JP2001240940A - 冷間鍛造用棒線材とその製造方法 - Google Patents
冷間鍛造用棒線材とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 冷間鍛造により機械構造部品を製造する際
に、従来問題となっていた冷間鍛造時に発生する鋼材の
割れを防止することを可能にした球状化焼鈍後の延性に
優れた冷間鍛造用棒線材、及びその製造方法を提供する
ことにある。 【解決手段】 質量％として、Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．
０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、Ｐ：
０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制限し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、表
面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェラ
イトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質的にマル
テンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以
上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心
までの領域の平均硬さが表層の平均硬さに比べてＨＶ２
０以上軟らかいことを特徴とする。
に、従来問題となっていた冷間鍛造時に発生する鋼材の
割れを防止することを可能にした球状化焼鈍後の延性に
優れた冷間鍛造用棒線材、及びその製造方法を提供する
ことにある。 【解決手段】 質量％として、Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．
０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、Ｐ：
０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制限し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、表
面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェラ
イトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質的にマル
テンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以
上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心
までの領域の平均硬さが表層の平均硬さに比べてＨＶ２
０以上軟らかいことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用部品、建
設機械用部品等の機械構造用部品の製造に用いる冷間鍛
造用棒線材及びその製造方法に関するもので、特に加工
度の大きい冷間鍛造に適した延性に優れた冷間鍛造用棒
線材及びその製造方法に関する。
設機械用部品等の機械構造用部品の製造に用いる冷間鍛
造用棒線材及びその製造方法に関するもので、特に加工
度の大きい冷間鍛造に適した延性に優れた冷間鍛造用棒
線材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用部品、建設機械用部品等
の機械構造用部品を製造する構造用鋼材としては、機械
構造用炭素鋼材や機械構造用低合金鋼材が用いられてい
る。これらの鋼材から自動車のボルト、ロット、エンジ
ン部品、駆動系部品等の機械構造部品を製造するには、
従来は主として熱間鍛造−切削工程により製造されてい
るが、生産性の向上等を狙いとして、冷間鍛造工程への
切り替えが指向されている。冷間鍛造工程では、通常、
熱間圧延材に球状化焼鈍（ＳＡ）を施して冷間加工性を
確保した後に、冷間鍛造が施されている。ところが、冷
間鍛造では鋼材に加工硬化が生じ、延性が低下して割れ
発生や金型寿命の低下を招くことが問題である。特に加
工度が大きい冷鍛では、冷鍛時の割れ、つまり鋼材の延
性の不足が熱鍛工程から冷鍛工程への切り替えの主たる
阻害要因になっていることが多い。
の機械構造用部品を製造する構造用鋼材としては、機械
構造用炭素鋼材や機械構造用低合金鋼材が用いられてい
る。これらの鋼材から自動車のボルト、ロット、エンジ
ン部品、駆動系部品等の機械構造部品を製造するには、
従来は主として熱間鍛造−切削工程により製造されてい
るが、生産性の向上等を狙いとして、冷間鍛造工程への
切り替えが指向されている。冷間鍛造工程では、通常、
熱間圧延材に球状化焼鈍（ＳＡ）を施して冷間加工性を
確保した後に、冷間鍛造が施されている。ところが、冷
間鍛造では鋼材に加工硬化が生じ、延性が低下して割れ
発生や金型寿命の低下を招くことが問題である。特に加
工度が大きい冷鍛では、冷鍛時の割れ、つまり鋼材の延
性の不足が熱鍛工程から冷鍛工程への切り替えの主たる
阻害要因になっていることが多い。
【０００３】一方、球状化焼鈍（ＳＡ）は、鋼材を高温
加熱して長時間保持する必要があるため、加熱炉等の熱
処理設備が必要なばかりでなく、加熱のためのエネルギ
ーを消費するので、製造コストの中で大きなウエイトを
占めている。このため、生産性の向上や省エネルギー等
の観点から、種々の技術が提案されている。
加熱して長時間保持する必要があるため、加熱炉等の熱
処理設備が必要なばかりでなく、加熱のためのエネルギ
ーを消費するので、製造コストの中で大きなウエイトを
占めている。このため、生産性の向上や省エネルギー等
