(57)【要約】【課題】冷間加工時における変形抵抗の低減と共に、耐割れ性の向上を図り、優れた冷間加工性を発揮できる機械構造部品用鋼線を提供する。【解決手段】本発明の機械構造部品用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％およびＮ：０〜０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５μｍ以下であり、２５μｍ２当たりのセメンタイト個数が２．０×１０×［Ｃ％］個以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ｐ  ：０％超、０．０３％以下、
Ｓ  ：０．００１〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％および
Ｎ  ：０〜０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５μｍ以下であり、２５μｍ２当たりのセメンタイト個数が２．０×１０×［Ｃ％］個以下である機械構造部品用鋼線。
ただし、［Ｃ％］は、質量％でＣの含有量を示す。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｃｒ：０％超、０．５％以下、
Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、
Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超、０．２５％以下および
Ｂ  ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有し、かつ
下記式（Ｘ）を満足する請求項１に記載の機械構造部品用鋼線。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５      （Ｘ）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｔｉ：０％超、０．１％以下、を含有する、請求項１または２に記載の機械構造部品用鋼線。
【請求項４】
前記金属組織におけるアスペクト比が３．０以下のセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して７０％以上である請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造部品用鋼線。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械構造部品の素材として用いられる鋼線に関する。より詳細には、調質圧延により製造した線材に球状化焼鈍を施した後、冷間加工する際に、冷間加工時の変形抵抗が低く、耐割れ性が良好であり、冷間加工性に優れた、機械構造部品用の素材として有用な鋼線に関する。尚、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、上記圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された、線状の鋼材を指す。
【背景技術】
【０００２】
自動車用部品および建設機械部品等の各種機械構造部品を製造するにあたっては、通常、炭素鋼および合金鋼等の熱間圧延線材に、冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍が施される。そして、球状化焼鈍後の圧延線材、即ち鋼線に対して冷間加工を行い、その後切削加工などの機械加工を施すことによって所定の形状に成形し、さらに焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われて、機械構造部品とされる。
【０００３】
冷間加工において、鋼線の変形抵抗を下げることで、金型寿命の向上を期待することができる。また鋼線の耐割れ性を向上させることで、各種部品の歩留り向上を期待することができる。
【０００４】
これまでにも、鋼線の冷間加工性を向上させる技術として、様々な方法が提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、金属組織が実質的にフェライト粒と球状炭化物から構成され、前記フェライト粒は、平均粒径が１５μｍ以上であり、前記球状炭化物は平均粒径が０．８μｍ以下で、且つ最大粒径を４．０μｍ以下で、且つ１ｍｍ２当たりの個数が０．５×１０６×Ｃ％〜５．０×１０６×Ｃ％個であり、前記球状炭化物のうち、粒径が０．１μｍ以上の球状炭化物間の最大距離が１０μｍ以下である鋼線の技術が開示されている。
【０００５】
また特許文献２には、表面から断面半径の２０％までの領域は、フェライトの平均粒径が３〜１５μｍであり、平均粒子径が０．３〜０．６μｍで且つ平均アスペクト比が２．５以下の球状セメンタイトを７×１０５個／ｍｍ２以下の個数密度で含有し、セメンタイトの面積率の標準偏差をセメンタイトの平均面積率で除した値が０．２５以下であり、中心から断面半径の７５％から中心までの内部領域においては、フェライトの平均粒径が２０μｍ以上であり、平均粒子径が０．３μｍ以上の球状セメンタイトを含有する冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼の技術が開示されている。
【０００６】
更に、特許文献３には、平均粒径が１５μｍ以下のフェライト組織と、平均アスペクト比が３以下であり、かつ平均粒子径が０．６μｍ以下の球状セメンタイトからなり、前記球状セメンタイトの個数が１ｍｍ２当り１．０×１０６×Ｃ含有量（％）個以上である冷間加工性に優れた鋼線材の技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第５０２６６２６号公報
【特許文献２】特開２０１３−２３４３４９号公報
【特許文献３】特許第５４０７１７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、冷間加工時における変形抵抗の低減と共に、耐割れ性の向上を図り、優れた冷間加工性を発揮できる機械構造部品用鋼線を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決し得た本発明に係る機械構造部品用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％およびＮ：０〜０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５μｍ以下であり、２５μｍ２当たりのセメンタイト個数が２．０×１０×［Ｃ％］個以下を満たすところに要旨を有する。
ただし、［Ｃ％］は、質量％でＣの含有量を示す。
【００１０】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼線は、更に、質量％で、Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有し、かつ下記式（Ｘ）を満足する。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５      （Ｘ）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
