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WO2011062012A1 - 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法 - Google Patents

低温焼鈍用鋼線及びその製造方法 Download PDF

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WO2011062012A1
WO2011062012A1 PCT/JP2010/067925 JP2010067925W WO2011062012A1 WO 2011062012 A1 WO2011062012 A1 WO 2011062012A1 JP 2010067925 W JP2010067925 W JP 2010067925W WO 2011062012 A1 WO2011062012 A1 WO 2011062012A1
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WO
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steel
steel wire
annealing
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less
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2010/067925
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English (en)
French (fr)
Inventor
真 小此木
真吾 山崎
浩 大羽
浩一 細川
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Filing date
Publication date
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Priority to CN201080003328.9A priority patent/CN102227512B/zh
Priority to KR1020117012004A priority patent/KR101382664B1/ko
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a low-temperature annealing steel wire used as a material for machine parts such as bolts, screws, and nuts formed by cold forging, and a method for manufacturing the same.
  • the present invention relates to a low-temperature annealing steel wire that has excellent softening characteristics and ductility by annealing and can be annealed at a lower temperature, and a manufacturing method thereof.
  • Spheroidizing annealing is a process for improving workability by forming cementite into a spherical shape, and is widely performed as a softening process for steel for cold forging. Since this spheroidizing annealing requires a heat treatment time of about 20 hours, in recent years, in order to improve the productivity and cost of parts, there is a growing demand for shortening the heat treatment time, reducing the annealing temperature, or omitting the annealing. ing.
  • alloy elements such as Cr, Mo or V may be added in order to ensure the strength required for machine parts. It is known that when these alloy elements are added to steel, spheroidization of cementite is delayed during softening annealing, the strength after annealing increases, ductility decreases, and cold forgeability deteriorates. . Therefore, when these alloy elements are added to steel, a method of performing spheroidizing annealing twice or more is performed in order to improve cold forgeability.
  • the workability of cold forging steel includes deformation resistance that affects the load on the mold and ductility that affects the occurrence of work cracks, both or both of which are workability of cold forging steel. As required.
  • the properties (deformation resistance or ductility) required for the workability of this cold forging steel vary depending on each application.
  • the ferrite structure fraction of the hot-rolled wire rod is 30 area% or more, and the total of the bainite structure and martensite structure is 50 area% or more of the remainder, so that after rough drawing
  • a method for enabling spheroidizing annealing at a low temperature and in a short time is disclosed.
  • the cold forgeability such as hardness and limit compressibility after annealing is the conventional spheroidizing annealing. It is equivalent to the material and is insufficient from the viewpoint of workability.
  • Patent Document 2 as a method for producing case-hardened steel, wire drawing with a reduction in area of 28% or more was performed on a steel material having a ferrite / pearlite structure in which the bainite volume fraction was suppressed to 50% or less. Later, a method of performing spheroidizing annealing is disclosed. In this method, the hardness after spheroidizing annealing is low and uniform, and the steel material becomes soft, but the ductility of the steel material is still insufficient.
  • Patent Document 3 discloses a method for reducing the deformation resistance of steel by reducing the spheroidizing time by defining the area ratio of pseudo pearlite, bainite and ferrite in the steel structure. In this method, it is necessary to include 10% or more of pseudo pearlite in the steel structure. Therefore, in the case of a steel type with a low alloy element content and a low hardenability or a wire with a large wire diameter, the cooling rate is increased after winding. There is a problem that the manufacturing cost is increased.
  • the present invention is to provide a steel wire excellent in cold forgeability that can lower the temperature in softening annealing before cold forging and becomes soft and ductile after this softening annealing, and a method for producing the same. Objective.
  • the present inventors investigated the relationship between the structure before annealing of the steel material and the mechanical properties when the steel material was annealed after roughing.
  • the present inventors suppress the pro-eutectoid ferrite structure and the bainite structure and control the structure in the steel wire so as to mainly include a pearlite structure, the spheroidization of cementite such as Cr, Mo, and V is inhibited. Even when the element to be included in the steel wire, roughing is performed under specific conditions, and by controlling the strength of the steel wire to a specific value, the strength decreases when the steel wire is annealed at a low temperature, It has been found that the ductility is remarkably improved.
  • low temperature annealing is annealing performed in Ac1 point or less in order to soften steel materials.
  • the present inventors have a structure containing mainly pearlite structure in which pro-eutectoid ferrite and bainite are suppressed. It was found that it can be suppressed. Since coarse spherical cementite acts as a starting point of ductile fracture, it is effective to suppress the coarse spherical cementite in order to improve the workability of the steel wire.
  • the present inventors suppress the bainite structure and martensite structure in the steel wire, and after performing roughing and low temperature annealing, reduce the strength of the steel wire and soften the steel wire. And found that ductility can be improved.
  • a bainite structure and a martensite structure are effective for spheroidizing cementite, but have a high dislocation density. For this reason, it is presumed that softening of the steel wire tends to be insufficient when annealing at a low temperature such as low temperature annealing for a short time.
  • the present inventors have repeatedly studied based on the above findings and have completed the present invention.
  • the present invention is as follows.
  • the C content (mass percent) is expressed as (C%).
  • the steel wire for low-temperature annealing is, in mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.01 to 0.40%, Mn: 0.20 to 1 .50%, P: 0 to 0.040%, S: 0 to 0.050%, N: 0.0005 to 0.0300%, Cr: 0.03 to 0.4%, V: 0.03 to 0.2%, Mo: containing at least one of 0.03 to 0.2%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, a proeutectoid ferrite structure, a pearlite structure, a bainite structure, A volume ratio of the pearlite structure is 1.40 ⁇ (C%) ⁇ 100% or more and 100% or less, and a volume ratio of the pro-eutectoid ferrite is 0% or more and (1-1 .25 ⁇ (C%)) ⁇ 50% or less, and the volume fraction of the bainite structure is 0% or more and 40% or less, Pro-eutectoid wherein the
  • Ceq. (C%) + (Si%) / 7+ (Mn%) / 5+ (Cr%) / 9+ (Mo%) / 2 + 1.54 ⁇ (V%).
  • (C%), (Si%), (Mn%), (Cr%), (Mo%) and (V%) are the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo and V, respectively ( Mass%).
  • the steel wire for low temperature annealing described in the above (1) is mass%, Al: 0.001 to 0.060%, Ti: 0.002 to 0.050%, Nb: 0.005 to 0 100%, B: 0.0001 to 0.0060%, Cu: 0.01 to 0.3%, Ni: 0.01 to 0.7%, Ca: 0.0001 to 0.010%, Mg: One or more of 0.0001 to 0.010% and Zr: 0.0001 to 0.010% may be further contained.
  • the average block size of the pearlite structure may be 4 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less.
  • the steel slab having the composition described in (1) or (2) above is heated; hot-rolled; A constant temperature is maintained in a molten salt bath at 30 ° C. or higher and 600 ° C. or lower for 30 seconds or longer and 150 seconds or shorter; thereafter, cooling is performed;
  • the present invention it becomes possible to form a steel material into a component having a complicated shape by cold forging, the yield and productivity of the steel material can be improved, and the processing cost of the component can be reduced. Moreover, according to this invention, the temperature of softening annealing can be reduced, the heat processing expense can be reduced, and productivity can be improved.
  • softening annealing can be performed at a temperature lower than the conventional annealing temperature before cold forging, and in order to obtain a steel wire that is soft and has high ductility and excellent cold forgeability after this softening annealing.
  • the volume fraction of pro-eutectoid ferrite exceeds (1-1.25 x (C%)) x 50%, cementite will be non-uniformly distributed after annealing. Generate. If there is a portion having non-uniform strength, cold forging cracks may occur due to local concentration of deformation during forging. For this reason, the upper limit of the volume fraction of pro-eutectoid ferrite is (1-1.25 ⁇ (C%)) ⁇ 50%. Moreover, since the pro-eutectoid ferrite does not need to exist in the structure of the steel wire, the lower limit of the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite is 0%.
  • the bainite structure is effective for cementite spheroidization and has the effect of improving the ductility of the steel wire, but the dislocation density is high, so the strength after low-temperature annealing may increase. For this reason, the upper limit of the volume fraction of the bainite structure is 40%. Moreover, since there is no need for bainite to exist in the structure of the steel wire, the lower limit of the volume fraction of bainite is 0%.