の観点から、種々の技術が提案されている。
【０００４】例えば、特開昭５７−６３６３８号公報に
おいては、球状化焼鈍時間を短縮するために、熱間圧延
後６００℃まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却して急冷
組織とし、スケール付着させた状態で不活性ガス中にて
球状化焼鈍し、冷鍛性の優れた線材とする方法や、特開
昭６０−１５２６２７号公報では、迅速球状化を可能に
するために、仕上圧延条件を制限し、圧延後に急冷し
て、微細に分散した初析フェライトに微細パーライト、
ベイナイト又はマルテンサイトを混在させた組織とする
方法や、特開昭６１−２６４１５８号公報では、鋼組成
の改良、即ち、Ｐ：０．００５％以下と低Ｐ化し、Ｍｎ
／Ｓ≧１．７且つＡｌ／Ｎ≧４．０の低炭素鋼とするこ
とにより球状化焼鈍後の鋼の硬さを低下させる方法や、
特開昭６０−１１４５１７号公報では、冷間加工前の軟
化焼鈍処理を省略するために、制御圧延を行う方法等が
提案されている。
おいては、球状化焼鈍時間を短縮するために、熱間圧延
後６００℃まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却して急冷
組織とし、スケール付着させた状態で不活性ガス中にて
球状化焼鈍し、冷鍛性の優れた線材とする方法や、特開
昭６０−１５２６２７号公報では、迅速球状化を可能に
するために、仕上圧延条件を制限し、圧延後に急冷し
て、微細に分散した初析フェライトに微細パーライト、
ベイナイト又はマルテンサイトを混在させた組織とする
方法や、特開昭６１−２６４１５８号公報では、鋼組成
の改良、即ち、Ｐ：０．００５％以下と低Ｐ化し、Ｍｎ
／Ｓ≧１．７且つＡｌ／Ｎ≧４．０の低炭素鋼とするこ
とにより球状化焼鈍後の鋼の硬さを低下させる方法や、
特開昭６０−１１４５１７号公報では、冷間加工前の軟
化焼鈍処理を省略するために、制御圧延を行う方法等が
提案されている。
【０００５】これらの従来技術は、いずれも冷間鍛造前
の球状化焼鈍の改良、或は省略をする技術であり、加工
度が大きい部品において、熱鍛工程から冷鍛工程への切
り替えの主たる阻害要因になっている鋼材の延性の不足
について、これを改善しようとする技術ではない。
の球状化焼鈍の改良、或は省略をする技術であり、加工
度が大きい部品において、熱鍛工程から冷鍛工程への切
り替えの主たる阻害要因になっている鋼材の延性の不足
について、これを改善しようとする技術ではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は上記
現状に鑑み、熱間圧延棒線材を球状化焼鈍した後、冷間
鍛造により機械構造部品を製造する際に、従来問題とな
っていた冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止するこ
とを可能にした球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用
棒線材、及びその製造方法を提供することにある。
現状に鑑み、熱間圧延棒線材を球状化焼鈍した後、冷間
鍛造により機械構造部品を製造する際に、従来問題とな
っていた冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止するこ
とを可能にした球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用
棒線材、及びその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、冷間鍛造用
棒線材の冷間加工性について究明した結果、特定の鋼成
分を有する棒線材の表面層のみを硬くし、中心部は軟ら
かい組織とすることにより、球状化焼鈍後の延性に優れ
た冷間鍛造用棒線材とし得ることを知見して、本発明を
完成した。
棒線材の冷間加工性について究明した結果、特定の鋼成
分を有する棒線材の表面層のみを硬くし、中心部は軟ら
かい組織とすることにより、球状化焼鈍後の延性に優れ
た冷間鍛造用棒線材とし得ることを知見して、本発明を
完成した。
【０００８】本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００９】（１） 質量％として、Ｃ：０．１〜０．
６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．
７％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜
０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、
Ｐ：０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制限
し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であっ
て、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域の
フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質的
にマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は
２種以上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５か
ら中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半
径×０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べてＨ
Ｖ２０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の延