【００１１】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼線は、更に、質量％で、Ｔｉ：０％超、０．１％以下、を含有する。
【００１２】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼線は、前記金属組織におけるアスペクト比が３．０以下のセメンタイトの数割合が、全セメンタイト数に対して７０％以上である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の機械構造部品用鋼線は、化学成分組成を適切に調整すると共に、鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、ｂｃｃ（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｄ ｃｕｂｉｃ：体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径」と呼ぶことがある）を小さく制御し、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数を少なくすることによって、変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を実現した鋼線を提供することができる。本発明の機械構造部品用鋼線は、変形抵抗が低減されているため、金型などの塑性加工用冶工具の磨耗および破壊を抑制できる。また、本発明の機械構造部品用鋼線は、耐割れ性に優れているため、圧造加工時の割れ発生も抑制でき、冷間加工性に優れた特性を発揮する。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、冷間加工時の変形抵抗の低減と共に耐割れ性の向上を兼備した鋼線を実現するため、様々な角度から検討した。その結果、冷間加工時において、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を小さく制御することによって延性が向上し、耐割れ性が向上することを見出した。また、セメンタイトの数密度が高いほど分散強化機構によって変形抵抗が増加すること、更にセメンタイト起点のボイドの連結によってマクロな割れが形成されることを見出した。すなわち、セメンタイトの数密度を低く制御すれば、セメンタイト粒子間の平均距離が拡大してセメンタイト起点のボイドが連結し難くなるため、冷間加工時の変形抵抗を低減でき、且つ、マクロな割れを抑制できるとの着想が得られた。よって、変形抵抗低減と耐割れ性向上の両立を図るためには、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を小さく制御した上で、セメンタイトの数密度を適切な範囲に制御することが重要であるとの知見の下、検討した結果、本発明を完成した。
【００１５】
以下、本発明で規定する各要件について説明する。
【００１６】
本発明の機械構造部品用鋼線（以下、単に「鋼線」と呼ぶことがある）の金属組織は、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部は不純物である。前述したとおり、本発明の鋼線は圧延線材を球状化焼鈍して得られるものであり、球状化焼鈍によりフェライト・セメンタイト主体の球状化組織に変化する。鋼の金属組織が、フェライトおよびセメンタイトを含有し、残部が不純物からなり、その結果、鋼の変形抵抗が低減されて冷間加工性が向上する。全金属組織に対するフェライトとセメンタイトの好ましい合計面積率は９７％以上であり、より好ましくは９８％以上、更に好ましくは９９％以上である。上記不純物としてＡｌＮ等の化合物が挙げられる。上記化合物は、冷間加工性に悪影響を及ぼさない範囲で許容することができ、例えば全金属組織に対する上記化合物の好ましい面積率は約３％未満である。上記化合物の他、冷間加工性に悪影響を及ぼさない限度において、球状化焼鈍前のパーライト組織が含まれていてもよい。
【００１７】
ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径：１５μｍ以下
鋼線のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径）を１５μｍ以下とすることで延性を向上させ、冷間加工時の割れ発生を抑制することができる。ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は、好ましくは１３μｍ以下であり、より好ましくは１１μｍ以下である。なお、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は、製造コストを考慮すると５μｍ以上であることが好ましい。尚、測定対象であるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の大きさの基準は特に限定されないが、後述する測定方法によって判別できるサイズが最小サイズとなる。具体的には、１μｍ以上のサイズが測定対象である。尚、結晶粒の円相当直径とは、各結晶粒と同一面積の円の直径を意味する。
【００１８】
前記したｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径の制御の対象となる金属組織は、隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒である。これは前記方位差が１５°以下の小角粒界では、冷間加工性に及ぼす影響が小さいからである。なお、前記した「方位差」は、「ずれ角」もしくは「斜角」とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すればよい。
【００１９】
２５μｍ２当たりのセメンタイト個数：２．０×１０×［Ｃ％］個以下
本発明の鋼線は、前記金属組織における２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が２．０×１０×［Ｃ％］個以下を満足する。２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数を上記の範囲に制御することで、変形抵抗を低減させることができる。更には上記範囲に制御することにより、セメンタイト起点の割れ発生を抑制できる場合がある。２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数は、好ましくは１．８×１０×［Ｃ％］個以下であり、より好ましくは１．６×１０×［Ｃ％］個以下である。なお、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数は、生産性を考慮すると、０．６×１０×［Ｃ％］個以上であることが好ましい。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は特に限定されないが、後述する２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数の測定方法によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が０．１μｍ以上であるセメンタイトが測定対象である。