  • the martensite structure is preferably suppressed to 5% or less in order to increase the strength after annealing.
  • the pearlite structure is effective for spheroidizing cementite after rough annealing, and has the effect of reducing the deformation resistance of the steel wire. Moreover, when the volume ratio of a pearlite structure
  • the metal structure of the steel wire includes pro-eutectoid ferrite, bainite, and pearlite, and the sum of the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite structure, the volume ratio of the bainite structure, and the volume ratio of the pearlite structure is as follows. It is 95% or more and 100% or less.
  • the refinement of the average block size of the pearlite structure has the effect of reducing the ferrite crystal grain size after annealing, and is effective in improving ductility.
  • the refinement of the average block size promotes the decomposition of lamellar pearlite and the spheroidization of cementite, so that the annealing time can be shortened. If the average block size of this pearlite structure is 20 ⁇ m or less, sufficient ductility can be ensured after annealing while shortening the annealing time. Therefore, the upper limit of the average block size of the pearlite structure is preferably 20 ⁇ m. In addition, due to limitations in measurement of the average block size, the lower limit of the average block size of the pearlite structure may be 4 ⁇ m.
  • An EBSD device was used for measuring the block size of the pearlite structure. A region of 275 ⁇ m ⁇ 165 ⁇ m was measured for each of the surface layer vicinity portion, 1 / 4D portion, and 1 / 2D portion in the C cross section of the wire. From the crystal orientation map of ferrite (ferrite in pearlite structure) measured with an EBSD device, a boundary having an orientation difference of 15 degrees or more was determined as a block grain boundary.
  • the tensile strength TS is 480 + 850 ⁇ Ceq. It is more than MPa.
  • Tensile strength TS is 480 + 850 ⁇ Ceq.
  • the softening of the steel wire after annealing is insufficient, and the cold forgeability deteriorates.
  • the tensile strength TS is 580 + 1130 ⁇ Ceq. It may be MPa or less.
  • the carbon equivalent Ceq. Is represented by the following formula (1).
  • the steel wire of this embodiment is in mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.01 to 0.40%, Mn: 0.20 to 1.50%, P: 0 to 0 0.040%, S: 0 to 0.050%, N: 0.0005 to 0.0300%, Cr: 0.03 to 0.4%, V: 0.03 to 0.2%, Mo: Contains one or more of 0.03 to 0.2%.
  • C 0.10 to 0.60%
  • Si 0.01 to 0.40%
  • Mn 0.20 to 1.50%
  • P 0 to 0 0.040%
  • S 0 to 0.050%
  • N 0.0005 to 0.0300%
  • Cr 0.03 to 0.4%
  • V 0.03 to 0.2%
  • Mo Contains one or more of 0.03 to 0.2%.
  • the reason why the range of these elements is limited will be described below.
  • about content of each element,% described below is the mass%.
  • the C content in the steel is set to 0.10 to 0.60%. In order to ensure the strength of the steel more reliably, the C content is preferably 0.25 to 0.60%. In order to ensure cold forgeability more reliably, the C content is more preferably 0.25 to 0.50%.
  • Si is an element that functions as a deoxidizing element, imparts the necessary strength and hardenability to steel, and improves the temper softening resistance. If the Si content is less than 0.01%, these effects are insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 0.40%, toughness and ductility deteriorate, hardness increases, and cold forgeability deteriorates. Therefore, the Si content in the steel is set to 0.01 to 0.40%. In order to improve the temper softening resistance and cold forgeability more reliably, the Si content is preferably 0.05 to 0.30%.
  • Mn is an element necessary for imparting strength and hardenability necessary for steel.
  • the Mn content is less than 0.20%, the effect of imparting strength and hardenability is insufficient. If the Mn content exceeds 1.50%, the hardness increases and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the Mn content is 0.20 to 1.50%. In order to ensure the strength and cold forgeability more reliably, the Mn content is preferably 0.30 to 0.90%.
  • the upper limit of the P content is limited to 0.040%.
  • the P content is preferably 0.020% or less. Further, the lower limit of the P content is 0%.
  • S is present as a sulfide by reacting with an alloy element such as Mn. These sulfides improve the machinability of steel. However, if S is added to the steel beyond 0.050%, the cold forgeability deteriorates, the grain boundaries after quenching and tempering become brittle, and the toughness deteriorates. For this reason, the upper limit of the S content is limited to 0.050%. The S content is preferably 0.020% or less. Further, the lower limit of the S content is 0%.
  • N is added for the purpose of refining austenite crystal grains.
  • N combines with alloy elements such as Al and Ti to form nitrides, and these nitrides function as pinning particles to refine crystal grains. If the N content is less than 0.0005%, the amount of deposited nitride is insufficient, the crystal grains become coarse and the ductility deteriorates. On the other hand, when N is added and the N content exceeds 0.0300%, deformation resistance increases due to dynamic strain aging caused by solid solution N, and workability deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0005 to 0.0300%. In order to ensure ductility more reliably and to sufficiently reduce the deformation resistance, the N content is preferably 0.0020 to 0.0150%.
  • the Cr has the effect of increasing hardenability and strength. If the Cr content is less than 0.03%, there is no effect of improving the hardenability and strength. When Cr is added and the Cr content exceeds 0.4%, the transformation time becomes long and the productivity is hindered. Therefore, the Cr content in the steel is set to 0.03 to 0.4%. In order to further increase the productivity, the Cr content is preferably 0.03 to 0.2%. In order to further improve the hardenability and strength, the Cr content is more preferably 0.05 to 0.20%.
  • V has the effect of increasing the hardenability and increasing the strength by precipitating fine carbides.
  • the V content is less than 0.03%, there is no effect of improving hardenability and strength.
  • V is added and the V content exceeds 0.2%, these effects are saturated by the formation of coarse carbides containing V. Therefore, the V content in the steel is set to 0.03 to 0.2%.
  • the V content is preferably 0.05 to 0.15%.
  • Mo has the effect of improving hardenability and strength.
  • Mo content is less than 0.03%, there is no effect of improving hardenability and strength.
  • Mo content exceeds 0.2%, the transformation time becomes long and the productivity is hindered. Therefore, the Mo content is 0.03 to 0.2%.
  • the Mo content is preferably 0.05 to 0.15%.
  • Al 0.001 to 0.060%
  • Ti 0.002 to 0.050%
  • Nb 0.005-0.100%
  • B 0.0001-0.0060%
  • Cu 0.01-0.3%
  • Ni 0.01-0.7%
  • Ca 0.0001-0.
  • 010%, Mg: 0.0001 to 0.010%, and Zr: 0.0001 to 0.010% can be contained.
  • Al is added to steel for the purpose of deoxidation and austenite grain refinement.
  • Al functions as a deoxidizing element and combines with N in steel to form AlN.
  • This AlN functions as pinning particles, and refines the crystal grain size to improve workability.
  • Al has an effect of fixing solute N, suppressing dynamic strain aging, and reducing deformation resistance. If the Al content is less than 0.001%, these effects do not function. On the other hand, if the Al content exceeds 0.060%, the toughness of the steel deteriorates. Therefore, the upper limit of Al content is limited to 0.060%. Therefore, when Al is added to the steel, the Al content in the steel is controlled to 0.001 to 0.060%. Considering the balance between the above effects and toughness, the Al content is more preferably 0.003 to 0.04%.
  • Ti and Nb both form carbonitrides. These carbonitrides are dispersed in steel and function as pinning particles to suppress crystal grain coarsening, improve workability, and increase the strength of steel.
  • Ti forms a compound with C or N and exists as TiC, TiN or Ti (CN). These carbonitrides are effective as pinning particles and have a function of increasing the strength of steel. Further, Ti is added in order to fix N in the steel and to effectively function the effect of improving hardenability by adding B described later. If the Ti content is less than 0.002%, these effects do not appear. When Ti is added and the Ti content exceeds 0.050%, these effects are saturated and the hardness is increased and the cold forgeability is deteriorated. Therefore, when Ti is added to the steel, the Ti content in the steel is controlled to 0.002 to 0.050%. In order to further increase the strength and cold forgeability of the steel, the Ti content is preferably 0.005 to 0.030%.