性に優れた冷間鍛造用棒線材。
６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．
７％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜
０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、
Ｐ：０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制限
し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であっ
て、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域の
フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質的
にマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は
２種以上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５か
ら中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半
径×０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べてＨ
Ｖ２０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の延
性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１０】（２） 質量％でさらに、Ｎｉ：３．５％
以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下の１種又は２種
以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の球
状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下の１種又は２種
以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の球
状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１１】（３） 質量％でさらに、Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％の１種又は２種
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記
載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
５〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％の１種又は２種
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記
載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１２】（４） 質量％でさらに、Ｔｅ：０．０２
％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以
下、Ｍｇ：０．０３５％以下、Ｙ：０．１％以下、希土
類元素：０．１５％以下の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれか１
つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線
材。
％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以
下、Ｍｇ：０．０３５％以下、Ｙ：０．１％以下、希土
類元素：０．１５％以下の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれか１
つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線
材。
【００１３】（５） 表面から棒線材半径×０．１５の
深さまでの領域のオーステナイト結晶粒度が８番以上で
あることを特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれ
か１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用
棒線材。
深さまでの領域のオーステナイト結晶粒度が８番以上で
あることを特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれ
か１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用
棒線材。
【００１４】（６） 上記（１）〜（５）の内のいずれ
か１つに記載の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最
終仕上圧延出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃と
して、仕上圧延した後、「急冷により表面温度を６００
℃以下にし、その後鋼材の顕熱により表面温度が２００
〜７００℃になるように復熱させる工程」を少なくとも
１回以上施すことにより、表面から棒線材半径×０．１
５の深さまでの領域のフェライトの組織面積率が１０％
以下で、残部が実質的にマルテンサイト、ベイナイト、
パーライトの１種又は２種以上とし、さらに深さが棒線
材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層
