(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０５〜０．３５％（質量％の意味。以下同じ。）、
Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１５〜１．８％、
Ｐ  ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００６％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００１５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％を満足し、且つ
ＮとＢとＴｉが下記（１Ａ）式を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼であり、
該鋼は、フェライトとパーライトの混合組織を有し、
この鋼の直径をＤとしたとき、鋼の中心からＤ／８位置までの範囲に存在するフェライトの粒度番号が６〜１２番であることを特徴とする球状化焼鈍が省略可能な冷間加工性に優れた線状鋼または棒状鋼。
−０．００５０≦［Ｎ］−１．３×［Ｂ］−０．２９×［Ｔｉ］≦０．００２０
・・・（１Ａ）
（式中、［  ］は、各元素の含有量を表す。）
【請求項２】
下記（４）式で表わされる鋼の変形抵抗の低減率が１２．０％以上を満足するものである請求項１に記載の線状鋼または棒状鋼。
鋼の変形抵抗の低減率（％）＝［（σRT−σ300）／σRT］×１００・・・（４）
式中、σRTは、室温（２３℃）で圧縮試験を行ったときの鋼の変形抵抗（ＭＰａ）を、
σ300は、３００℃で圧縮試験を行ったときの変形抵抗（ＭＰａ）を、
それぞれ、意味する。
【請求項３】
請求項１または２に記載の線状鋼または棒状鋼を用いて得られる機械部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、球状化焼鈍を省略しても冷間加工性が良好な線状鋼または棒状鋼、および該鋼を用いて得られる機械部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボルトやナット、ねじ等の機械部品や電装部品は、圧延して得られた線状鋼（線材）や棒状鋼（棒鋼）を酸洗して脱スケールし、例えば非りん被膜被覆処理した後、冷間引抜き加工により加工率１０〜４０％程度で伸線してから冷間加工を行うのが一般的であった。冷間加工は、熱間加工や切削加工に比べて生産性が高いうえ、鋼材の歩留まりも良好なことから汎用されている。しかし上記方法は、冷間加工時の加工率を高くして加工荷重を大きくすると、加工に用いる工具の寿命が短くなるという問題があった。また、上記線状鋼や棒状鋼の延性が低い場合には、冷間加工時に割れが発生することがあった。
【０００３】
そこで、冷間加工時の加工荷重が大きい場合や、冷間加工時に割れが発生する場合には、冷間加工前に、低温焼鈍や焼鈍、球状化焼鈍等の熱処理が実施されている。熱処理を行なうことで、鋼材を軟化し、且つ延性を高めた状態で冷間加工できる。
【０００４】
ところが上記熱処理は、数時間〜数十時間の長時間に亘って行なう必要があるため、生産性の向上や省エネルギー対策、ひいてはコスト低減を目的として、球状化焼鈍等の熱処理を省略できる線状鋼または棒状鋼の開発が切望されている。
【０００５】
また、冷間加工に使用される鋼材は、冷間加工性に優れていることが要求される。具体的には、冷間加工時の変形抵抗が小さく（即ち、加工荷重が小さく）、且つ延性（伸びや絞り）が高いことが要求される。鋼の変形抵抗が大きくなると、冷間加工時に用いる工具の寿命が低下してしまい、一方、延性が低くなると、冷間加工時に割れが発生し易くなり、不良品発生の原因になる。特に、冷間加工を行うと、加工発熱が起こるため、鋼の変形抵抗は、通常、上昇する。
【０００６】
球状化焼鈍等の熱処理を省略し、熱間圧延ままの状態でも冷間加工性に優れた線状鋼または棒状鋼を提供する技術を本出願人は特許文献１や特許文献２に提案している。
【０００７】
特許文献１と特許文献２には、室温での鋼の変形抵抗と加工発熱領域での鋼の変形抵抗の両方の上昇を抑制することにより、鋼の冷間加工性を改善するという思想に基づき、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等のようなフェライト結晶粒を微細化する元素を添加するのではなく、フェライト結晶粒を微細化させない（むしろ粗大化させる）ＢやＺｒを添加することにより固溶Ｎ量を制御して鋼の冷間加工性を高める技術を開示している。