  • Nb combines with N or C to form NbN, NbC or Nb (CN) which is a composite inclusion thereof, and effectively functions to suppress the austenite crystal grain coarsening. Therefore, Nb has a function of increasing the strength of steel. When the Nb content is less than 0.005%, the effect of suppressing the coarsening of the austenite crystal grains is insufficient. When Nb is added and the Nb content exceeds 0.10%, this effect is saturated. Therefore, when Nb is added to the steel, the Nb content in the steel is controlled to 0.005 to 0.10%. In order to increase the strength of the steel more effectively, the Nb content is preferably 0.01 to 0.05%.
  • B is added for the purpose of improving hardenability.
  • the B content is less than 0.0001%, the effect of improving the hardenability is insufficient.
  • the B content exceeds 0.0060%, the effect is saturated. Therefore, when B is added to the steel, the B content in the steel is controlled to 0.0001 to 0.0060%.
  • B is preferably 0.0005 to 0.004%.
  • Cu increases the strength of steel by precipitation strengthening.
  • the Cu content is less than 0.01%, there is no effect of increasing the strength of the steel.
  • the Cu content exceeds 0.3%, the hot rollability deteriorates. Therefore, when Cu is added to steel, the Cu content in the steel is controlled to 0.01 to 0.3%. Further, in order to sufficiently ensure the hot rollability while effectively increasing the strength of the steel, the Cu content is preferably 0.05 to 0.2%.
  • Ni has the effect of improving hardenability and ductility of steel.
  • the Ni content is less than 0.01%, there is no effect of improving hardenability and ductility.
  • the Ni content in the steel is controlled to 0.01 to 0.7%.
  • the Ni content is more preferably 0.02 to 0.5%.
  • O is unavoidably contained in steel and exists as an oxide such as Al or Ti.
  • the O content is high, coarse oxides are formed and cause fatigue failure. Therefore, it is desirable to suppress the O content to 0.01% or less.
  • 1 or more types of Ca, Mg, Zr can be contained in steel as a deoxidation element.
  • Ca is added to the steel, the Ca content in the steel is controlled to 0.0001 to 0.01%.
  • Mg the Mg content in the steel is controlled to 0.0001 to 0.01%.
  • Zr is added to the steel, the Zr content in the steel is controlled to 0.0001 to 0.01%.
  • Ca, Mg and Zr are effective for deoxidation, and have an effect of improving the fatigue strength by refining oxides.
  • a steel piece satisfying the above composition required for the steel wire of the above-described embodiment is heated and hot-rolled to produce a steel wire having a desired diameter.
  • the steel wire obtained after hot rolling is wound up and held at a constant temperature, and then cooled to room temperature.
  • the coiling temperature after hot rolling is not particularly limited, but is usually in the range from 750 ° C to 1000 ° C.
  • the cooling rate after winding is not particularly limited.
  • a wire having a wire diameter of 5 to 16 mm is immersed in a molten salt bath at 400 ° C. or more and 600 ° C. or less, the wire is usually cooled at a cooling rate of 10 ° C./second or more.
  • Cooling rate and steel composition affect the structure of steel (steel wire). That is, when the content of alloy elements such as C, Si, Mn, Cr, Mo, V, B, and Nb is high, the volume fraction of the bainite structure increases as the cooling rate is increased. Further, when the content of such an alloy element is low, the volume ratio of the ferrite structure increases as the cooling rate is reduced. For this reason, what is necessary is just to select a steel component and a cooling rate so that a predetermined structure
  • the wound steel wire After winding the hot-rolled steel wire, the wound steel wire is kept in a molten salt bath at 400 ° C. or more and 600 ° C. or less for 30 seconds to 150 seconds and then cooled.
  • the temperature of the molten salt bath is less than 400 ° C., the bainite structure fraction (volume ratio) in the steel wire increases, the strength of the steel wire after annealing increases, the transformation completion time becomes longer, and the productivity is hindered. Is done.
  • the temperature of the molten salt bath exceeds 600 ° C., the ferrite structure fraction (volume ratio) increases, and the molten salt is decomposed to hinder productivity.
  • the holding time of the steel wire in the molten salt bath is less than 30 seconds, the isothermal transformation is not completed, and the martensite structure is generated. In this case, the softening time required for annealing becomes longer, the strength increases, and the workability deteriorates. Further, when the holding time of the steel wire in the molten salt tank is 150 seconds or more, productivity is hindered. Therefore, this holding time is controlled to 30 seconds or more and 150 seconds or less.
  • the steel wire After extraction from the molten salt bath, the steel wire is cooled, and wire drawing with a surface area reduction rate of 25 + 82 ⁇ F1% or more is performed.
  • the F1 value (the above-mentioned F1) is expressed by the following equation (2).
  • F1 (Cr%) + (Mo%) / 4+ (V%) / 3 (2)
  • the lower limit of the area reduction rate of the wire drawing is set to 25 + 82 ⁇ F1%.
  • the area reduction rate of wire drawing is 50% or more. Moreover, since it uses as a steel wire, the area reduction rate of a wire drawing process is less than 100%.
  • the steel wire of the said embodiment becomes soft by performing low temperature annealing, and ductility improves.
  • the temperature of the low temperature annealing is less than 650 ° C.
  • the strength is high and the effect of softening is small.
  • the temperature of the low temperature annealing is at least the Ac1 point
  • the pearlite structure is mixed in the structure of the steel wire after annealing, and the strength and ductility of the steel wire are deteriorated. For this reason, it is preferable to control the temperature of low-temperature annealing to 650 degreeC or more and less than Ac1 point.
  • the holding time for the low-temperature annealing is not particularly limited, but is preferably 30 minutes or longer and 7 hours or shorter in order to improve the quality stability and productivity.
  • a c1 (° C.) is calculated by the following equation (3).
  • a c1 723-10.7 ⁇ (Mn%) + 29.1 ⁇ (Si%) + 16.9 ⁇ (Cr%) (3)
  • the steel slabs of these steel types are heated to 950 to 1150 ° C., hot rolled to a wire diameter of 5.5 to 14.5 mm, and after this wire rod rolling, it is displayed using a molten salt bath on the rolling line.
  • a constant temperature transformation treatment was performed under the conditions shown in 2, and then cooled.
  • the cooled wire was drawn at a surface reduction rate described in Table 2.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions such as molten salt bath temperature, molten salt bath holding time, and wire drawing area reduction ratio, and the volume of the pearlite structure, proeutectoid ferrite structure, and bainite structure of each wire after the isothermal transformation treatment. Rate, average block particle size of pearlite structure, and tensile strength TS of steel wire.
  • Levels 13 and 15 in Table 2 are conventional manufacturing methods in which a steel wire is cooled on a stealmore without performing isothermal transformation after winding. Therefore, at these levels 13 and 15, the volume ratio of the pearlite structure was not sufficient, and the volume ratio of the pro-eutectoid ferrite structure was excessive.
  • the wire manufactured under each condition shown in Table 2 was heated to 700 ° C. with a heating time of 4 h, held for 5 h, and then subjected to a low-temperature annealing treatment for cooling to evaluate the mechanical properties of the wire.
  • Table 3 shows the mechanical properties of steel wires of comparative examples produced by the following production method (conventional spheroidizing annealing).
  • wire rods obtained by wire rolling steel slabs of steel types A to R under the same conditions as above were wound and then cooled with stealmore. Thereafter, after wire drawing with a surface reduction rate of 25%, the wire was heated to 740 ° C. with a temperature rising time of 4 h and held for 4 h. Further, the heated and held wire was cooled to 650 ° C. at 15 ° C./h, and then allowed to cool in the air.
  • a tensile test in accordance with the test method of JIS Z2241 was performed using a 9A test piece of JIS Z2201, and the tensile strength TS and the drawing value RA were evaluated.
  • Table 4 shows the tensile strength TS and the drawing value RA after low-temperature annealing.
  • the comparison of the mechanical characteristic with the conventional spheroidizing annealing material (normal annealing material) shown in Table 3 is shown collectively.
  • “Excellent” in Table 4 indicates that the characteristics are superior to those of conventional spheroidized annealing materials.
  • “Yes” indicates that the properties are the same as those of a conventional spheroidized annealed material (tensile strength TS is within ⁇ 10 MPa and drawing value RA is within ⁇ 2%).
  • “impossible” indicates that the characteristics are inferior to those of the conventional spheroidized annealing material.