（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の
平均硬さに比べてＨＶ２０以上軟らかい組織とすること
を特徴とする球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒
線材の製造方法。
か１つに記載の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最
終仕上圧延出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃と
して、仕上圧延した後、「急冷により表面温度を６００
℃以下にし、その後鋼材の顕熱により表面温度が２００
〜７００℃になるように復熱させる工程」を少なくとも
１回以上施すことにより、表面から棒線材半径×０．１
５の深さまでの領域のフェライトの組織面積率が１０％
以下で、残部が実質的にマルテンサイト、ベイナイト、
パーライトの１種又は２種以上とし、さらに深さが棒線
材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層
（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の
平均硬さに比べてＨＶ２０以上軟らかい組織とすること
を特徴とする球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒
線材の製造方法。
【００１５】（７） 上記（１）〜（５）の内のいずれ
か１つに記載の棒線材の球状化焼鈍材であって、表面か
ら棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のＪＩＳ Ｇ
３５３９で規定する球状化組織の程度がＮｏ．２以内で
あり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの
領域の球状化組織の程度がＮｏ．３以内であることを特
徴とする延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
か１つに記載の棒線材の球状化焼鈍材であって、表面か
ら棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のＪＩＳ Ｇ
３５３９で規定する球状化組織の程度がＮｏ．２以内で
あり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの
領域の球状化組織の程度がＮｏ．３以内であることを特
徴とする延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１６】（８） 表面から棒線材半径×０．１５の
深さまでの領域のフェライト結晶粒度が８番以上である
ことを特徴とする上記（７）に記載の延性に優れた冷間
鍛造用棒線材。
深さまでの領域のフェライト結晶粒度が８番以上である
ことを特徴とする上記（７）に記載の延性に優れた冷間
鍛造用棒線材。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１８】まず、本発明が狙いとする冷間鍛造用棒線
材の組織、硬さ及び延性等の機械的性質を達成するのに
必要な鋼成分を限定した理由について述べる。
材の組織、硬さ及び延性等の機械的性質を達成するのに
必要な鋼成分を限定した理由について述べる。
【００１９】Ｃ：Ｃは、機械構造用部品としての強度を
増加するために必要な元素であるが、０．１％未満では
最終製品の強度が不足し、また、０．６％を超えるとむ
しろ最終製品の延性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．
１〜０．６％とした。
増加するために必要な元素であるが、０．１％未満では
最終製品の強度が不足し、また、０．６％を超えるとむ
しろ最終製品の延性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．
１〜０．６％とした。
【００２０】Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として、及び固溶
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
して添加するが、０．０１％未満ではこれらの効果は不
充分であり、一方、０．５％を超えるとこれらの効果は
飽和し、むしろ延性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を
０．０１〜０．５％とした。しかし、Ｓｉの上限は０．
３５％以下、特に０．２％以下とすることが好ましい。
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
して添加するが、０．０１％未満ではこれらの効果は不
充分であり、一方、０．５％を超えるとこれらの効果は
飽和し、むしろ延性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を
０．０１〜０．５％とした。しかし、Ｓｉの上限は０．
３５％以下、特に０．２％以下とすることが好ましい。
【００２１】Ｍｎ：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が、
０．２％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．
７％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ延性の劣化を
招くので、Ｍｎ含有量を０．２〜１．７％とした。
最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、