【００２０】
アスペクト比が３．０以下のセメンタイトの数割合：７０％以上
本発明の鋼線は、全セメンタイト数に対する、アスペクト比が３．０以下のセメンタイトの数割合（以下、単に「アスペクト比３．０以下のセメンタイト割合」と呼ぶことがある）が７０％以上であることが好ましい。セメンタイトのアスペクト比が小さくなる程、セメンタイト起点のボイドが一層生成し難くなる。そのため、アスペクト比の小さいセメンタイトの数割合を増加させることによって、マクロな割れを一層抑制することができる。アスペクト比３．０以下のセメンタイトの数割合は、より好ましくは７５％以上であり、更に好ましくは８０％以上、更により好ましくは９０％以上、最も好ましくは１００％である。尚、測定対象となるセメンタイトの大きさの基準は特に限定されない。しかしながら、前述の２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数の測定と同様、後述するアスペクト比３．０以下のセメンタイト割合の測定方法によって判別できるセメンタイトのサイズが最小サイズとなる。具体的には、円相当直径が０．１μｍ以上であるセメンタイトが測定対象である。
なお、セメンタイトのアスペクト比とは、セメンタイト形状を相当楕円とした際の、当該相当楕円の長軸の長さを、当該相当楕円の短軸の長さで除した値である。なお、相当楕円とは、対象とするセメンタイトと同面積であり、かつ対象とするセメンタイトと慣性モーメントが等しい楕円である。例えば、後述するＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ，Ｉｎｃ．製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（商品名）を用いた画像解析によって求めてもよい。
【００２１】
次に、本発明鋼線の化学成分組成について説明する。本発明は、機械構造部品の素材に用いる鋼線を対象とするものであり、機械構造部品用鋼線として通常の化学成分組成を有していればよい。化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。尚、本明細書では、化学成分組成について「％」とは、質量％を意味する。
【００２２】
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．３％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．３２％以上であり、より好ましくは０．３４％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなって冷間加工性が低下するので、０．６％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸元素、および固溶体硬化による最終製品の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０．０５％以上と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＳｉ含有量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
【００２４】
Ｍｎ：０．２〜１．７％
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＭｎ含有量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
【００２５】
Ｐ：０％超、０．０３％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下と定めた。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存してしまう場合もある。
【００２６】
Ｓ：０．００１〜０．０５％
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在し延性を劣化させるので、冷間加工性に有害な元素である。そこでＳ含有量を０．０５％以下と定めた。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を有するので、０．００１％以上含有させる。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
【００２７】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでＡｌ含有量を０．１％以下と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０８０％以下である。
【００２８】
Ｎ：０〜０．０１５％
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Ｎが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでＮ含有量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
【００２９】
本発明に係る鋼線の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の特性を阻害しない程度の、例えばＳｂ、Ｚｎ等の微量成分の存在を許容し得ること、およびＰ、Ｓ、Ｎ以外の例えばＯ、Ｈ等の不可避不純物も含み得ることを意味する。更に本発明では、必要に応じて以下の元素を選択的に含有してもよい。選択された任意元素（選択成分）の種類に応じて、鋼線の特性が更に改善される。
尚、上述のように、Ｐ、ＳおよびＮは、不可避的に含まれる元素（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。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた不可避的に含まれる元素を意味する。
【００３０】
Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。必要によって、それらの元素を単独でまたは２種以上で含有してもよい。このような効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。前記した効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ量、Ｎｉ量およびＭｏ量の好ましい含有量は、いずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂ量の好ましい含有量は、０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。
【００３１】
