－１～３－３は、いずれも本発明の実施形態で規定する要件の全てを満足する例である。そして、７５０℃と比較的低い温度で、且つかなり短い時間（保持１時間、球状化焼鈍時間約４．７時間）の球状化焼鈍後において、硬さおよび硬さばらつきがいずれも良好、すなわち十分に軟質化されていた。
　一方、サンプルＮｏ．１－４、１－５、１－６、２－２および３-４は、本発明で規定する要件の１つ以上を満たしていない例であり、球状化焼鈍後の硬さおよび硬さばらつきの少なくとも一方が不良、すなわち軟質化が不十分であった。
　サンプルＮｏ．１－４は、加工温度Ｔ０が高過ぎ、第１冷却温度Ｔ１が低過ぎ、さらに保持時間ｔ１が長過ぎた。このため、転位密度が過小となっている。そして、球状化焼鈍後の硬さおよび硬さばらつきが不良となった。
　サンプルＮｏ．１－５は、第１冷却温度Ｔ１が室温と低過ぎ、またこのため適正な第１冷却温度Ｔ１（６７０℃～７３０℃）で保持時間ｔ１を確保することができなかった。この結果、十分な初析フェライトを得ることがでなかった。そして球状化焼鈍後の硬さが不良となった。
　サンプルＮｏ．１－６は、加工温度Ｔ０が高過ぎ、第１冷却温度Ｔ１が高過ぎ、さらに第２冷却速度ＣＲ２が遅過ぎた。このため、転位密度が過小となっている。初析フェライトの量は十分であるため、球状化焼鈍後の硬さの値は良好であるが、転位密度が低いため硬さばらつきが不良となった。
　サンプルＮｏ．２－２は、第１冷却温度Ｔ１が室温と低過ぎ、またこのため適正な第１冷却温度Ｔ１（６７０℃～７３０℃）で保持時間ｔ１を確保することができなかった。この結果、十分な初析フェライトを得ることができなかった。そして球状化焼鈍後の硬さが不良となった。
　サンプルＮｏ．３－４は、第１冷却温度Ｔ１が室温と低過ぎ、またこのため適正な第１冷却温度Ｔ１（６７０℃～７３０℃）で保持時間ｔ１を確保することができなかった。この結果、十分な初析フェライトを得ることができなかった。そして球状化焼鈍後の硬さが不良となった。
　本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、冷間鍛造、冷間圧造又は冷間転造等の冷間加工によって製造される各種部品の素材に好適である。鋼の形態は特に限定されないが、例えば線材または棒鋼等の圧延材とすることができる。
　前記部品には、例えば、自動車用部品、建設機械用部品が含まれ、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、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、プーリー、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及びコモンレール等が含まれる。本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、上記の部品の素材として好適に用いられる機械構造用鋼として産業上有用であり、球状化焼鈍後、室温および加工発熱領域において上記の各種部品に製造される際、変形抵抗が低く、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２０２１年０２月２６日である日本国特許出願、特願第２０２１－３０４７２号および出願日が２０２１年１２月２３日である日本国特許出願、特願第２０２１－２０９４２８号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０２１－３０４７２号および特願第２０２１－２０９４２８号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (7)

  1. 　Ｃ　：０．３０～０．４５質量％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
    　Ｍｎ：０．５０～１．００質量％、
    　Ｐ　：０．０５０質量％以下、
    　Ｓ　：０．０５０質量％以下、
    　Ｃｒ：０．８０～１．３０質量％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０質量％、
    　残部：鉄および不可避不純物からなり、
    　初析フェライトの面積率が１０％以上、７０％以下であり、且つベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトからなる群から選択される１つ以上を含み、
    　転位密度が３．５×１０１４ｍ-２以上である
    　冷間加工用機械構造用鋼。
  2. 　前記初析フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下である、請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
  3. 　以下の（A）～（C）の少なくとも１つを更に含有する請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
    　（A）Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、およびＭｏ：０．４０質量％以下（０質量％を含まない）、よりなる群から選択される１つ以上
    　（B）Ｔｉ：０．２０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｂ：０．２０質量％以下（０質量％を含まない）、およびＶ：１．５０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上
    　（C）Ｎ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃａ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、およびＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される１つ以上
  4. 　（ａ）８００℃超１０００℃以下の加工温度Ｔ０において、圧縮率２０％以上で熱間加工を行う工程と、
    　（ｂ）前記工程（ａ）の後、６７０℃以上７３０℃以下の第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却する工程と、
    　（ｃ）前記工程（ｂ）の後、前記第１冷却温度Ｔ１で１０～６００秒の保持時間ｔ１の間保持する工程と、
    　（ｄ）前記工程（ｃ）の後、５５０℃以下の第２冷却温度Ｔ２まで５℃／秒以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却する工程と、を含む請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
  5. 　請求項４に記載の方法で製造した冷間加工用機械構造用鋼に、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行う鋼線の製造方法。
  6. 　（ａ）８００℃超１０００℃以下の加工温度Ｔ０において、圧縮率２０％以上で熱間加工を行う工程と、
    　（ｂ）前記工程（ａ）の後、６７０℃以上７３０℃以下の第１冷却温度Ｔ１まで５℃／秒以上の第１冷却速度ＣＲ１で冷却する工程と、
    　（ｃ）前記工程（ｂ）の後、前記第１冷却温度Ｔ１で１０～６００秒の保持時間ｔ１の間保持する工程と、
    　（ｄ）前記工程（ｃ）の後、５５０℃以下の第２冷却温度Ｔ２まで５℃／秒以上の第２冷却速度ＣＲ２で冷却する工程と、を含む請求項３に記載の冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の方法で製造した冷間加工用機械構造用鋼に、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行う鋼線の製造方法。
PCT/JP2022/004045 2021-02-26 2022-02-02 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 WO2022181272A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA3210932A CA3210932A1 (en) 2021-02-26 2022-02-02 Cold-workable mechanical structural steel, and method for manufacturing same
KR1020237027510A KR20230132523A (ko) 2021-02-26 2022-02-02 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그 제조 방법
CN202280015614.XA CN116888293A (zh) 2021-02-26 2022-02-02 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
US18/546,718 US20240150861A1 (en) 2021-02-26 2022-02-02 Cold-workable mechanical structural steel, and method for manufacturing same