０．２％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．
７％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ延性の劣化を
招くので、Ｍｎ含有量を０．２〜１．７％とした。
【００２２】Ｓ：Ｓは、鋼中に不可避的に含有される成
分であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上
及び組織の微細化に寄与するので、本発明おいてはＳ：
０．０１〜０．１５％とした。しかし、Ｓは冷間成形加
工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要とし
ない場合には、０．０１５％以下、特に０．０１％以下
に抑制することが好ましい。
分であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上
及び組織の微細化に寄与するので、本発明おいてはＳ：
０．０１〜０．１５％とした。しかし、Ｓは冷間成形加
工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要とし
ない場合には、０．０１５％以下、特に０．０１％以下
に抑制することが好ましい。
【００２３】Ａｌ：Ａｌは、脱酸剤として有用であると
共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、結
晶粒微細化に有用である。しかし、Ａｌ量が多すぎる
と、Ａｌ2Ｏ3が過度に生成することとなり、内部欠陥が
増大すると共に、冷間加工性を劣化することとなる。し
たがって、本発明ではＡｌは０．０１５〜０．０５％と
した。
共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、結
晶粒微細化に有用である。しかし、Ａｌ量が多すぎる
と、Ａｌ2Ｏ3が過度に生成することとなり、内部欠陥が
増大すると共に、冷間加工性を劣化することとなる。し
たがって、本発明ではＡｌは０．０１５〜０．０５％と
した。
【００２４】Ｎ：Ｎは、Ａｌ或はＮｂと反応してＡｌＮ
或はＮｂＮ（ＮｂＣＮ）を生成し、結晶粒を微細化し、
鋼の延性を高めることができるので、Ｎの含有量は０．
００３〜０．０２５％とした。
或はＮｂＮ（ＮｂＣＮ）を生成し、結晶粒を微細化し、
鋼の延性を高めることができるので、Ｎの含有量は０．
００３〜０．０２５％とした。
【００２５】Ｐ：Ｐは、鋼中に不可避的に含有される成
分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、
延性劣化の原因となるので、０．０３５％以下、好まし
くは０．０２％以下に抑制することが望ましい。
分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、
延性劣化の原因となるので、０．０３５％以下、好まし
くは０．０２％以下に抑制することが望ましい。
【００２６】Ｏ：Ｏは、鋼中に不可避的に含有される成
分であって、Ａｌと反応してＡｌ2Ｏ3を生成し冷間加工
性を劣化するので、０．００３％以下、好ましくは０．
００２％以下に抑制することが望ましい。
分であって、Ａｌと反応してＡｌ2Ｏ3を生成し冷間加工
性を劣化するので、０．００３％以下、好ましくは０．
００２％以下に抑制することが望ましい。
【００２７】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明ではさらに、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又
は２種以上を含有させることができる。これらの元素は
焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増加させるた
めに添加する。ただし、これらの元素の多量添加は熱間
圧延ままで棒線材の中心部までベイナイト、マルテンサ
イト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で
好ましくないため、その含有量を、Ｎｉ：３．５％以
下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下とした。
あるが、本発明ではさらに、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又
は２種以上を含有させることができる。これらの元素は
焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増加させるた
めに添加する。ただし、これらの元素の多量添加は熱間
圧延ままで棒線材の中心部までベイナイト、マルテンサ
イト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で
好ましくないため、その含有量を、Ｎｉ：３．５％以
下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下とした。
【００２８】また、本発明においては、結晶粒度調整の
目的で、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種を含有させることがで
きる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、
Ｖ含有量が０．０３％未満では、その効果が不充分であ
り、一方、Ｎｂ含有量が０．１％超、Ｖ含有量が０．３
％超となると、その効果は飽和し、むしろ延性を劣化さ
せるので、これらの含有量をＮｂ：０．００５〜０．１
％、Ｖ：０．０３〜０．３％とした。
目的で、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種を含有させることがで