【特許文献１】特開２００１−３０３１８９号公報
【特許文献２】特開２００１−３４２５４４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記特許文献１や特許文献２では、ＺｒとＢとＮの関係を適切に制御することによって、球状化焼鈍等の熱処理を省略した場合における鋼の冷間加工性を改善することができた。しかし上記特許文献１や特許文献２では、主要元素としてＺｒを添加していたため、実験室レベルでは良好な結果が得られていたものの、製造スケールを実機レベルに拡大すると、安定して所期の特性が得られないことがあった。
【０００９】
ところで、加工発熱領域（例えば、３００℃程度）での鋼の変形抵抗は、室温での鋼の変形抵抗にある程度依存し、室温での鋼の変形抵抗が大きい場合は、加工発熱領域での鋼の変形抵抗も大きくなる傾向がある。この室温での鋼の変形抵抗は、鋼の成分組成（特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）に大きく影響を受ける。そのため室温での鋼の変形抵抗が大きい場合は、冷間加工性が悪くなる。そこで室温での鋼の変形抵抗が大きい場合であっても、加工発熱領域での鋼の変形抵抗を低減して冷間加工性を改善することが望まれている。
【００１０】
本発明は、このような状況に鑑みて成されたものであり、その目的は、球状化焼鈍処理等の熱処理を省略し、熱間圧延のままの状態であっても冷間加工性に優れた線状鋼または棒状鋼であって、実機を用いて製造することができる線状鋼または棒状鋼を提供することにある。特に、本発明では、室温での鋼の変形抵抗が大きい場合であっても、動的ひずみ時効を低減でき、加工発熱領域での鋼の変形抵抗を小さくできる線状鋼または棒状鋼を提供することにある。本発明の他の目的は、上記線状鋼または棒状鋼を用いて得られるボルトやナットなどの機械部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決することのできた本発明に係る線状鋼または棒状鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３５％（質量％の意味。以下同じ。）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１５〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｂ：０．０００３〜０．００１５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％を満足し、且つＮとＢとＴｉが下記（１）式を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼であり、該鋼は、フェライトとパーライトの混合組織を有し、この鋼の直径をＤとしたとき、鋼の中心からＤ／８位置までの範囲に存在するフェライトの粒度番号が６〜１２番である点に要旨を有する。
−０．００６０≦［Ｎ］−１．３×［Ｂ］−０．２９×［Ｔｉ］≦０．００２０
（式中、［  ］は、各元素の含有量を表す。）
本発明には、上記線状鋼または棒状鋼を用いて得られる機械部品も包含される。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、上記特許文献１や特許文献２で添加していたＺｒの代わりにＴｉを用いることにより製造スケールを実機レベルに拡大しても安定して球状化焼鈍処理等の熱処理が省略可能な冷間加工性に優れた線状鋼または棒状鋼を提供できる。また、本発明によれば、Ｎ、ＢおよびＴｉの含有バランスを適切に制御することによって、室温での鋼の変形抵抗が大きい場合であっても、動的ひずみ時効を低減して加工発熱領域での鋼の変形抵抗を小さくすることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者らが、上記特許文献１や特許文献２で提案した鋼を実機レベルで製造すると、所期の特性が安定して得られないことが判明した。この理由について更に検討したところ、Ｚｒが酸化物を形成し易い点に原因があることが分かった。即ち、１５００℃前後の溶鋼中では、Ｚｒが酸化物を形成するときの自由エネルギーは、窒化物を形成するときの自由エネルギーよりも小さく、Ｚｒは、Ｏ（酸素）と結合して、窒化物よりも酸化物を形成し易くなっていた。更にＺｒは、他の酸化物（例えば、Ａｌの酸化物）から酸素を奪ってＺｒ酸化物を形成することもある。実験室レベルでは、溶鋼に含まれるＯ量が少ないため、酸化物を形成するＺｒも少なくなり、固溶Ｎの制御に有効に寄与するＺｒを確保できていたと考えられる。しかし製造スケールを実機レベルに拡大すると、溶鋼に含まれるＯ量が多くなるため、Ｚｒは酸化物として消費されてしまい、固溶Ｎの制御に有効に寄与することが難しいと考えられる。