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021-030472 2021-02-26
JP2021030472 2021-02-26
JP2021-209428 2021-12-23
JP2021209428A JP2022132084A (ja) 2021-02-26 2021-12-23 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022181272A1 true WO2022181272A1 (ja) 2022-09-01

Family

ID=83048183

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/004045 WO2022181272A1 (ja) 2021-02-26 2022-02-02 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20240150861A1 (ja)
KR (1) KR20230132523A (ja)
CA (1) CA3210932A1 (ja)
TW (1) TWI799142B (ja)
WO (1) WO2022181272A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001089830A (ja) * 1999-09-17 2001-04-03 Kobe Steel Ltd 球状化後の冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼およびその製造方法
JP2006225701A (ja) * 2005-02-16 2006-08-31 Nippon Steel Corp 球状化処理後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法
JP2013227602A (ja) * 2012-04-24 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
WO2020130506A1 (ko) * 2018-12-18 2020-06-25 주식회사 포스코 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
JP2020125538A (ja) * 2019-01-31 2020-08-20 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016020537A (ja) * 2014-06-16 2016-02-04 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
JP2017043835A (ja) * 2015-08-25 2017-03-02 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法
JP6838873B2 (ja) * 2016-07-04 2021-03-03 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001089830A (ja) * 1999-09-17 2001-04-03 Kobe Steel Ltd 球状化後の冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼およびその製造方法
JP2006225701A (ja) * 2005-02-16 2006-08-31 Nippon Steel Corp 球状化処理後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法
JP2013227602A (ja) * 2012-04-24 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
WO2020130506A1 (ko) * 2018-12-18 2020-06-25 주식회사 포스코 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법
JP2020125538A (ja) * 2019-01-31 2020-08-20 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20240150861A1 (en) 2024-05-09
TW202239985A (zh) 2022-10-16
TWI799142B (zh) 2023-04-11
KR20230132523A (ko) 2023-09-15
CA3210932A1 (en) 2022-09-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5486634B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
JP5812048B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
US10837080B2 (en) Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component
JP7247078B2 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP6384626B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼
CN108315637B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP6244701B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
US20170219000A1 (en) Steel for bolts, and bolt
EP3222743A1 (en) Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component
JP5558887B2 (ja) 低サイクル疲労強度に優れるＴｉ、Ｂ添加鋼を用いた高強度部品の製造方法
US20140322066A1 (en) Rolled steel bar for hot forging
WO2014002287A1 (ja) 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法
JP2018024909A (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
CN112969808A (zh) 螺栓用钢及其制造方法
WO2022181272A1 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP5679440B2 (ja) 冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法
JP2022132084A (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP5884781B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020158368A1 (ja) 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
JP3724142B2 (ja) 耐粗粒化肌焼鋼鋼材の製造方法
JP2016074951A (ja) 肌焼鋼の製造方法
CN116888293A (zh) 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
JP7156021B2 (ja) 浸炭鋼部品用鋼材
JP2024013082A (ja) 肌焼鋼
JP2022098655A (ja) 温間鍛造用肌焼鋼及びこれを用いて製造した鍛造粗形材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22759313

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3210932

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20237027510

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020237027510

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18546718

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202280015614.X

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 22759313

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1