きる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、
Ｖ含有量が０．０３％未満では、その効果が不充分であ
り、一方、Ｎｂ含有量が０．１％超、Ｖ含有量が０．３
％超となると、その効果は飽和し、むしろ延性を劣化さ
せるので、これらの含有量をＮｂ：０．００５〜０．１
％、Ｖ：０．０３〜０．３％とした。
【００２９】さらに、本発明においては、ＭｎＳの形態
制御をし、割れの防止を図ると共に延性を改善する目的
で、Ｔｅ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚ
ｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０３５％以下、希土類
元素：０．１５％以下、Ｙ：０．１％以下の１種又は２
種以上を含有させることができる。これらの元素は各々
酸化物を生成し、この酸化物がＭｎＳの生成核となると
共に、ＭｎＳが（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの
ように組成改質される。これにより熱間圧延時にこれら
の硫化物の延伸性が改善され、粒状ＭｎＳが微細分散す
るため、延性が向上し冷間鍛造時の限界圧縮率が向上す
る。一方、Ｔｅ：０．０２％超、Ｃａ：０．０２％超、
Ｚｒ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０３５％超、Ｙ：０．
１％超、希土類元素：０．１５％超を添加すると、上記
のような効果は飽和し、これらの過剰添加はむしろＣａ
Ｏ、ＭｇＯ等の粗大酸化物やそのクラスターを生成した
り、ＺｒＮ等の硬質析出物を生成し、延性の劣化を招く
ので、これらの含有量をＴｅ：０．０２％以下、Ｃａ：
０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０
３５％以下、 Ｙ：０．１％以下、希土類元素：０．１
５％以下とした。なお、本発明でいう希土類元素とは原
子番号５７〜７１番の元素を指す。
制御をし、割れの防止を図ると共に延性を改善する目的
で、Ｔｅ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚ
ｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０３５％以下、希土類
元素：０．１５％以下、Ｙ：０．１％以下の１種又は２
種以上を含有させることができる。これらの元素は各々
酸化物を生成し、この酸化物がＭｎＳの生成核となると
共に、ＭｎＳが（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの
ように組成改質される。これにより熱間圧延時にこれら
の硫化物の延伸性が改善され、粒状ＭｎＳが微細分散す
るため、延性が向上し冷間鍛造時の限界圧縮率が向上す
る。一方、Ｔｅ：０．０２％超、Ｃａ：０．０２％超、
Ｚｒ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０３５％超、Ｙ：０．
１％超、希土類元素：０．１５％超を添加すると、上記
のような効果は飽和し、これらの過剰添加はむしろＣａ
Ｏ、ＭｇＯ等の粗大酸化物やそのクラスターを生成した
り、ＺｒＮ等の硬質析出物を生成し、延性の劣化を招く
ので、これらの含有量をＴｅ：０．０２％以下、Ｃａ：
０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０
３５％以下、 Ｙ：０．１％以下、希土類元素：０．１
５％以下とした。なお、本発明でいう希土類元素とは原
子番号５７〜７１番の元素を指す。
【００３０】ここで、鋼中のＺｒの分析方法であるが、
ＪＩＳ Ｇ １２３７−１９９７付属書３と同様の方法
でサンプル処理した後、鋼中Ｎｂ量の分析同様に鋼中Ｚ
ｒ量をＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分光分析法）によ
って測定した。但し本発明での実施例の測定に供したサ
ンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚ
ｒに適するように設定して測定した。すなわちＺｒ濃度
が１〜２００ｐｐｍとなるようにＺｒ標準液を希釈して
異なるＺｒ濃度の溶液を作成し、そのＺｒ量を測定する
ことで検量線を作成した。なおこれらのＩＣＰに関する
共通的な方法についてはＪＩＳ Ｋ ０１１６−１９９
５（発光分光分析方法通則）およびＪＩＳ Ｚ ８００
２−１９９１（分析、試験の許容差通則）による。
ＪＩＳ Ｇ １２３７−１９９７付属書３と同様の方法
でサンプル処理した後、鋼中Ｎｂ量の分析同様に鋼中Ｚ
ｒ量をＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分光分析法）によ
って測定した。但し本発明での実施例の測定に供したサ
ンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚ
ｒに適するように設定して測定した。すなわちＺｒ濃度
が１〜２００ｐｐｍとなるようにＺｒ標準液を希釈して
異なるＺｒ濃度の溶液を作成し、そのＺｒ量を測定する
ことで検量線を作成した。なおこれらのＩＣＰに関する
共通的な方法についてはＪＩＳ Ｋ ０１１６−１９９
５（発光分光分析方法通則）およびＪＩＳ Ｚ ８００
２−１９９１（分析、試験の許容差通則）による。
【００３１】次に、本発明の棒線材の組織について説明
する。
する。
【００３２】本発明者は、冷間鍛造用棒線材の延性向上
法について研究したところ、球状化焼鈍材の延性を向上
させるためには、球状化焼鈍組織が均一で微細であるこ
とがポイントであること、そのためには、熱間圧延後の