【００１４】
そこで本発明者らは、球状化焼鈍等の熱処理を省略した場合でも、冷間加工時の動的ひずみ時効を抑制し、加工発熱領域における鋼の変形抵抗を小さくして良好な冷間加工性を示す線状鋼または棒状鋼を実機レベルで製造して提供するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、Ｚｒの代わりにＴｉを添加すると共に、Ｎ、Ｂ、Ｔｉの含有量バランスを適切に制御すれば、実機でも所望の線状鋼または棒状鋼を製造できることを見出し、本発明を完成した。
【００１５】
本発明で添加するＴｉは、Ｚｒに比べて酸化物を形成し難い元素であり、しかも他の酸化物を還元してＴｉ酸化物になることもない。従ってＴｉを添加すると、効率良くＴｉ窒化物を形成し、固溶Ｎ量を安定して調整することができ、実機レベルでも鋼の冷間加工性を向上させることができる。
【００１６】
まず、本発明を特徴付けるＮとＢとＴｉの含有量バランスについて説明する。
【００１７】
本発明の鋼は、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ量が下記（１）式の関係を満足することが重要である。式中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を意味している。なお、以下では、説明の便宜上、（１）式の中辺を「Ｚ値」と呼ぶ［下記（２）式参照］。
−０．００６０≦［Ｎ］−１．３×［Ｂ］−０．２９×［Ｔｉ］≦０．００２０  ・・・（１）
Ｚ値＝［Ｎ］−１．３×［Ｂ］−０．２９×［Ｔｉ］  ・・・（２）
【００１８】
上記（１）式の上限値は、添加されるＮ、Ｂ、Ｔｉ量を考慮し、固溶Ｎが過剰にならないように設定した。即ち、Ｚ値が０．００２０を超える場合は、ＢとＴｉ量に対してＮ量が過剰になるため、過剰なＮが鋼中に固溶Ｎとして存在し、冷間加工時に動的ひずみ時効が起って加工発熱領域における鋼の変形抵抗が増大し、冷間加工性が悪くなる。また、冷間加工時に割れが発生し易くなる。
【００１９】
従って本発明の鋼は、上記Ｚ値が０．００２０以下となるようにＮ、Ｂ、Ｔｉの含有量を制御する。Ｚ値は、好ましくは０．００１５以下であり、より好ましくは０．００１以下である。
【００２０】
一方、上記（１）式の下限値は、添加されるＮ、Ｂ、Ｔｉ量を考慮し、ＢとＴｉによる固溶Ｎ固定化作用を有効に発揮させるために設定した。即ち、Ｚ値が−０．００６０を下回ると、ＢやＴｉが過剰となり、鋼中に固溶ＢやＴｉＣが生成し、冷間加工時に割れが発生し易くなる。また、特にＴｉＣは、析出強化を起こし、冷間加工時の加工発熱領域における鋼の変形抵抗を大きくする原因となる。
【００２１】
従って本発明の鋼は、上記Ｚ値が−０．００６０以上となるようにＮ、Ｂ、Ｔｉの含有量を制御する。Ｚ値は、好ましくは−０．００５５以上であり、より好ましくは−０．００５０以上である。
【００２２】
本発明の鋼は、ＮとＢとＴｉ量の関係が、上記（１）式の関係を満足するものであるが、これらＮとＢとＴｉ量は、下記の範囲を満足している必要がある。
【００２３】
［Ｎ：０．０００５〜０．００６％］
Ｎは、フェライト中に固溶し、冷間加工時の動的ひずみ時効発生の原因となるので、できるだけ少ない方が好ましい。従って本発明では、別途添加するＢ量とＴｉ量を考慮して上限を０．００６％に定めた。好ましくは０．００５５％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎの下限は特に限定されないが、０．０００５％未満にまで低減するには、工業上コストに見合う生産が困難となる。好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上である。
【００２４】
［Ｂ：０．０００３〜０．００１５％］