しかしながら、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間加工性を劣化させるおそれがある。そこで、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましく、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏ含有量はいずれも０．２５％以下が好ましい。Ｃｒのより好ましい含有量は０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏのより好ましい含有量は、いずれも０．２２％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。
【００３２】
また、Ｂの含有量が過剰になると、靭性を劣化させるおそれがある。そこで、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｂのより好ましい含有量は、０．００７％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
【００３３】
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５
本発明の実施形態に係る鋼線は、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの１種以上を上述した範囲で含有する場合、下記式（Ｘ）を満足することが好ましい。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５      （Ｘ）
ここで、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの合計含有量が上記式（Ｘ）を満たすことにより、鋼線の強度が高くなり過ぎることを抑制し、冷間加工性を向上することができる。
【００３４】
Ｔｉ：０％超、０．１％以下
本発明の実施形態に係る鋼線は、必要に応じて、０％超、０．１％以下の範囲でＴｉを含有してよい。ＴｉはＮと化合物を形成するので、Ｔｉを含有することで固溶Ｎを低減することができる。そのため、鋼線をより軟質にすることができる。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｔｉの含有量が過剰になると、形成される化合物により、鋼線の硬さが増加するおそれがある。そのため、好ましいＴｉ含有量は０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
【００３５】
次に、上述した本発明の鋼線を製造する方法について説明する。繰返し述べるように本発明の鋼線は、圧延線材を球状化焼鈍して得られるものである。そのため、球状化焼鈍後の金属組織を上記のように適切に制御するためには、後述する球状化焼鈍条件を適切に制御することが好ましい。但し、球状化焼鈍によって上記の組織形態を確保するためには、更に圧延線材の製造条件（すなわち、圧延条件）も適切に制御することが好ましい。圧延条件の制御により、圧延線材における組織形態を、球状化焼鈍後にｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を小さくしやすく、且つ、セメンタイトの数密度が低減しやすい状態となるようにすることができる。
【００３６】
具体的には、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上げ圧延温度を調整すると共に、その後の冷却速度を３段階として冷却速度と温度範囲を適切に調整することが好ましい。こうした条件で圧延線材を製造することによって、球状化焼鈍前の金属組織を、パーライトとフェライトを主相とすると共に、結晶粒を微細化させ、且つ初析フェライト結晶粒を等軸化し、パーライトの平均ラメラー間隔を所定以下とすることができる。このような金属組織を有する圧延線材に対し、後述する条件で球状化焼鈍を行うことによって、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が適切な範囲に制御され、且つセメンタイトの数密度が適切な範囲に制御された鋼線が得られる。このための圧延線材製造条件は、（ａ）８００℃以上、１０００℃以下で仕上げ圧延し、（ｂ）平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、（ｃ）平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下の第２冷却と、（ｄ）平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とを、この順で行い、前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を５００℃以下にすることが好ましい。
【００３７】
以下、工程順に詳しく説明する。
【００３８】
まず、熱間圧延時の加熱温度は、生産性、圧延品質を考慮すると８００℃以上、１１００℃以下が好ましい。
【００３９】
（ａ）仕上げ圧延温度：８００℃以上、１０００℃以下
圧延線材の金属組織の結晶粒を微細化させ、球状化焼鈍後の鋼線のｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を小さくするためには、特に仕上げ圧延温度の上限を適切に制御することが好ましい。仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、鋼線のｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を小さくすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、球状化焼鈍後にアスペクト比の大きなセメンタイトが析出し易くなる場合がある。そのため、仕上げ圧延温度は１０００℃以下であることが好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは９７０℃以下であり、更に好ましくは９４０℃以下である。尚、より好ましい仕上げ圧延温度である９７０℃以下で仕上げ圧延し、後述する適切な条件の球状化焼鈍をすることにより、球状化焼鈍後のアスペクト比が３．０以下のセメンタイトの数割合を一層高くできる傾向にある。但し、仕上げ圧延温度が８００℃未満となると、圧延機の負荷が高くなりすぎる上に、球状化焼鈍後の耐割れ性向上効果もほぼ飽和するため、８００℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは８３０℃以上であり、更に好ましくは８６０℃以上である。
【００４０】
（ｂ）第１冷却
第１冷却は、仕上げ圧延温度である８００℃以上、１０００℃以下から開始し、７００〜７５０℃の温度範囲で終了する。第１冷却において、冷却速度が遅くなると圧延線材の金属組織の結晶粒が粗大化して、球状化焼鈍後の鋼線のｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が大きくなるおそれがある。そこで、第１冷却における平均冷却速度を７℃／秒以上とすることが好ましい。第１冷却の平均冷却速度はより好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは２０℃／秒以上である。第１冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下であることが好ましい。尚、第１冷却における冷却では、平均冷却速度が７℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させてもよい。