  • Level 22 in Table 4 shows the characteristics of steel wire of steel type L having a high Cr content. At this level 22, the tensile strength TS after low-temperature annealing was high even when wire drawing with a surface reduction rate of 60% was performed, and the softening properties of the steel wire were inferior to those of the conventional spheroidized annealing material. On the other hand, as can be seen from the examples of levels 1, 2, 4, 6, 7, 11, 12, 14, 16, 17, 19, 21, 23 to 28 in Table 4, even in low temperature annealing, The mechanical properties of the steel wire manufactured according to the standard were equal or superior to those of the conventional spheroidized annealing material.
  • FIG. 1 shows the relationship between the tensile strength TS of steel wires of levels 8, 9, 10, 11, and 12 shown in Table 2 and the tensile strength TS after low-temperature annealing of these steel materials.
  • the steel component and the structure are equivalent, and the tensile strength TS is different.
  • the tensile strength TS is 480 + 850 ⁇ Ceq.
  • MPa or higher for example, 1064 ° C. or higher
  • FIG. 2 shows the carbon equivalent Ceq. Of steel wires of levels 1 to 28 listed in Table 4 and levels 29 to 46 listed in Table 3. And the tensile strength TS after annealing. As shown in FIG. 2, in the Example of Table 4, it turns out that the tensile strength TS of a steel wire is low compared with the conventional spheroidizing annealing material, and the steel wire is softening.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the F1 value expressed by the above formula (2) and the wire drawing area reduction ratio of steel wires of levels 1 to 12, 14, 16 to 21, and 23 to 28 in Table 2. is there. Note that these levels of steel wire satisfy the above-described structure (volume ratio of each structure) and components. In the steel wire with “good softening characteristics” in FIG. 4, the tensile strength TS of the steel wire after low-temperature annealing shown in Table 4 is equal to or less than that of the conventional spheroidized annealing material.
  • the tensile strength TS of the steel wire after the low-temperature annealing is higher than the tensile strength TS of the conventional spheroidized annealing material.
  • the wire drawing area reduction ratio is 25 + 82 ⁇ F1% or more, it can be seen that the softening property of the steel wire after low-temperature annealing is excellent.
  • FIG. 5 shows the C content (C%) of steel wires of levels 1, 2, 4, 6, 7, 11-17, 19, 21, 23-28 in Table 2, and the volume fraction of pearlite structure (perlite content). Rate).
  • C% C% of steel wires of levels 1, 2, 4, 6, 7, 11-17, 19, 21, 23-28 in Table 2
  • volume fraction of pearlite structure perlite content. Rate
  • FIG. 6 shows the relationship between the C content of the steel wire at the same level as that used in FIG. 5 and the volume fraction of the pro-eutectoid ferrite structure (pro-eutectoid ferrite fraction).
  • volume fraction of the pro-eutectoid ferrite structure is larger than (1-1.25 ⁇ (C%)) ⁇ 50 (%) (levels 13 and 15), as shown in Table 4, conventional spheroidized annealing materials It can be seen that the mechanical properties of the steel wire after lower temperature annealing are inferior.
  • the steel wire according to the present invention is suitable for use as a material for machine parts such as bolts, screws, and nuts formed by cold forging.

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Abstract

　この低温焼鈍用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～１．５０％、Ｐ：０～０．０４０％、Ｓ：０～０．０５０％、Ｎ：０．０００５～０．０３００％を含有し、さらにＣｒ：０．０３～０．４％、Ｖ：０．０３～０．２％、Ｍｏ：０．０３～０．２％の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％以上かつ１００％以下であり、初析フェライトの体積率が０％以上かつ（１－１．２５×（Ｃ％））×５０％以下であり、ベイナイト組織の体積率が０％以上かつ４０％以下であり、引張強さが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上かつ５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下である。

Description

低温焼鈍用鋼線及びその製造方法
　本発明は、冷間鍛造によって成形されるボルト、ねじ、ナット等の機械部品の素材として用いられる低温焼鈍用鋼線とその製造方法とに関する。特に、焼鈍による軟質化特性と延性とが優れ、より低い温度で焼鈍可能な低温焼鈍用鋼線とその製造方法とに関する。
　本願は、２００９年１１月１７日に、日本に出願された特願２００９－２６２１５８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　冷間鍛造では、成品の寸法精度及び生産性が優れるため、鋼製のボルト、ねじ、ナット等の機械部品の成形に際して、従来から行われていた熱間鍛造から冷間鍛造への切り替えが拡大している。一方、冷間鍛造では、熱間鍛造と比較して、鋼材の変形抵抗が高くなり鋼材の変形能が低くなるため、金型への負荷が増大する。そのため、冷間鍛造では、金型の摩耗や損傷が発生したり、成形部品に加工割れが発生したりするなどの問題が生じやすい。