組織のフェライト分率を特定量以下に押さえ、残りを微
細なマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又
は２種以上の混合組織とすることが有効であることを明
らかにした。そのため、熱間仕上圧延後に鋼材を急冷
し、その後、球状化焼鈍すると棒線材の延性が向上す
る。しかしながら、棒線材の全断面を急冷して、硬い組
織とすると、焼き割れの懸念が生じると共に、球状化焼
鈍後も硬さが低下せず、冷間変形抵抗が増加し、冷鍛金
型寿命を劣化させる。この問題を解決するためには、熱
間仕上圧延後に棒線材の表面層を急冷し、その後鋼材の
顕熱によって復熱させることにより、表面層に生成した
マルテンサイトを焼戻して、球状化焼鈍前に事前に硬さ
を軟らかくしておき、さらに内部は急冷されないために
軟らかい組織とすることが有効であり、これにより、球
状化焼鈍後の延性に優れ、冷間変形抵抗も低い冷間鍛造
用棒線材となることを知見した。
法について研究したところ、球状化焼鈍材の延性を向上
させるためには、球状化焼鈍組織が均一で微細であるこ
とがポイントであること、そのためには、熱間圧延後の
組織のフェライト分率を特定量以下に押さえ、残りを微
細なマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又
は２種以上の混合組織とすることが有効であることを明
らかにした。そのため、熱間仕上圧延後に鋼材を急冷
し、その後、球状化焼鈍すると棒線材の延性が向上す
る。しかしながら、棒線材の全断面を急冷して、硬い組
織とすると、焼き割れの懸念が生じると共に、球状化焼
鈍後も硬さが低下せず、冷間変形抵抗が増加し、冷鍛金
型寿命を劣化させる。この問題を解決するためには、熱
間仕上圧延後に棒線材の表面層を急冷し、その後鋼材の
顕熱によって復熱させることにより、表面層に生成した
マルテンサイトを焼戻して、球状化焼鈍前に事前に硬さ
を軟らかくしておき、さらに内部は急冷されないために
軟らかい組織とすることが有効であり、これにより、球
状化焼鈍後の延性に優れ、冷間変形抵抗も低い冷間鍛造
用棒線材となることを知見した。
【００３３】図１は、本発明の３６ｍｍφ冷間鍛造用棒
鋼の断面位置（ｍｍ、中心がゼロ）と硬さ（ＨＶ）との
関係を示す図である。
鋼の断面位置（ｍｍ、中心がゼロ）と硬さ（ＨＶ）との
関係を示す図である。
【００３４】図１に示すように、表面の平均硬さはＨＶ
２８０−３３０で中心の平均硬さは約ＨＶ２００であ
り、中心に向かって徐々に硬度が低下している。
２８０−３３０で中心の平均硬さは約ＨＶ２００であ
り、中心に向かって徐々に硬度が低下している。
【００３５】また、組織については、図２の（ａ）表
面、（ｂ）中心の顕微鏡写真（×４００）に示すよう
に、表面は焼戻しマルテンサイト、中心はフェライトと
パーライトがそれぞれ主体である組織となっている。
面、（ｂ）中心の顕微鏡写真（×４００）に示すよう
に、表面は焼戻しマルテンサイト、中心はフェライトと
パーライトがそれぞれ主体である組織となっている。
【００３６】図１の棒鋼を７３５℃で１時間保持した後
に、さらに６８０℃で２時間保持する球状化焼鈍を施し
た後の組織については、図３の（ａ）表面、（ｂ）中心
の顕微鏡写真（×４００）に示すように、表面で球状化
の程度が良好で均一な組織になっている。球状化焼鈍し
た後の硬さは、ＨＶ約１３５で、表面から中心までほぼ
一定の硬さとなっている。
に、さらに６８０℃で２時間保持する球状化焼鈍を施し
た後の組織については、図３の（ａ）表面、（ｂ）中心
の顕微鏡写真（×４００）に示すように、表面で球状化
の程度が良好で均一な組織になっている。球状化焼鈍し
た後の硬さは、ＨＶ約１３５で、表面から中心までほぼ
一定の硬さとなっている。
【００３７】この球状化焼鈍した棒鋼を用いて真歪みが
１を超える加工度の大きい据え込み試験を行っても、冷
間鍛造割れは発生せず、冷間変形抵抗も冷間鍛造に問題
のないレベルであった。
１を超える加工度の大きい据え込み試験を行っても、冷
間鍛造割れは発生せず、冷間変形抵抗も冷間鍛造に問題
のないレベルであった。
【００３８】そこで、本発明では、冷間鍛造を行っても
割れが生じない条件となる表面層の組織及び表面層と中
心部の硬度との関係について、実験・研究を進めた。
割れが生じない条件となる表面層の組織及び表面層と中
心部の硬度との関係について、実験・研究を進めた。
【００３９】その結果、表面層が焼戻しマルテンサイト
組織（実質的にマルテンサイト、ベイナイト、パーライ
トの１種又は２種以上からなる相中にフェライトが存在
する組織）となっているものであっても、表面から棒線
材の直径×０．１５の深さまでの領域のフェライトの組
織面積率が１０％以下、加工度の大きい鍛造の場合では
好ましくは５％以下としなければ冷間鍛造時の割れ発生
を防止できないこと、さらに、冷間鍛造時の延性を確保
して割れ発生を防止し、且つ変形抵抗の増加を防止する
には、圧延後の棒線材の段階で表層組織を焼戻しマルテ
ンサイト組織分率がより高い微細均一な組織とするこ
と、そのためには圧延後の棒線材の段階で表層と内部に
硬さの差をつけることが必要であり、深さが棒線材半径
×０．５から中心までの領域の平均硬さ（ＨＶ）が、表
面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域の平均硬
さ（ＨＶ）に比べてＨＶ２０以上、加工度の大きい鍛造
の場合では好ましくはＨＶ５０以上軟らかくすることが
必要条件であることを見出した。
組織（実質的にマルテンサイト、ベイナイト、パーライ
トの１種又は２種以上からなる相中にフェライトが存在
する組織）となっているものであっても、表面から棒線
材の直径×０．１５の深さまでの領域のフェライトの組
織面積率が１０％以下、加工度の大きい鍛造の場合では
好ましくは５％以下としなければ冷間鍛造時の割れ発生