【００４１】
（ｃ）第２冷却
第２冷却は、７００〜７５０℃の温度範囲から開始し、６００〜６５０℃の温度範囲で終了する。球状化焼鈍後の鋼線のセメンタイトの数密度を低くするためには、第２冷却において、５℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。これにより、圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、球状化焼鈍時にセメンタイトを溶解させやすくして、球状化焼鈍後の鋼線のセメンタイトの数密度を低くすることができる。第２冷却の平均冷却速度はより好ましくは４℃／秒以下であり、更に好ましくは３．５℃／秒以下である。一方、第２冷却における平均冷却速度が遅すぎると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が粗大化して、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が大きくなり過ぎるおそれがある。そこで、第２冷却における平均冷却速度は１℃／秒以上とするのが好ましい。第２冷却の平均冷却速度は、より好ましくは２℃／秒以上であり、更に好ましくは２．５℃／秒以上である。尚、第２冷却における冷却では、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下である限り、冷却速度を変化させてもよい。
【００４２】
（ｄ）第３冷却
この第３冷却では、圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔をできるだけ狭くし、球状化焼鈍時にセメンタイトを溶解させやすくし、粒内に球状セメンタイトの核を残さないようにする（すなわち、粒内に残存する球状セメンタイトの核の数密度を少なくする）。第３冷却は、６００〜６５０℃の温度範囲から開始し、５００℃以下で終了する。圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔を狭くするためには第３冷却において、第２冷却よりも速く、且つ５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。５℃／秒より遅い冷却であると圧延線材のパーライトの平均ラメラー間隔を狭くし難くなる。第３冷却の平均冷却速度はより好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは２０℃／秒以上である。尚、第３冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下であることが好ましい。また、第３冷却では、平均冷却速度が５℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させてもよい。第３冷却の終了温度の下限は特に限定されないが、例えば２００℃以上である。
【００４３】
第３冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却すればよい。一般には、放冷の平均冷却速度は、第３冷却の平均冷却速度より遅くなることが多い。
【００４４】
室温まで冷却した後は、必要に応じて更に室温で伸線加工を行ってもよく、その際の減面率は例えば３０％以下とすればよい。伸線すると、鋼中の炭化物が破壊され、その後の球状化焼鈍で炭化物の凝集を促進できるため、球状化焼鈍の時間の短縮および、セメンタイトの球状化促進に有効である。但し、伸線加工の減面率が３０％を超えると、焼鈍後の強度が高くなり冷間加工性を劣化させるおそれがあるので、伸線加工の減面率は３０％以下が好ましい。尚、減面率の下限は特に限定されないが、好ましくは２％以上とすることで効果が得られる。
【００４５】
上記のような好ましい条件で製造された圧延線材に施す球状化焼鈍条件として、例えば後記するＳＡ１のように、大気炉にて、室温から７４０℃まで加熱する際に、少なくとも５００℃から７４０℃までは平均加熱速度５０℃／時以上で加熱し、その後平均加熱速度２〜５℃／時で７５０℃まで加熱し、７５０℃で１０〜６０分保持した後、平均冷却速度２０℃／時以上で７２０℃まで冷却し、平均冷却速度３〜７℃／時で７００℃まで冷却し、平均冷却速度８〜１２℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷することが好ましい。但し、本発明に用いられる球状化焼鈍条件は、これに限定されない。
【００４６】
上記の球状化焼鈍条件において、室温から７４０℃まで加熱する際に、少なくとも５００℃から７４０℃までの平均加熱速度を５０℃／時以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制する。このときの平均加熱速度は、より好ましくは６０℃／時以上である。しかしながら、平均加熱速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、２００℃／時以下とすることが好ましく、より好ましくは１５０℃／時以下である。
【００４７】
またＡ１点直上の７４０℃から７５０℃までの平均加熱速度を２〜５℃／時に制御することにより、金属組織の粒成長を極力抑えながら、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶を十分に行うことができる。平均加熱速度が５℃／時よりも速い場合は、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶に十分な時間の確保が難しく、平均加熱速度が２℃／時よりも遅い場合は、７４０℃から７５０℃までの加熱時間が長くなり、金属組織の粒成長を抑制することが困難となる。このときの平均加熱速度は、より好ましくは３℃／時以上、４℃／時以下である。
【００４８】
７５０℃では、１０〜６０分保持することが好ましい。この保持温度が１０分よりも短くなると、パーライト組織中のセメンタイトの分解・固溶が不十分であり、６０分よりも長くなると、金属組織の粒成長を抑制することが困難となる。このときの保持時間は、より好ましくは２０分以上、５０分以下である。
【００４９】
上記のような保持を行なった後、７２０℃までの好ましい平均冷却速度を２０℃／時以上とすることで、金属組織の粒成長を抑制できる。このときの平均冷却速度は、より好ましくは３０℃／時以上であるが、平均冷却速度が速すぎると圧延線材の温度追従が困難となるため、１００℃／時以下とすることが好ましい。
【００５０】
その後、７２０℃から７００℃までの平均冷却速度を３〜７℃／時に制御することにより、再析出するセメンタイトの数を制御し、セメンタイトを粗大化させることができる。平均冷却速度が３℃／時よりも遅い場合は、金属組織の粒成長の抑制が困難となり、平均冷却度が７℃／時よりも速い場合は、再析出するセメンタイトの数が多くなる。このときの平均冷却速度は、より好ましくは４℃／時以上、６℃／時以下である。