　これらの問題を回避するため、冷間鍛造に用いる鋼材には極めて高い加工性が要求される。このため、従来から、球状化焼鈍などの熱処理により熱間圧延材を軟質化して、鋼材の加工性を向上させることが行われている。
　球状化焼鈍は、セメンタイトを球状にして加工性を向上させる処理であり、冷間鍛造用鋼の軟質化処理として広く行われている。この球状化焼鈍では、約２０時間程度の熱処理時間を要することから、近年では部品の生産性及びコストを改善するために、熱処理時間の短縮、焼鈍温度の低減、あるいは焼鈍省略の要求が高くなっている。
　また、機械構造用鋼では、機械部品として必要な強度を確保するため、ＣｒやＭｏあるいはＶなどの合金元素を添加する場合がある。これらの合金元素を鋼に添加すると、軟質化焼鈍の際に、セメンタイトの球状化が遅延し焼鈍後の強度が高くなって延性が低下し、冷間鍛造性が劣化することが知られている。したがって、これらの合金元素を鋼に添加した場合には、冷間鍛造性を改善するため、球状化焼鈍を２回以上行うなどの方法が行われている。
　また、近年では、部品製造コストの低減や部品の高機能化を目的として、部品形状も複雑化している。このため、冷間鍛造に使用される鋼材の加工性に対しての要求が高まっている。冷間鍛造用鋼の加工性には、金型への負荷に影響する変形抵抗と、加工割れの発生に影響する延性とがあり、これらの両方、あるいは一方が冷間鍛造用鋼の加工性として求められる。この冷間鍛造用鋼の加工性に求められる特性（変形抵抗または延性）は、各用途により異なる。
　このような背景のもとで、鋼材の冷間鍛造性を向上させる技術として、従来から種々の方法が提案されている。例えば、球状化焼鈍前に減面率が２０～３０％の粗引き伸線を行ってセメンタイトの球状化を促進し鋼材を軟質化させる方法や球状化焼鈍を複数回行い鋼材を軟質化させる方法などの軟質化技術は、古くからよく知られ、従来から広く行われている。
　また、特許文献１には、熱間圧延線材のフェライト組織分率を３０面積％以上、ベイナイト組織とマルテンサイト組織との合計を残部の５０面積％以上とすることで、粗引き伸線後の球状化焼鈍を低温かつ短時間で処理可能にする方法が開示されている。この方法では、球状化焼鈍の処理温度を低下させたり、処理時間を短くしたりすることは可能であるが、焼鈍後の硬さや限界圧縮率などの冷間鍛造性は、従来の球状化焼鈍材と同等であり、加工性の面から不十分である。
　また、特許文献２には、肌焼き鋼の製造方法としてベイナイト体積分率を５０％以下に抑制したフェライト・パーライト組織からなる鋼材に対し、減面率２８％以上の伸線引き抜き加工を行った後に、球状化焼鈍を行う方法が開示されている。この方法においては、球状化焼鈍後の硬さが低くかつ均質になって鋼材が軟質化するが、鋼材の延性は、なお不十分である。
　さらに、特許文献３には、鋼材組織中の擬似パーライトとベイナイトとフェライトとの面積率を規定することで、球状化処理時間を短縮し、鋼材の変形抵抗を低減する方法が開示されている。この方法では、鋼材組織中に擬似パーライトを１０％以上含む必要があるため、合金元素の含有量が低く焼入れ性が低い鋼種や線径が大きい線材の場合には、巻き取り後に冷却速度を高くする必要があり、製造コストが大きくなるという問題がある。
日本国特開２００６－３７１５９号公報 日本国特開２００６－１２４７７４号公報 日本国特開２００６－２２５７０１号公報
　本発明は、冷間鍛造前の軟質化焼鈍における温度を低下させることができ、この軟質化焼鈍後に軟質かつ延性が高くなる冷間鍛造性が優れた鋼線とその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋼線の冷間鍛造性を向上させるため、鋼材の焼鈍前組織とこの鋼材を粗引き加工後に焼鈍したときの機械的特性との関係を調査した。
　本発明者らは、初析フェライト組織及びベイナイト組織を抑制し、主にパーライト組織を含む組織になるように鋼線中の組織を制御すると、ＣｒやＭｏ、Ｖなどのセメンタイトの球状化を阻害する元素が鋼線中に含まれた場合でも、特定の条件で粗引き加工を行い、特定の値に鋼線の強度を制御することにより、鋼線を低温焼鈍した際に強度が低下し、延性が著しく向上することを見出した。粗引き加工及び低温焼鈍によりセメンタイトを球状化する場合、粗引き前の組織中の初析フェライトの体積率を抑制すると、焼鈍後にセメンタイトが均一に分散した組織が得られ、鋼線の延性が著しく向上する。なお、低温焼鈍は、鋼材を軟質化するためにＡｃ１点以下で行われる焼鈍である。
　また、本発明者らは、初析フェライト及びベイナイトを抑制した主にパーライト組織を含む組織では、焼鈍した際に、球状セメンタイトの大きさが均一になる傾向があり、粗大な球状セメンタイトの生成を抑制することが可能であることを見出した。粗大な球状セメンタイトは、延性破壊の起点として作用するため、鋼線の加工性を向上させるためには、この粗大な球状セメンタイトを抑制することが有効である。
　さらに、本発明者らは、鋼線中のベイナイト組織及びマルテンサイト組織を抑制することで、粗引きと低温焼鈍とを行った後に、鋼線の強度を低下させて鋼線を軟質化させることができ、かつ延性も高めることができることを見出した。ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は、セメンタイトを球状化させるためには有効であるが、転位密度が高い。そのため、低温焼鈍のような低温度かつ短時間の焼鈍では、鋼線の軟質化が不十分になりやすいと推察される。本発明者らは、上記知見を基に検討を重ね、本発明を完成するに至った。本発明は、以下の通りである。なお、以下では、Ｃの含有量（質量パーセント）を（Ｃ％）と表記する。
　（１）本発明の一態様に係る低温焼鈍用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～１．５０％、Ｐ：０～０．０４０％、Ｓ：０～０．０５０％、Ｎ：０．０００５～０．０３００％を含有し、さらにＣｒ：０．０３～０．４％、Ｖ：０．０３～０．２％、Ｍｏ：０．０３～０．２％の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、初析フェライト組織と、パーライト組織と、ベイナイト組織とを含む金属組織を有し、前記パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％以上かつ１００％以下であり、前記初析フェライトの体積率が０％以上かつ（１－１．２５×（Ｃ％））×５０％以下であり、前記ベイナイト組織の体積率が０％以上かつ４０％以下であり、前記初析フェライト組織の体積率と前記ベイナイト組織の体積率と前記パーライト組織の体積率との合計が９５％以上かつ１００％以下であり、引張強さが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上かつ５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下である。
　ただし、Ｃｅｑ．＝（Ｃ％）＋（Ｓｉ％）／７＋（Ｍｎ％）／５＋（Ｃｒ％）／９＋（Ｍｏ％）／２＋１．５４×（Ｖ％）である。
　なお、（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｍｏ％）及び（Ｖ％）は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量（質量％）である。
　（２）上記（１）に記載の低温焼鈍用鋼線は、質量％で、Ａｌ：０．００１～０．０６０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００６０％、Ｃｕ：０．０１～０．３％、Ｎｉ：０．０１～０．７％、Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％の１種以上をさらに含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の低温焼鈍用鋼線では、前記パーライト組織の平均ブロックサイズが４μｍ以上２０μｍ以下であってもよい。
　（４）本発明の一態様に係る低温焼鈍用鋼線では、上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼片を加熱し；熱間圧延し；その後、巻取り；その後、４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に３０秒以上１５０秒以下の間恒温保持し；　その後、冷却し；減面率が２５＋８２×Ｆ１％以上１００％未満の伸線加工を施す。
　本発明によれば、冷間鍛造によって鋼材を複雑な形状の部品に成形することが可能になり、鋼材の歩留まりや生産性が向上し、部品の加工費用を低減することができる。また、本発明によれば、軟質化焼鈍の温度を低下させることができ、熱処理費用を低減し、生産性を向上させることができる。
焼鈍前の鋼線の引張強さＴＳと低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳとの関係を示す図である。 炭素当量Ｃｅｑ．と焼鈍後の引張強さＴＳとの関係を示す図である。 炭素当量Ｃｅｑ．と焼鈍後の絞り値ＲＡとの関係を示す図である。 Ｆ１値と伸線減面率との関係を示す図である。 Ｃ含有量（Ｃ％）とパーライト組織の体積率との関係を示す図である。 Ｃ含有量（Ｃ％）と初析フェライト組織の体積率との関係を示す図である。 炭素当量Ｃｅｑ．と焼鈍前の鋼線の引張強さＴＳとの関係を示す図である。
　鋼材の冷間鍛造性を向上させる技術として、従来から種々の方法が提案されている。本発明では、冷間鍛造前において従来の焼鈍温度より低温での軟質化焼鈍を行うことができ、この軟質化焼鈍後に軟質で、かつ延性が高く冷間鍛造性が優れた鋼線を得るために、鋼線（線材）の組織を特定の組織に制御する必要がある。