Ｂは、Ｎと結合してＢＮを形成することによって鋼中の固溶Ｎを低減し、冷間加工時の動的ひずみ時効を抑制して加工発熱領域における鋼の変形抵抗を低減すると共に、固溶Ｎによる固溶強化を抑制して冷間加工時に割れが発生するのを防止するのに有効に作用する元素である。また、ＴｉがＮと結合することによりＢが固溶状態のまま存在すると、焼入性元素として有効に作用し、部品の最終工程における焼入れ焼戻しで強度を調整するのに作用する元素である。従ってＢは０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００４％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし過剰に含有すると、固溶Ｂが多くなり、却って冷間加工時に割れを発生する原因となる。従ってＢは０．００１５％以下とする。好ましくは０．００１３％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。
【００２５】
［Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％］
Ｔｉは、Ｂと同様に、Ｎと結合してＴｉＮを形成することによって鋼中の固溶Ｎを低減し、冷間加工時の動的ひずみ時効を抑制して加工発熱領域における鋼の変形抵抗を低減すると共に、固溶Ｎによる固溶強化を抑制して冷間加工時に割れが発生するのを防止するのに有効に作用する元素である。また上述したように、Ｂと同時に添加すれば、固溶Ｂによる焼入性向上効果を存分に発揮させることができる。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉを０．００３％以上含有する。好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかしＴｉを過剰に含有すると、ＴｉＣを形成して析出強化を生じ、冷間加工時の加工発熱領域における鋼の変形抵抗を増大させる原因となる。従ってＴｉは０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２８％以下とし、より好ましくは０．０２５％以下とする。
【００２６】
本発明の鋼は、上記範囲でＮ、ＢおよびＴｉを含有する他、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、ｓｏｌ．Ａｌを下記の範囲で含有している。
【００２７】
［Ｃ：０．０５〜０．３５％］
Ｃは、鋼自体の強度を確保するのに必要な元素である。従ってＣは０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしＣが過剰になると、鋼自体の強度が高くなり過ぎて変形抵抗が大きくなる。従って、上述したように、固溶Ｎ量を適切に制御しても、冷間加工時の加工発熱領域における鋼の変形抵抗を充分に低減できず、冷間加工に用いる工具寿命を極端に低下させる。従ってＣは０．３５％以下とする。好ましくは０．３３％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
【００２８】
［Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるが、過剰に含有すると、固溶強化により鋼の変形抵抗が増大する原因となる。従ってＳｉは０．３％以下とする。好ましくは０．２５％以下とし、より好ましくは０．２％以下とする。Ｓｉの下限は特に限定されないが、脱酸剤として有効に作用させるには、０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上、特に好ましくは０．１％以上である。
【００２９】
［Ｍｎ：０．１５〜１．８％］
Ｍｎは、脱酸剤および脱硫剤として有用な元素である。こうした作用を発揮させるには、０．１５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．２５％以上である。しかしＭｎを過剰に含有すると、鋼自体の強度が高くなり過ぎて変形抵抗が大きくなる。従ってＭｎは１．８％以下とする。好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．８％以下である。
【００３０】
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、凝固時にミクロ偏析し、熱間圧延時に粒界に偏析して粒界を脆化させる元素であり、粒界の脆化によって冷間加工時に割れが発生し易くなる。従って本発明ではＰをできるだけ低減することが推奨され、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１４％以下であり、より好ましくは０．０１３％以下である。なお、Ｐは、通常、０．００１％程度含有している。