【００５１】
その後、７００℃から６４０℃までの平均冷却速度を８〜１２℃／時に制御することにより、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトの析出を抑制することができる。平均冷却速度が８℃／時よりも遅い場合は、金属組織の粒成長の抑制が困難となり、平均冷却度が１２℃／時よりも速い場合は、パーライト組織のようなアスペクト比の大きなセメンタイトが多く再析出する。このときの平均冷却速度は、より好ましくは９℃／時以上、１１℃／時以下である。
【００５２】
６４０℃まで冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却すればよい。一般には、放冷の平均冷却速度は、７００℃から６４０℃までの平均冷却速度より遅くなることが多い。
【００５３】
上記のような球状化焼鈍は、複数回繰り返し行ってもよい。こうした繰り返しを行うことによって、セメンタイトの個々のアスペクト比が小さくなり、セメンタイトの数密度が低くなる。このときの繰り返し回数については、少なくとも３回以上であることが好ましい。過度に繰り返してもセメンタイトの数密度があまり変化しなくなるので、１０回以下であることが好ましい。尚、球状化焼鈍を複数回繰り返すに際して、上記の好ましい条件の範囲内で、同じ条件で繰り返してもよく、異なる条件で繰り返してもよい。
【実施例】
【００５４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５５】
下記表１に示す化学成分組成の鋼を用い、下記表２に示す各種加工条件にて圧延を行い、φ１７．０ｍｍの線材を作製した。なお、鋼種Ａ〜ＴおよびＶ〜Ｘは、「第３冷却」の終了温度を４５０℃とし、その後、室温まで放冷した。
【００５６】
鋼種Ｏ、Ｐは化学成分組成が規定値から外れる比較例である。また、鋼種Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔ、Ｕは、本発明における適切な製造条件で圧延線材を製造しなかった例である。即ち、鋼種Ｑ、Ｔ、Ｕは、仕上げ圧延温度が高い条件で圧延線材を製造した例であり、鋼種Ｓ、Ｕは、第２冷却速度が速い条件で圧延線材を製造した例であり、鋼種Ｒは、第１冷却速度および第３冷却速度が遅い条件で圧延線材を製造した例である。
また、鋼種Ｂ、Ｅ、Ｈ、Ｉ、Ｋ、Ｌ、Ｐ、Ｑ、ＶおよびＷは、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢのいずれかを１種以上含有する例である。下記表１に示すように、これらの鋼種のうち、Ｐを除く全ての鋼種は、［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］が０．７５質量％以下であり、上述の式（Ｘ）を満たしている。鋼種Ｐでは、［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］が０．７５質量％を超えており、式（Ｘ）を満たさない。
【００５７】
鋼種Ｕでは、５５０℃まで第２冷却を行った後、５８０℃で１２０秒保持する保持工程を行い、その後、室温まで放冷し、減面率４０％の伸線加工工程を行った。
【００５８】
【表１】
2017048459.tif 000002
【００５９】
【表２】
2017048459.tif 000003
【００６０】
次に、鋼種Ｕを除いた夫々の圧延線材に対し、大気炉にて、下記（ａ）から（ｃ）のいずれかの球状化焼鈍を行った。
（ａ）室温から７４０℃まで加熱するに際し、室温から５００℃までを平均加熱速度１００℃／時で、５００℃から７４０℃までを平均加熱速度８０℃／時で加熱した後、平均加熱温度４℃／時で７５０℃まで加熱し、７５０℃で３０分保持した後、平均冷却速度３０℃／時で７２０℃まで冷却し、次いで平均冷却速度５℃／時で７００℃まで冷却し、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却した後、放冷する。以下、この焼鈍条件を「ＳＡ１」と略記する。
（ｂ）上記ＳＡ１を５回繰り返す。尚、ＳＡ２の２回目以降の加熱（すなわち、ＳＡ１を５回繰り返すＳＡ２の焼鈍において、２〜５回目のＳＡ１条件の焼鈍の際の加熱）は、６４０℃から開始した。以下、この焼鈍条件を「ＳＡ２」と略記する。
（ｃ）室温から７１０℃まで加熱するに際し、室温から５００℃までを平均加熱速度１００℃／時で、５００℃から７１０℃までを平均加熱速度８０℃／時で加熱し、７１０℃で５時間保持した後、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「ＳＡ３」と略記する。
ここで、上記焼鈍条件ＳＡ１、ＳＡ２は本発明の好ましい焼鈍条件であり、上記焼鈍条件ＳＡ３は加熱温度（保持温度）が低く、適切に制御されていない例である。
【００６１】
尚、鋼種Ｕに対しては、大気炉にて、下記（ｄ）または（ｅ）のいずれかの球状化焼鈍を行った。
（ｄ）平均加熱速度８０℃／時で室温から６８０℃まで加熱し、６８０℃で５時間保持した後、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「ＳＡ４」と略記する。
（ｅ）平均加熱速度８０℃／時で室温から７００℃まで加熱し、７００℃で５時間保持した後、平均冷却速度１０℃／時で６４０℃まで冷却し、その後放冷する。以下、この焼鈍条件を「ＳＡ５」と略記する。
ここで、上記焼鈍条件ＳＡ４、ＳＡ５は、加熱温度（保持温度）が低く、適切に制御されていない例である。
【００６２】
上記の球状化焼鈍を行った後の鋼線について、（１）フェライトとセメンタイトの合計面積率、（２）金属組織のｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径、（３）２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数、（４）アスペクト比３．０以下のセメンタイト割合、（５）冷間加工時の変形抵抗、（６）冷間加工時の割れ発生率を、下記の方法によって測定した。
【００６３】
尚、球状化焼鈍後の鋼線のフェライトとセメンタイトの合計面積率、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒径、セメンタイトの数密度、およびセメンタイトの数割合の測定に当たっては、横断面（すなわち、線材の径方向に切断した断面）が観察できるように樹脂埋めし、エメリー紙、ダイヤモンドバフによって切断面を鏡面研磨した。鋼線の直径Ｄに対し、鋼線の外周面から径方向にＤ／４の位置を測定した。
【００６４】
（１）フェライトとセメンタイトの合計面積率の測定