　以下に、本発明の一実施形態に係る低温焼鈍用鋼線について説明する。まず、組織の限定理由について説明する。
　初析フェライト（初析フェライト組織）の体積率が（１－１．２５×（Ｃ％））×５０％を超えると、焼鈍後にセメンタイトが不均一に分布するため、強度の不均一な部分が生成する。強度の不均一な部分が存在すると、鍛造加工の際に、局部的な変形の集中によって冷鍛割れが発生する場合がある。このため、初析フェライトの体積率の上限は、（１－１．２５×（Ｃ％））×５０％である。また、鋼線の組織中に初析フェライトが存在する必要がないため、初析フェライトの体積率の下限は、０％である。
　ベイナイト組織は、セメンタイトの球状化に有効であり、鋼線の延性を向上させる効果があるが、転位密度が高いため、低温焼鈍後の強度が高くなる場合がある。このため、ベイナイト組織の体積率の上限は、４０％である。また、鋼線の組織中にベイナイトが存在する必要がないため、ベイナイトの体積率の下限は、０％である。
　マルテンサイト組織は、焼鈍後の強度を高くするため、５％以下に抑制されることが好ましい。
　パーライト組織は、粗引き焼鈍後のセメンタイトの球状化に有効であり、鋼線の変形抵抗を低下させる効果がある。また、パーライト組織の体積率が大きい場合には、焼鈍後の球状化セメンタイトの大きさのばらつきが小さくなり、鋼線の延性が向上する。パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％未満の場合には、変形抵抗の低減効果及び延性の向上効果が小さくなるため、パーライト組織の体積率の下限は、１．３５×（Ｃ％）×１００％である。
　なお、鋼線の金属組織は、初析フェライトと、ベイナイトと、パーライトとを含み、上述した初析フェライト組織の体積率と、ベイナイト組織の体積率と、パーライト組織の体積率との合計は、９５％以上１００％以下である。
　パーライト組織の平均ブロックサイズの微細化は、焼鈍後のフェライト結晶粒径を小さくする効果があり、延性の向上に有効である。また、この平均ブロックサイズの微細化によりラメラ状のパーライトの分解とセメンタイトの球状化とが促進するため、焼鈍時間を短縮することができる。このパーライト組織の平均ブロックサイズが２０μｍ以下であれば、焼鈍時間を短縮しながら焼鈍後に十分な延性を確保することができる。そのため、パーライト組織の平均ブロックサイズの上限は、２０μｍであることが好ましい。また、平均ブロックサイズの測定上の制限から、パーライト組織の平均ブロックサイズの下限は、４μｍであってもよい。
　なお、初析フェライト組織、パーライト組織、ベイナイト組織の体積率を評価するために、走査型電子顕微鏡を用いて、線材のＣ断面（線材の長手方向に垂直な断面）を１０００倍の倍率で写真撮影し、それぞれの組織の面積率を画像解析により求めた。ここで、線材のＣ断面において、線材の表層（表面）近傍と、１／４Ｄ部（線材の表面から線材の中心方向に線材の直径の１／４離れた部分）と、１／２Ｄ部（線材の中心部分）とが写真撮影され、それぞれの位置の撮影領域は、いずれも１２５μｍ×９５μｍであった。また、検鏡面（Ｃ断面）に含まれる組織の面積率は、組織の体積率と等しいため、画像解析により得られた各組織の面積率がそれぞれの組織の体積率であると評価した。
　パーライト組織のブロックサイズの測定には、ＥＢＳＤ装置を用いた。線材のＣ断面における表層近傍部、１／４Ｄ部、１／２Ｄ部のそれぞれについて２７５μｍ×１６５μｍの領域を測定した。ＥＢＳＤ装置にて測定されたフェライト（パーライト組織中のフェライト）の結晶方位マップから、方位差が１５度以上である境界をブロック粒界に決定した。
　さらに、本実施形態の鋼線では、引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上である。引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａよりも小さい場合には、焼鈍後の鋼線の軟質化が不十分であり、冷間鍛造性が劣化する。また、鋼線の変形能を十分に確保するために、引張強さＴＳが５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下であってもよい。ここで、炭素当量Ｃｅｑ．は、下記（１）式で表される。
　Ｃｅｑ．＝（Ｃ％）＋（Ｓｉ％）／７＋（Ｍｎ％）／５＋（Ｃｒ％）／９＋（Ｍｏ％）／２＋１．５４×（Ｖ％）・・・・・（１）
　なお、（Ｃ％）、（Ｓｉ％）、（Ｍｎ％）、（Ｃｒ％）、（Ｍｏ％）及び（Ｖ％）は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量（質量％）である。
　本実施形態の鋼線は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～１．５０％、Ｐ：０～０．０４０％、Ｓ：０～０．０５０％、Ｎ：０．０００５～０．０３００％を含有し、さらにＣｒ：０．０３～０．４％、Ｖ：０．０３～０．２％、Ｍｏ：０．０３～０．２％の１種以上を含有する。以下に、これらの元素の範囲を限定した理由を説明する。なお、各元素の含有量について、以下に記載した％は、質量％である。
　Ｃは、機械部品としての強度を確保するため鋼中に添加される。Ｃ含有量が０．１０％未満では、機械部品として必要な強度を確保できない。また、Ｃ含有量が０．６０％を越えると、冷間鍛造性が劣化する。そのため、鋼中のＣ含有量は、０．１０～０．６０％にする。より確実に鋼の強度を確保するために、Ｃの含有量は、０．２５～０．６０％であることが好ましい。また、より確実に冷間鍛造性を確保するために、Ｃ含有量は、０．２５～０．５０％であることがより好ましい。
　Ｓｉは、脱酸元素として機能し、鋼に必要な強度と焼入れ性とを付与し、焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が不十分である。また、Ｓｉ含有量が０．４０％を越えると、靱性及び延性が劣化し、硬度が上昇し、冷間鍛造性が劣化する。そのため、鋼中のＳｉ含有量は、０．０１～０．４０％にする。また、より確実に焼き戻し軟化抵抗と冷間鍛造性とを向上させるために、Ｓｉ含有量は、０．０５～０．３０％であることが好ましい。
　Ｍｎは、鋼に必要な強度及び焼入れ性を付与するために必要な元素である。Ｍｎ含有量が０．２０％未満では、強度及び焼入れ性を付与する効果が不十分である。Ｍｎ含有量が１．５０％を越えると、硬度が上昇し冷間鍛造性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、０．２０～１．５０％にする。また、より確実に強度及び冷間鍛造性を確保するために、Ｍｎ含有量は、０．３０～０．９０％であることが好ましい。
　Ｐは、冷間鍛造時の変形抵抗を高め、加工性を劣化させる。また、Ｐは、粒界に偏析して焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化させ、鋼の靱性を劣化させる。そのため、鋼中のＰをできるかぎり低減することが望ましい。従って、Ｐ含有量の上限を０．０４０％に制限する。このＰ含有量は、０．０２０％以下であることが好ましい。また、Ｐ含有量の下限は、０％である。
　Ｓは、Ｍｎ等の合金元素と反応して硫化物として存在する。これらの硫化物は、鋼の被削性を向上させる。しかしながら、０．０５０％を越えて鋼中にＳを添加すると、冷間鍛造性が劣化し、焼入れ焼戻し後の結晶粒界が脆化して靱性が劣化する。このため、Ｓ含有量の上限を０．０５０％に制限する。このＳ含有量は、０．０２０％以下であることが好ましい。また、Ｓ含有量の下限は、０％である。
　Ｎは、オーステナイト結晶粒の微細化を目的に添加される。Ｎは、ＡｌやＴｉ等の合金元素と結合して窒化物を形成し、これらの窒化物がピン止め粒子として機能して結晶粒を細粒化する。Ｎ含有量が０．０００５％未満では、窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化して延性が劣化する。また、Ｎを添加してＮ含有量が０．０３００％を越えると、固溶Ｎによる動的歪時効により変形抵抗が増加して、加工性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は、０．０００５～０．０３００％にする。より確実に延性を確保し、変形抵抗を十分に低下させるために、Ｎ含有量は、０．００２０～０．０１５０％であることが好ましい。
　Ｃｒは、焼入れ性及び強度を高める効果がある。Ｃｒ含有量が０．０３％未満では、焼入れ性及び強度を高める効果がない。Ｃｒを添加してＣｒ含有量が０．４％を超えると、変態時間が長くなり生産性が阻害される。そのため、鋼中のＣｒ含有量は、０．０３～０．４％にする。生産性をより高めるために、Ｃｒ含有量は、０．０３～０．２％であることが好ましい。また、焼入れ性及び強度をより高めるために、Ｃｒ量は、０．０５～０．２０％であることがより好ましい。
　Ｖは、焼入れ性を上げたり、微細な炭化物を析出させ、強度を高くしたりする効果がある。Ｖ含有量が０．０３％未満では、焼入れ性及び強度を高める効果がない。Ｖを添加してＶ含有量が０．２％を超えると、Ｖを含む粗大炭化物の形成によって、これらの効果が飽和する。そのため、鋼中のＶ含有量は、０．０３～０．２％にする。より効果的に焼入れ性及び強度を高めるために、Ｖ量は、０．０５～０．１５％であることが好ましい。
　Ｍｏは、焼入れ性及び強度を高める効果がある。Ｍｏ含有量が０．０３％未満では、焼入れ性及び強度を高める効果がない。Ｍｏを添加してＭｏ含有量が０．２％を超えると、変態時間が長くなり生産性が阻害される。そのため、Ｍｏ含有量は、０．０３～０．２％にする。また、生産性を高めながら焼入れ性及び強度を高めるために、Ｍｏ含有量は、０．０５～０．１５％であることが好ましい。