【００３１】
［Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、熱間圧延時に粒界に偏析して粒界を脆化させる元素であり、粒界の脆化によって冷間加工時に割れが発生し易くなる。従って本発明ではＳを極力低減するのがよく、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１８％以下とし、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｓは、通常、０．００１％程度含有している。
【００３２】
［Ｃｒ：０．０１〜０．５％］
Ｃｒは、熱間圧延時にフェライト＋パーライト変態を促進させ、鋼自体の強度を必要以上に高めることなく炭化物を析出させて固溶Ｃを低減し、固溶Ｃによる動的ひずみ時効の低減に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｃｒは０．０１％以上含有させる。好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣｒが過剰になると、鋼自体の強度が大きくなり過ぎて変形抵抗が大きくなる。従ってＣｒは０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
【００３３】
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％］
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸剤として有用に作用する元素であり、０．０１％以上含有する。好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。
【００３４】
しかしＡｌは、Ｔｉ、Ｂの次に窒化物（ＡｌＮ）を生成し易い元素であり、このＡｌＮが多くなると、結晶粒が微細化されるため、フェライトの粒度番号を６〜１２番の範囲に制御する観点からすれば、Ａｌの添加はできるだけ抑える必要がある。従ってＡｌは０．０６％以下とする。好ましくは０．０５５％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
【００３５】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部成分は、鉄であるが、鋼中に、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物の混入が許容される。
【００３６】
次に、本発明の鋼の金属組織について説明する。
【００３７】
本発明の線状鋼または棒状鋼の金属組織は、フェライトとパーライトの混合組織であり、この鋼の直径をＤとしたとき、鋼の中心（Ｄ／２位置）からＤ／８位置までの範囲に存在するフェライトの粒度番号が６〜１２番である。なお、ベイニティックフェライトは延性に乏しいため、上記フェライトには含まれない。
【００３８】
本発明の鋼は、Ｄ／２〜Ｄ／８位置の範囲に存在するフェライトの粒度番号が６〜１２番である。上記フェライトの粒度番号が１２番を超えると、フェライト結晶粒が微細化し過ぎて鋼自体の強度が高くなり、変形抵抗が大きくなる。従ってフェライトの粒度番号は１２番以下とする。好ましくは１１番以下である。しかしフェライト結晶粒が粗大化し過ぎてフェライトの粒度番号が６番未満になると、冷間加工時に割れが発生し易くなる。従ってフェライトの粒度番号は６番以上とする。好ましくは７番以上である。上記フェライト結晶粒度番号は、後述する実施例に示す方法で測定し、規定したものである。
【００３９】
次に、本発明に係る線状鋼または棒状鋼を製造する方法について説明する。
【００４０】
本発明の線状鋼または棒状鋼の特徴は、上述したように、Ｎ、Ｂ、Ｔｉの含有量のバランスを適切に制御した点にあり、上記特許文献１や特許文献２で用いていたＺｒの代わりにＴｉを用いることで、安定して固溶Ｎの固定が可能となる。
【００４１】