フェライトとセメンタイトの合計面積率の測定は、ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させ、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放出型走査電子顕微鏡）にて組織観察を行い、倍率２０００倍にて６０μｍ×４５μｍの領域を５視野撮影した。それらの写真上に、縦方向、横方向に３μｍ毎のメッシュ線を入れ、フェライトもしくはセメンタイト上に存在するメッシュ線の交点の数を測定した。フェライトもしくはセメンタイト上に存在するメッシュ線の交点の数を、すべてのメッシュ線の交点の数で割った値をフェライトとセメンタイトの合計面積率として算出した。
【００６５】
（２）ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径の測定
ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭを用いて測定した。解析ツールには、株式会社ＴＳＬソリューションズのＯＩＭソフトウェアを用いた。結晶方位差（これを「斜角」とも呼ぶ）が１５°を超える境界、即ち大角粒界を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の面積を円に換算したときの直径の平均値、即ち平均円相当直径を算出した。このときの測定領域は２００μｍ×４００μｍ、測定ステップは１．０μｍ間隔とした。測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除（すなわち、除外）した。
【００６６】
（３）２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数
２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数の測定においては、ピクラールエッチングによってセメンタイトを出現させ、ＦＥ−ＳＥＭにて組織観察を行い、倍率４０００倍にて２９μｍ×２２μｍの領域を５視野撮影した。それらの写真を元に、画像解析（ＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ，Ｉｎｃ．製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（商品名））によって、写真内の全セメンタイトの個数を測定し、５視野における、セメンタイトの個数の平均値を求めた。写真内にセメンタイトの全体が写っているものを１個、セメンタイトの一部が写真内に写っていないものを０．５個として、セメンタイトの個数を測定した。その平均値から、単位面積を２５μｍ２とし、セメンタイトの数密度を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は０．１μｍとした。
【００６７】
（４）アスペクト比３．０以下のセメンタイト割合
アスペクト比３．０以下のセメンタイト割合の測定においては、上記（３）で撮影した写真を元に測定を行った。具体的には、画像解析によって、５つの写真内の全セメンタイトのアスペクト比を測定し、５視野における、全セメンタイト数に対する、アスペクト比３．０以下のセメンタイト数の割合の平均値を求めた。全セメンタイト及びアスペクト比３．０以下のセメンタイトは、写真内にセメンタイトの全体が写っているものを対象とし、セメンタイトの一部が写真内に写っていないものは対象としなかった。その平均値から、アスペクト比３．０以下のセメンタイト割合を算出した。測定するセメンタイトの最小の円相当直径は０．１μｍとした。
【００６８】
（５）変形抵抗の測定
鋼線から、φ１０．０ｍｍ×１５．０ｍｍの冷間鍛造試験用サンプルを作製し、鍛造プレスを用い、室温にて、ひずみ速度５／秒〜１０／秒で、加工率６０％の冷間鍛造試験を５回ずつ行った。変形抵抗の測定は、６０％加工率の冷間鍛造試験から得られた加工率−変形抵抗のデータから、４０％加工時の変形抵抗を５回測定し、５回の平均値を求めた。尚、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ含有量によって、求められる変形抵抗が異なるため、目標とする変形抵抗（表３内では「目標変形抵抗」と記載。）を下記式（１）とした。
目標変形抵抗＝４００×Ｃｅｑ＋４３０  ・・・（１）
ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋０．２×［Ｓｉ％］＋０．２×［Ｍｎ％］であり、［Ｃ％］、［Ｓｉ％］及び［Ｍｎ％］は、それぞれＣ、Ｓｉ及びＭｎの含有量（質量％）を示す。
【００６９】
（６）割れ発生率の測定
割れ発生率の測定は、上記（５）と同じ条件で加工率６０％の冷間鍛造試験後、夫々のサンプルについて、実体顕微鏡にて倍率２０倍で表面観察を５回行い、表面割れの有無を測定した。そして、「表面割れを有するサンプル数」を５で除すことにより、その平均を求めた。全ての鋼種における目標とする割れ発生率は、２０％以下とした。
【００７０】
これらの結果を、球状化焼鈍条件と共に下記表３に示す。尚、表３の総合評価の欄には、変形抵抗の低減および耐割れ性向上のいずれも良好である例は「ＯＫ」と表示し、変形抵抗の低減および耐割れ性向上の少なくともいずれかが劣化している例は「ＮＧ」と表示した。
【００７１】
【表３】
2017048459.tif 000004
【００７２】
表３の結果より、次のように考察できる。
【００７３】
まず、表３の試験Ｎｏ．１、２、４〜８、１０、１１、１３〜１６、１８〜２０、２２〜２５、３７、３８、４０および４１は、本発明で規定する要件の全てを満足する実施例であり、変形抵抗の低減および耐割れ性向上が共に達成されていることが分かる。なお、表３には記載していないが、試験Ｎｏ．１〜３６における金属組織をＦＥ−ＳＥＭ観察すると、全てフェライトとセメンタイトを合計で９９面積％以上の比率で含有していることを確認している。
【００７４】
ここで、ＳＡ１、ＳＡ２の焼鈍条件の両方を行った試験Ｎｏ．１および２（鋼種Ａ）、試験Ｎｏ．７および８（鋼種Ｅ）、試験Ｎｏ．１０および１１（鋼種Ｆ）、試験Ｎｏ．１５および１６（鋼種Ｉ）、試験Ｎｏ．１９および２０（鋼種Ｋ）、試験Ｎｏ．２４および２５（鋼種Ｎ）、ならびに試験Ｎｏ．３７および３８（鋼種Ｖ）に着目すると、いずれの場合もＳＡ１と比べてＳＡ１を５回繰り返すＳＡ２の焼鈍を行うと、変形抵抗および割れ発生率の少なくとも一方がより低減した。
【００７５】
このうち、試験Ｎｏ．１１（鋼種Ｆ）は、更にアスペクト比が３．０以下のセメンタイトの数割合が本発明の好ましい要件を満足する例である。そのため、セメンタイトの数割合が適切に制御されていない試験Ｎｏ．１０（鋼種Ｆ）に比べて、割れ発生率が一層低減した。
【００７６】
これに対し、試験Ｎｏ．３、９、１２、１７、２１、２６〜３６および３９は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、変形抵抗、割れ発生率のいずれか、または両方が目標値に達していないことが分かる。
【００７７】
試験Ｎｏ．３は、表１および２の鋼種Ａを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。そのため、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００７８】
試験Ｎｏ．９は、表１および２の鋼種Ｅを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。そのため、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