　また、本実施形態の鋼線には、以下に記載する特性の向上を目的に、質量％で、Ａｌ：０．００１～０．０６０％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００６０％、Ｃｕ：０．０１～０．３％、Ｎｉ：０．０１～０．７％、Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％の１種以上を含有させることができる。
　Ａｌは、脱酸及びオーステナイト結晶粒の微細化を目的に鋼中に添加される。Ａｌは、脱酸元素として機能し、鋼中でＮと結合してＡｌＮを形成する。このＡｌＮがピン止め粒子として機能し、結晶粒径を細粒化して加工性を向上させる。また、Ａｌは、固溶Ｎを固定して動的歪時効を抑制し、変形抵抗を低減する効果がある。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、これらの効果が機能しない。また、Ａｌ含有量が０．０６０％を越えると、鋼の靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０６０％に制限する。したがって、Ａｌを鋼中に添加する場合には、鋼中のＡｌ含有量を０．００１～０．０６０％に制御する。上記効果と靭性とのバランスを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．００３～０．０４％であることがより好ましい。
　Ｔｉ及びＮｂは、いずれも炭窒化物を形成する。これらの炭窒化物は、鋼中に分散しピン止め粒子として機能して結晶粒の粗大化を抑制し、加工性を向上させるとともに、鋼の強度を高める。
　Ｔｉは、ＣあるいはＮと化合物を形成し、ＴｉＣ、ＴｉＮあるいはＴｉ（ＣＮ）として存在する。これらの炭窒化物は、ピン止め粒子として有効であり、鋼の強度を高める機能を有する。また、鋼中のＮを固定して後述のＢ添加による焼入れ性の向上効果を有効に機能させるため、Ｔｉが添加される。Ｔｉ含有量が０．００２％未満では、これらの効果が現れない。Ｔｉを添加してＴｉ含有量が０．０５０％を越えると、これらの効果が飽和するとともに硬度が上昇して冷間鍛造性が劣化する。そのため、Ｔｉを鋼中に添加する場合には、鋼中のＴｉ含有量を０．００２～０．０５０％に制御する。また、鋼の強度及び冷間鍛造性をより高めるために、Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０３０％であることが好ましい。
　Ｎｂは、ＮあるいはＣと結合し、ＮｂＮ、ＮｂＣあるいはそれらの複合介在物であるＮｂ（ＣＮ）を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。そのため、Ｎｂは、鋼の強度を高める機能を有する。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果が不十分である。Ｎｂを添加してＮｂ含有量が０．１０％を越えると、この効果が飽和する。したがって、Ｎｂを鋼中に添加する場合には、鋼中のＮｂ含有量を０．００５～０．１０％に制御する。また、より効果的に鋼の強度を高めるために、Ｎｂ含有量は、０．０１～０．０５％であることが好ましい。
　Ｂは、焼入れ性の向上を目的に添加される。Ｂ含有量が０．０００１％未満では、焼入れ性を向上させる効果が不十分である。Ｂを添加してＢ含有量が０．００６０％を越えると、その効果が飽和する。そのため、Ｂを鋼中に添加する場合には、鋼中のＢ含有量を０．０００１～０．００６０％に制御する。また、より効果的に焼入れ性を向上させるために、Ｂは、０．０００５～０．００４％であることが好ましい。
　Ｃｕは、析出強化により鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が０．０１％未満では、鋼の強度を高める効果がない。Ｃｕを添加してＣｕ含有量が０．３％を超えると、熱間圧延性が劣化する。そのため、Ｃｕを鋼中に添加する場合には、鋼中のＣｕ含有量を０．０１～０．３％に制御する。また、鋼の強度を効果的に高めながら熱間圧延性を十分に確保するために、Ｃｕ含有量は、０．０５～０．２％であることが好ましい。
　Ｎｉは、焼入れ性及び鋼の延性を向上させる効果を有する。Ｎｉ含有量が０．０１％未満では、焼入れ性及び延性を向上させる効果がない。Ｎｉを添加してＮｉ含有量が０．７％を超えると、変態時間が長くなり生産性が阻害される。そのため、Ｎｉを鋼中に添加する場合には、鋼中のＮｉ含有量を０．０１～０．７％に制御する。また、十分な延性向上効果を得るために、Ｎｉを添加してＮｉを０．０２％以上含有させることが好ましい。加えて、生産性をさらに確保するために、Ｎｉ含有量は、０．０２～０．５％であることがより好ましい。
　Ｏは、鋼中に不可避的に含有され、ＡｌやＴｉなどの酸化物として存在する。Ｏ含有量が高いと、粗大な酸化物が形成して疲労破壊の原因となる。そのため、Ｏ含有量を０．０１％以下に抑制することが望ましい。また、脱酸元素として、鋼中にＣａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種以上を含有させることができる。Ｃａを鋼中に添加する場合には、鋼中のＣａ含有量を０．０００１～０．０１％に制御する。Ｍｇを鋼中に添加する場合には、鋼中のＭｇ含有量を０．０００１～０．０１％に制御する。Ｚｒを鋼中に添加する場合には、鋼中のＺｒ含有量を０．０００１～０．０１％に制御する。Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒは、脱酸に有効であり、酸化物を微細化して疲労強度を向上させる効果がある。
　さらに、本発明の一実施形態に係る鋼線の製造方法を以下に説明する。
　上述の実施形態の鋼線に必要とされる上記組成を満足する鋼片を加熱し、熱間圧延し、所望の径の鋼線を製造する。熱間圧延後得られた鋼線は、巻き取られ、恒温保持された後、室温まで冷却される。熱間圧延後の巻取り温度は、特に限定しないが、通常７５０℃から１０００℃までの範囲である。
　巻取り後の冷却速度も特に限定しない。例えば、線径５～１６ｍｍの線材を４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に浸漬すると、この線材は、通常１０℃／秒以上の冷却速度で冷却される。冷却速度及び鋼成分は、鋼（鋼線）の組織に影響を及ぼす。すなわち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂなどの合金元素の含有量が高い場合には、冷却速度を大きくするとベイナイト組織の体積率が高くなる。また、このような合金元素の含有量が低い場合には、冷却速度を小さくするとフェライト組織の体積率が高くなる。このため、所定の組織が得られるように鋼成分と冷却速度とを選べばよい。
　熱間圧延された鋼線を巻取った後、巻き取られた鋼線を４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に、３０秒以上１５０秒以下の間恒温保持した後、冷却する。溶融塩槽の温度が４００℃未満の場合、鋼線中のベイナイト組織分率（体積率）が増大して焼鈍後の鋼線の強度が高くなり、変態完了時間が長くなって生産性が阻害される。溶融塩槽の温度が６００℃を超えると、フェライト組織分率（体積率）が増大し、溶融塩が分解して生産性が阻害される。溶融塩槽中への鋼線の保持時間が３０秒未満の場合、恒温変態が完了せずに冷却されるため、マルテンサイト組織が生成する。この場合には、焼鈍で必要とされる軟化時間が長くなり、強度が上昇して加工性が劣化する。また、溶融塩槽中への鋼線の保持時間が１５０秒以上では、生産性が阻害される。したがって、この保持時間を３０秒以上１５０秒以下に制御する。
　溶融塩槽から抽出後に鋼線を冷却して、減面率２５＋８２×Ｆ１％以上の伸線加工を行う。ここで、Ｆ１値（上述のＦ１）は、下記（２）式で表される。
　Ｆ１＝（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）／４＋（Ｖ％）／３・・・・・（２）
　伸線加工の減面率が２５＋８２×Ｆ１％未満の場合、焼鈍後の鋼線の軟質化が不十分であり、冷間鍛造性が劣化する。そのため、伸線加工の減面率の下限を２５＋８２×Ｆ１％にした。なお、低温焼鈍後の鋼線をより軟質化させるためには、伸線加工の減面率は、５０％以上であることが好ましい。また、鋼線として使用するため、伸線加工の減面率は、１００％未満である。
　なお、上記実施形態の鋼線は、低温焼鈍を行うことで、軟質化し、かつ延性が向上する。低温焼鈍の温度が６５０℃未満の場合では、強度が高く軟質化の効果が小さい。低温焼鈍の温度がＡｃ１点以上では、焼鈍後の鋼線の組織にパーライト組織が混入し、鋼線の強度及び延性が劣化する。このため、低温焼鈍の温度は、６５０℃以上Ａｃ１点未満に制御することが好ましい。低温焼鈍の保持時間は、特に限定しないが、品質の安定性及び生産性を高めるために、３０分以上７時間以下であることが好ましい。なお、Ａｃ１（℃）は、下記（３）式により算出される。
　Ａｃ１＝７２３－１０．７×（Ｍｎ％）＋２９．１×（Ｓｉ％）＋１６．９×（Ｃｒ％）・・・・・（３）
　供試鋼の成分と、上記（１）式によって計算された炭素当量Ｃｅｑ．（％）と、上記（３）式によって計算されたＡｃ１（℃）とを表１に示す。なお、鋼種Ｌは、Ｃｒの含有量が多い比較例である。