本発明の鋼を溶製するに当っては、ＳｉとＡｌを用いて脱酸した後に、ＢとＴｉを添加して溶鋼中のＮを固定すればよい。溶製して得られた鋼片から本発明の線状鋼または棒状鋼を製造する条件は、上記特許文献１や特許文献２に開示した条件がそのまま適用できる。即ち、本発明で目的とする所定の組織を得る為には、鋼片を８００〜１１００℃の範囲まで加熱し、７５０〜１１００℃の範囲で所定の線径まで圧延した後、主に水流によって６００〜６０００℃／分の冷却速度で５００〜８００℃まで冷却し、復熱によって回復した温度（調整冷却開始温度）を７５０〜８７５℃に制御することが必要である。
【００４２】
以下、各要件について説明する。
【００４３】
［鋼片の加熱温度：８００〜１１００℃］
加熱温度は、フェライト結晶粒の微細化を抑制し、鋼の変形抵抗の低減を図るために設定した。「鋼片の加熱温度」とは、放射温度計によって測定されたものであり、厳密には、「鋼片の表面温度」を意味する。
【００４４】
１１００℃を超えて加熱すると、フェライト結晶粒径が大きくなり過ぎてしまい、延性が低下する。好ましくは１０５０℃以下、より好ましくは１０００℃以下である。一方、加熱温度が８００℃未満になると、冷間加工時の加工発熱領域における鋼の変形抵抗が高くなり過ぎてしまい、圧延ロールの摩耗や、圧延モータのトリップ等を引き起こし、生産阻害を招く恐れがある。好ましくは８５０℃以上である。
【００４５】
［圧延温度：７５０〜１１００℃］
圧延温度は、圧延時においても上記鋼片加熱時と同様、フェライト結晶粒度の微細化を抑制し、鋼の変形抵抗の低減を図るために設定されたものである。「圧延温度」も、放射温度計によって測定されたものであり、厳密には、「鋼片の表面温度」を意味する。
【００４６】
１１００℃を超えて圧延すると、フェライト結晶粒径が大きくなり過ぎてしまい、延性が低下する。好ましくは１０５０℃以下、より好ましくは１０００℃以下である。一方、圧延温度が７５０℃未満になると、フェライト結晶粒径が小さくなるのみならず、再結晶しきれずにフェライト粒内に不要な転位が残り易くなり、圧延後の強度が上昇する。好ましくは８５０℃以上である。
【００４７】
［調整冷却開始温度：７５０〜８７５℃］
調整冷却開始温度とは、最終圧延後に、主に水を媒体として、６００〜６０００℃／分の冷却速度で最表面温度が最低５００〜８００℃程度にまで冷却された後、冷却帯（冷却コンベア）に巻取られながら、鋼片の保有する熱（復熱）によって回復する温度を意味する。
【００４８】
８７５℃よりも高い温度では、スケールが厚くなり、その後の脱スケール工程でトラブルが発生し易くなるのみならず、冷却時間が長くなる為、生産性を阻害する。好ましくは８５０℃以下である。一方、７５０℃よりも低くなると、冷却時に発生した表層部のマルテンサイトが復熱によって回復せず、焼戻しマルテンサイトが生成され、硬くて脆い鋼になる為、冷間加工用には適さない。実操業レベルで好ましいのは７７５℃以上である。
【００４９】
［６００℃までの冷却速度：０．０５〜５℃／秒］
本発明では、上記調整冷却開始温度に達してから、６００℃まで冷却する際における冷却速度を特定している。本発明のように、組織をフェライトとパーライトの混合組織に制御するには、冷却速度を小さくする程好ましいが、小さくなり過ぎると、パーライト（フェライトとセメンタイトの層状組織）中のラメラー間隔が広くなり、延性に乏しい組織となる恐れがあるため、下限を０．０５℃／秒とした。上限は５℃／秒である。工業生産上、品質安定性などを考慮すれば、０．２℃／秒以上、３℃／秒以下とすることが推奨される。
【００５０】
尚、本発明によれば熱間圧延ままの線材や棒鋼でも優れた冷間加工性が得られるが、この線材または棒鋼を、酸（塩酸、硫酸等）の浴槽に浸漬したり、機械的に歪みを付与する等してスケールを除去した後、燐酸亜鉛皮膜、燐酸カルシウム皮膜、石灰等の伸線前処理を行い、金属石鹸などを潤滑剤として用いて伸線，冷間圧延などを施した鋼線においても、同様の優れた冷間加工性が得られる。
【００５１】
本発明の線状鋼または棒状鋼は、その用途について限定するものでもなく、例えば、機械構造用鋼部品として、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、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、コネクター、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、ブラケットナット、ブラケットボルト、ユニバーサルジョイント等の自動車部品の他、機械部品、電装部品等の製造に適用することができる。
【実施例】