【００７９】
試験Ｎｏ．１２は、表１および２の鋼種Ｆを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。そのため、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００８０】
試験Ｎｏ．１７は、表１および２の鋼種Ｉを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。そのため、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００８１】
試験Ｎｏ．２１は、表１および２の鋼種Ｋを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。そのため、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
【００８２】
試験Ｎｏ．２６は、表１および２の鋼種Ｎを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。そのため、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００８３】
試験Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量が過剰な表１および２の鋼種Ｏを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびＳＡ１の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
【００８４】
試験Ｎｏ．２８は、Ｍｎ含有量が過剰な表１および２の鋼種Ｏを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびＳＡ２の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
【００８５】
試験Ｎｏ．２９は、Ｃｒ含有量が過剰な表１および２の鋼種Ｐを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびＳＡ１の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
【００８６】
試験Ｎｏ．３０は、Ｃｒ含有量が過剰な表１および２の鋼種Ｐを用いた例である。そのため、適切な熱間圧延およびＳＡ２の球状化焼鈍を行ったが、変形抵抗が目標値に達していない。
【００８７】
試験Ｎｏ．３１は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度の高い表１および２の鋼種Ｑを用いた例である。そのため、適切なＳＡ１の球状化焼鈍を行ったが、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が規定値より粗大で、割れ発生率が目標値に達していない。
【００８８】
試験Ｎｏ．３２は、圧延線材製造時の第１冷却の冷却速度が遅く、第３冷却の冷却速度が遅い表１および２の鋼種Ｒを用いた例である。そのため、適切なＳＡ１の球状化焼鈍を行ったが、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が規定値より粗大で、かつ２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多くなり、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００８９】
試験Ｎｏ．３３は、圧延線材製造時の第２冷却の冷却速度が速く、第３冷却の冷却速度が第２冷却の冷却速度と同じ表１および２の鋼種Ｓを用いた例である。そのため、適切なＳＡ１の球状化焼鈍を行ったが、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
【００９０】
試験Ｎｏ．３４は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度の高い表１および２の鋼種Ｔを用いた例である。そのため、適切なＳＡ１の球状化焼鈍を行ったが、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が規定値より粗大となり、割れ発生率が目標値に達していない。
【００９１】
試験Ｎｏ．３５は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度が高く、第２冷却の冷却速度が速く、第３冷却を行わなかった表１および２の鋼種Ｕを用い、条件が適切でないＳＡ４で球状化焼鈍を行った例である。そのため、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が規定値より粗大で、微細なセメンタイトが均一に分散し、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多くなっており、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００９２】
試験Ｎｏ．３６は、圧延線材製造時の仕上げ圧延温度が高く、第２冷却の冷却速度が速く、第３冷却を行わなかった表１および２の鋼種Ｕを用い、条件が適切でないＳＡ５で球状化焼鈍を行った例である。そのため、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が規定値より粗大で、微細なセメンタイトが均一に分散し、２５μｍ２当たりのセメンタイトの個数が規定値より多くなっており、変形抵抗、および割れ発生率が目標値に達していない。
【００９３】
試験Ｎｏ．３９は、表１およびの鋼種Ｖを用い、条件が適切でないＳＡ３で球状化焼鈍を行った例である。２５μｍ２辺りのセメンタイトの個数が既定値より多く、変形抵抗が目標値に達していない。
【産業上の利用可能性】
【００９４】
本発明の機械構造部品用鋼線は、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品および建設機械用部品等の各種機械構造部品の素材に好適に用いられる。こうした機械構造部品として、具体的には、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コア、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクタ、プーリ、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフトおよびコモンレール等の機械部品、電装部品等が挙げられる。本発明の鋼線は、上記の機械構造部品の素材として好適に用いられる高強度機械構造部品用鋼線として産業上有用であり、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、且つ素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。