　これらの鋼種の鋼片を、９５０～１１５０℃に加熱し、熱間で線径５．５～１４．５ｍｍまで線材圧延を行い、この線材圧延後、圧延ライン上の溶融塩槽を用いて表２に示した条件で恒温変態処理を行い、冷却した。この冷却後の線材は、表２に記載した減面率で伸線加工された。表２には、溶融塩槽温度、溶融塩槽保持時間、及び伸線減面率等の各製造条件と、恒温変態処理後の各線材のパーライト組織、初析フェライト組織、及びベイナイト組織の体積率、パーライト組織の平均ブロック粒径、鋼線の引張強さＴＳを示している。また、この表２には、１．４０×（Ｃ％）×１００％にて計算されたパーライト組織の体積率の下限値、（１－１．２５×（Ｃ％））×５０％にて計算された初析フェライト組織の体積率の上限値、２５＋８２×Ｆ１にて計算された伸線減面率の下限値、４８０＋８５０×Ｃｅｑ．にて計算された引張強さの下限値も併せて示している。
　表２の水準１３及び１５は、巻取り後に恒温変態処理を行わずにステルモア上で鋼線を冷却した従来の製造方法である。そのため、これらの水準１３及び１５では、パーライト組織の体積率が十分でなく、初析フェライト組織の体積率が過剰であった。
　表２の各条件で製造された線材を、昇温時間４ｈで７００℃まで加熱し、５ｈ保持した後、冷却する低温焼鈍処理を行い、線材の機械的特性を評価した。
　また、表３には、以下の製造方法（従来の球状化焼鈍）により製造された比較例の鋼線の機械的特性を示す。まず、上記と同様の条件で鋼種Ａ～Ｒの鋼片を線材圧延することによって得られた線材を巻取り後にステルモアで冷却した。その後、減面率２５％の伸線加工を行った後、この線材を昇温時間４ｈで７４０℃まで加熱し、４ｈ保持した。さらに、この加熱保持された線材を１５℃／ｈで６５０℃まで冷却した後、大気中で放冷した。なお、これらの機械的特性を測定するために、ＪＩＳ　Ｚ２２０１の９Ａ試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の試験方法に準拠した引張試験を行い、引張強さＴＳと絞り値ＲＡとを評価した。
　表４には、低温焼鈍後の引張強さＴＳ及び絞り値ＲＡを示す。なお、この表４には、表３に示した従来の球状化焼鈍材（通常焼鈍材）との機械的特性の比較を併せて示している。表４中の「優」は、従来の球状化焼鈍材より優れた特性であることを示す。また、「可」は、従来の球状化焼鈍材と同等の特性（引張強さＴＳが、±１０ＭＰａ以内、絞り値ＲＡが、±２％以内）であることを示す。さらに、「不可」は、従来の球状化焼鈍材よりも特性が劣ることを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４の水準２２は、Ｃｒの含有量が多い鋼種Ｌの鋼線の特性を示す。この水準２２では、減面率６０％の伸線加工を行っても低温焼鈍後の引張強さＴＳが高く、鋼線の軟質化特性が従来の球状化焼鈍材より劣っていた。一方、表４の水準１、２、４、６、７、１１、１２、１４、１６、１７、１９、２１、２３～２８の実施例からわかるように、低温焼鈍であっても、これらの水準により製造された鋼線の機械的特性は、従来の球状化焼鈍材と比べて同等あるいは優れていた。
　図１は、表２に示した水準８、９、１０、１１、１２の鋼線の引張強さＴＳと、これらの鋼材の低温焼鈍後の引張強さＴＳとの関係を示している。なお、これらの水準８、９、１０、１１、１２の鋼線では、鋼成分と組織（各組織の分率）とが同等であり、引張強さＴＳが異なる。図１に示すように、引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上（例えば、１０６４℃以上）である場合には、低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳが低下し、鋼線が軟質化することがわかる。
　図２は、表４に記載した水準１～２８及び表３に記載した水準２９～４６の鋼線の炭素当量Ｃｅｑ．と、焼鈍後の引張強さＴＳとの関係を示している。図２に示すように、表４の実施例では、従来の球状化焼鈍材と比較して鋼線の引張強さＴＳが低く、鋼線が軟質化していることがわかる。
　図３は、表４に記載した水準１～２８及び表３に記載した水準２９～４６の鋼線の炭素当量Ｃｅｑ．と、焼鈍後の絞り値ＲＡとの関係を示している。表４の実施例では、従来の球状化焼鈍材と比較して鋼線の絞り値ＲＡが高く、延性が優れていることがわかる。
　図４は、表２の水準１～１２、１４、１６～２１、２３～２８の鋼線の上記（２）式で表されるＦ１値と、伸線減面率との関係を示す図である。なお、これらの水準の鋼線では、上述した組織（各組織の体積率）と成分とを満足している。図４中の「軟質化特性良好」の鋼線では、表４に示した低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳが従来の球状化焼鈍材と比べて同等以下である。「軟質化特性不良」の鋼線では、低温焼鈍後の鋼線の引張強さＴＳが従来の球状化焼鈍材の引張強さＴＳより高い。このように、伸線減面率が２５＋８２×Ｆ１％以上である場合には、低温焼鈍後の鋼線の軟質化特性が優れることがわかる。
　図５は、表２の水準１、２、４、６、７、１１～１７、１９、２１、２３～２８の鋼線のＣ含有量（Ｃ％）と、パーライト組織の体積率（パーライト分率）との関係を示している。鋼線中のパーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００（％）より小さい場合（水準１３及び１５）には、表４に示すように、従来の球状化焼鈍材より低温焼鈍後の鋼線の機械的特性が劣ることが分かる。
　同様に、図６は、図５に使用された水準と同じ水準の鋼線のＣ含有量と、初析フェライト組織の体積率（初析フェライト分率）との関係を示している。初析フェライト組織の体積率が（１－１．２５×（Ｃ％））×５０（％）より大きい場合（水準１３及び１５）には、表４に示すように、従来の球状化焼鈍材より低温焼鈍後の鋼線の機械的特性が劣ることがわかる。
　図７は、表２の水準１～２１及び２３～２８の鋼線の炭素当量Ｃｅｑ．と、焼鈍前の引張強さＴＳとの関係を示している。引張強さＴＳが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上の場合（水準１、２、４、６、７、１１、１２、１４、１６、１７、１９、２１、２３～２８）には、表４に示すように、低温焼鈍後、従来の球状化焼鈍材と同等以上の特性が得られることが分かる。
　以上説明したように、本発明によれば、冷間鍛造によって鋼材を複雑な形状の部品に成形することが可能になり、鋼材の歩留まりや生産性が向上し、部品の加工費用を低減することができる。また、本発明によれば、軟質化焼鈍の温度を低下させることができ、熱処理費用を低減し、生産性を向上させることができる。このため、本発明に係る鋼線は、冷間鍛造によって成形されるボルト、ねじ、ナット等の機械部品の素材として用いるのに好適である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．６０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．４０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
    　Ｐ：０～０．０４０％、
    　Ｓ：０～０．０５０％、
    　Ｎ：０．０００５～０．０３００％
    を含有し、さらに
    　Ｃｒ：０．０３～０．４％、
    　Ｖ：０．０３～０．２％、
    　Ｍｏ：０．０３～０．２％
    の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、初析フェライト組織と、パーライト組織と、ベイナイト組織とを含む金属組織を有し、前記パーライト組織の体積率が１．４０×（Ｃ％）×１００％以上かつ１００％以下であり、前記初析フェライトの体積率が０％以上かつ（１－１．２５×（Ｃ％））×５０％以下であり、前記ベイナイト組織の体積率が０％以上かつ４０％以下であり、前記初析フェライト組織の体積率と前記ベイナイト組織の体積率と前記パーライト組織の体積率との合計が９５％以上かつ１００％以下であり、引張強さが４８０＋８５０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以上かつ５８０＋１１３０×Ｃｅｑ．ＭＰａ以下である
    ことを特徴とする低温焼鈍用鋼線。
    　ただし、Ｃｅｑ．＝（Ｃ％）＋（Ｓｉ％）／７＋（Ｍｎ％）／５＋（Ｃｒ％）／９＋（Ｍｏ％）／２＋１．５４×（Ｖ％）である。
  2. 　質量％で、
    　Ａｌ：０．００１～０．０６０％、
    　Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００６０％、
    　Ｃｕ：０．０１～０．３％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．７％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％
    の１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の低温焼鈍用鋼線。
  3. 　前記パーライト組織の平均ブロックサイズが４μｍ以上２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の低温焼鈍用鋼線。
  4. 　請求項１または２に記載の組成を有する鋼片を加熱し；
    　熱間圧延し；
    　その後、巻取り；
    　その後、４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に３０秒以上１５０秒以下の間恒温保持し；
    　その後、冷却し；
    　減面率が２５＋８２×Ｆ１％以上１００％未満の伸線加工を施す
    ことを特徴とする低温焼鈍用鋼線の製造方法。
    　ただし、Ｆ１＝（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）／４＋（Ｖ％）／３である。
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