【００５２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５３】
下記表１に記載の化学成分を含有する供試鋼（残部は鉄および不可避不純物）を実験室スケールで真空溶製して得られた鋼片を熱間加工し、次いで調整冷却して直径２０ｍｍの線状鋼を得た。供試鋼を溶製するに当っては、最終的に得られる線状鋼に含まれるＯ量が、実機で製造したときに得られる線状鋼に含まれるＯ量と同程度となるように酸素量を調整した。
【００５４】
熱間圧延は、圧延開始温度を８９０℃、圧延温度を８７０℃として行い、最終圧延後の調整冷却開始温度は８１０℃、上記調整冷却開始温度から６００℃まで冷却するときの冷却速度は０．３℃／秒とした。
【００５５】
下記表１には、上記供試鋼に含まれるＮ、Ｂ、Ｔｉ量から下記（２）式を用いて算出したＺ値を併せて示す。［  ］は、各元素の含有量を示す。
Ｚ値＝［Ｎ］−１．３×［Ｂ］−０．２９×［Ｔｉ］  ・・・（２）
なお、Ｚｒを含む例（下記表１のＮｏ．１）については、Ｚｒ量による影響を考慮した下記（３）式からＺ1値を算出した。算出結果を下記表１に示す。
Ｚ1値＝［Ｎ］−１．３×［Ｂ］−０．２９×［Ｔｉ］−０．１５×［Ｚｒ］  ・・・（３）
【００５６】
次に、得られた圧延材の金属組織を以下の要領で観察した。
【００５７】
圧延材の断面直径をＤとしたとき、Ｄ／８位置における金属組織を光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で観察した。観察した結果、下記表１のＮｏ．１〜１１、１５、１６はフェライト（Ｆ）とパーライト（Ｐ）の混合組織であった。Ｎｏ．１２〜１４は、ベイニティックフェライトフェライト（ＢＦ）とパーライトの混合組織であった。
【００５８】
また、圧延材の中心（Ｄ／２位置）からＤ／８位置までの範囲に存在するフェライトの粒度番号を、ＪＩＳ  Ｇ０５５２に規定される方法で求めた。フェライト粒度番号の測定箇所は３箇所とし、平均値を算出した。算出結果を下記表２に示す。
【００５９】
次に、得られた圧延材を、球状化焼鈍することなく、酸洗し、スケール除去した後、潤滑皮膜を形成し、これを伸線して冷間加工試験用線材を作製した。冷間加工試験用線材の直径は、１０ｍｍまたは１５ｍｍに調整した。
【００６０】
冷間加工試験用線材を用い、（Ａ）圧縮試験による鋼の変形抵抗の測定と、（Ｂ）圧縮したときの割れ投影面積を測定し、線材の冷間加工性を評価した。
【００６１】
（Ａ）鋼の変形抵抗は、直径１０ｍｍまたは直径１５ｍｍの冷間加工試験用線材を、直径をＤとしたときに、長さが「１．５×Ｄ」ｍｍとなるように切断した円柱状の試験片を用い、拘束型耐圧板を使用して据え込み圧縮試験を行って測定した。圧縮時における歪速度は１０ｓ-1とし、圧縮率は８０％とし、７０％での鋼の変形抵抗値を測定した。試験温度は、室温（２３℃）と３００℃とし、室温で測定した結果をσRT（ＭＰａ）、３００℃で測定した結果をσ300（ＭＰａ）として下記表２に示す。３００℃で圧縮試験を行った理由は、加工発熱領域における鋼の変形抵抗を模擬するためである。
【００６２】
また、室温での鋼の変形抵抗に対する３００℃での鋼の変形抵抗の低減率を下記（４）式から算出し、算出結果を下記表２に示す。なお、本発明では、鋼の変形抵抗の低減率が１２．０％以上の場合を合格、１２．０％未満の場合を不合格と評価した。
鋼の変形抵抗の低減率（％）＝［（σRT−σ300）／σRT］×１００  ・・・（４）
Ｚ値（またはＺ1値）と、鋼の変形抵抗の低減率との関係を図１に示す。図１中、●は下記表２のＮｏ．１の例、○は下記表２のＮｏ．２〜１０の例、▲は下記表２のＮｏ．１１〜１６の例の結果を夫々示している。
【００６３】
また、参考例として、上記特許文献１に開示した一部の例について、Ｚ値またはＺ1値を算出すると共に、鋼の変形抵抗の低減率を算出した。表３に鋼の化学成分組成（残部は鉄および不可避不純物）、表４にσRT、σ300、鋼の変形抵抗の低減率を示した。
【００６４】
また、Ｚ値（またはＺ1値）と、鋼の変形抵抗の低減率との関係を図１に併せて示す。図１中、■が下記表４のＮｏ．２１〜２４の例の結果である。
【００６５】
（Ｂ）割れ投影面積は、圧縮率８０％で圧縮した試験片の側面を写真撮影し、画像解析して亀裂部（割れ発生部）とそれ以外を二値化して、亀裂部の面積率を算出した。
【００６６】
写真撮影は、圧縮した試験片の任意の一側面とした。試験片の側面を撮影した写真を図２（ａ）〜図７（ａ）に示す。図２は下記表２のＮｏ．４の側面、図３は下記表２のＮｏ．６の側面、図４は下記表２のＮｏ．７の側面、図５は下記表２のＮｏ．８の側面、図６は下記表２のＮｏ．１５の側面、図７は下記表２のＮｏ．１６の側面、を夫々撮影した図面代用写真である。
【００６７】
画像解析は、Ａｄｏｂｅ社製の「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（ソフト名）」を用い、二値化のしきい値を２０／２５５〜６０／２５５として亀裂部とそれ以外とを二値化した。
【００６８】
下記表２のＮｏ．４、６、７、８、１５、１６の側面を撮影した写真を画像解析して二値化した結果を図２〜図７の（ｂ）に示す。
【００６９】
亀裂部の面積率は、写真撮影した試験片側面の面積に対する亀裂部の面積の割合（割れ投影面積）を算出した。算出結果を下記表２に示す。
【００７０】
本発明では、割れ投影面積（亀裂部の面積率）が５％以上の場合を冷間加工性が悪いと評価し、５％未満の場合を冷間加工性が良好と評価した。なお、割れ投影面積は、直径が１５ｍｍの冷間加工試験用線材を用いた場合についてのみ測定した。
【００７１】
表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１は、上記特許文献１、２に開示されている線状鋼を模擬した例であり、ＺｒとＢを用いて固溶Ｎ量を制御しているため、実機を想定して製造した場合には、室温での鋼の変形抵抗に対する加工発熱領域における鋼の変形抵抗の低減率が小さくなっている。
【００７２】
Ｎｏ．２〜１０は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例である。ＴｉとＢを用いて固溶Ｎ量を制御し、Ｎ、Ｂ、Ｔｉの含有量バランスを適切に調整しているため、実機を想定して製造した場合であっても、室温での鋼の変形抵抗に対する冷間加工時の加工発熱領域における鋼の変形抵抗を大きく低減できている。また、冷間加工時に割れの発生も防止できている。従って冷間加工性に優れた鋼が得られている。
【００７３】
Ｎｏ．１１〜１６は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、室温での鋼の変形抵抗に対する加工発熱領域における鋼の変形抵抗の低減率が小さくなっている。また、冷間加工時に割れが発生している。特に、Ｎｏ．１１〜１４、１６は、ＢとＴｉ量に比べてＮ量が過剰になって固溶Ｎ量が多くなり、冷間加工時に動的ひずみ時効が発生し、加工発熱領域における鋼の変形抵抗が大きくなっている。
【００７４】
Ｎｏ．２１〜２４は、本出願人が先に提案した鋼であり、これらの例と、本発明例（Ｎｏ．２〜１０）を比較すると、本発明例の方が、室温での鋼の変形抵抗に対する冷間加工時の加工発熱領域における鋼の変形抵抗の低減率を大きくすることができている。
【００７５】
【表１】
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【００７６】
【表２】
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【００７７】
【表３】
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【００７８】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【００７９】
【図１】図１は、Ｚ値（Ｚ1値）と鋼の変形抵抗の低減率との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、表２のＮｏ．４について、割れ投影面積を測定したときの様子を示した図である。
【図３】図３は、表２のＮｏ．６について、割れ投影面積を測定したときの様子を示した図である。
【図４】図４は、表２のＮｏ．７について、割れ投影面積を測定したときの様子を示した図である。
【図５】図５は、表２のＮｏ．８について、割れ投影面積を測定したときの様子を示した図である。
【図６】図６は、表２のＮｏ．１５について、割れ投影面積を測定したときの様子を示した図である。
【図７】図７は、表２のＮｏ．１６について、割れ投影面積を測定したときの様子を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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