を防止できないこと、さらに、冷間鍛造時の延性を確保
して割れ発生を防止し、且つ変形抵抗の増加を防止する
には、圧延後の棒線材の段階で表層組織を焼戻しマルテ
ンサイト組織分率がより高い微細均一な組織とするこ
と、そのためには圧延後の棒線材の段階で表層と内部に
硬さの差をつけることが必要であり、深さが棒線材半径
×０．５から中心までの領域の平均硬さ（ＨＶ）が、表
面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域の平均硬
さ（ＨＶ）に比べてＨＶ２０以上、加工度の大きい鍛造
の場合では好ましくはＨＶ５０以上軟らかくすることが
必要条件であることを見出した。
【００４０】そして、上記に述べた棒線材に球状化焼鈍
（ＳＡ）を施すと、表面から棒線材半径×０．１５の深
さまでの領域のＪＩＳ Ｇ３５３９で規定する球状化組
織の程度がＮｏ．２以内であり、さらに深さが棒線材半
径×０．５から中心までの領域の球状化組織の程度がＮ
ｏ．３以内である延性に優れた冷間鍛造用棒線材が得ら
れる。この球状化焼鈍した棒線材は、真歪みが１を超え
る加工度の大きい据え込み試験を行っても、冷間鍛造割
れが発生しないことを確認した。
（ＳＡ）を施すと、表面から棒線材半径×０．１５の深
さまでの領域のＪＩＳ Ｇ３５３９で規定する球状化組
織の程度がＮｏ．２以内であり、さらに深さが棒線材半
径×０．５から中心までの領域の球状化組織の程度がＮ
ｏ．３以内である延性に優れた冷間鍛造用棒線材が得ら
れる。この球状化焼鈍した棒線材は、真歪みが１を超え
る加工度の大きい据え込み試験を行っても、冷間鍛造割
れが発生しないことを確認した。
【００４１】なお、球状化焼鈍としては、従来公知の球
状化焼鈍方法を適用することができる。
状化焼鈍方法を適用することができる。
【００４２】また、延性の向上に寄与する表面層の結晶
粒度については、球状化焼鈍前では、表面から棒線材半
径×０．１５の深さまでの領域のオーステナイト結晶粒
度（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）を８番以上とすれば良い
が、より高い特性を要求される場合には９番以上、さら
に高い特性を要求される場合には１０番以上とするのが
好ましい。そして、球状化焼鈍後においては、表面から
棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェライト結
晶粒度（ＪＩＳ Ｇ ３５４５）を８番以上とすれば良
いが、より高い特性を要求される場合には９番以上、さ
らに高い特性を要求される場合には１０番以上とするの
が好ましい。
粒度については、球状化焼鈍前では、表面から棒線材半
径×０．１５の深さまでの領域のオーステナイト結晶粒
度（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）を８番以上とすれば良い
が、より高い特性を要求される場合には９番以上、さら
に高い特性を要求される場合には１０番以上とするのが
好ましい。そして、球状化焼鈍後においては、表面から
棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェライト結
晶粒度（ＪＩＳ Ｇ ３５４５）を８番以上とすれば良
いが、より高い特性を要求される場合には９番以上、さ
らに高い特性を要求される場合には１０番以上とするの
が好ましい。
【００４３】上記に規定する結晶粒度以下となると十分
な延性が得られない。
な延性が得られない。
【００４４】次に、本発明の冷間鍛造用棒線材の製造方
法について説明する。
法について説明する。
【００４５】図４は、本発明に係る圧延ラインを例示す
る図である。
る図である。
【００４６】図４に示すように、請求項１〜５に規定す
る成分の鋼を加熱炉１で加熱し、熱間圧延機２により最
終仕上圧延出側の棒線材表面温度を７００〜１０００℃
とする仕上圧延を行う。出側温度は温度計３により測定
する。次いで、仕上圧延された棒線材４をクーリングト
ラフ５で表面に注水することにより急冷して（例えば平
均冷却速度３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい）
表面温度を６００℃以下、好ましくは５００℃以下、さ
らに好ましくは４００℃以下にし、表面をマルテンサイ
ト主体の組織とする。クーリングトラフ通過後棒線材中
心部の顕熱により表面温度が２００〜７００℃となるよ
うに復熱させ（温度計６で測定）、表面を焼戻しマルテ
ンサイト主体の組織とする。
る成分の鋼を加熱炉１で加熱し、熱間圧延機２により最
終仕上圧延出側の棒線材表面温度を７００〜１０００℃
とする仕上圧延を行う。出側温度は温度計３により測定
する。次いで、仕上圧延された棒線材４をクーリングト
ラフ５で表面に注水することにより急冷して（例えば平
均冷却速度３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい）
表面温度を６００℃以下、好ましくは５００℃以下、さ
らに好ましくは４００℃以下にし、表面をマルテンサイ
ト主体の組織とする。クーリングトラフ通過後棒線材中
心部の顕熱により表面温度が２００〜７００℃となるよ
うに復熱させ（温度計６で測定）、表面を焼戻しマルテ
ンサイト主体の組織とする。
【００４７】本発明では、この急冷−復熱の工程を少な
くとも１回以上施すものであり、これにより延性を著し
く良くすることができる。
くとも１回以上施すものであり、これにより延性を著し
く良くすることができる。
【００４８】鋼材表面温度を７００〜１０００℃とする
のは、低温圧延により結晶粒を微細化でき、急冷後の組
織を微細化できるからである。即ち、表面層のオーステ
ナイト結晶粒度は、１０００℃以下では８番、９５０℃
以下では９番、８６０℃以下では１０番となる。しか
し、７００℃未満となると表面層をフェライトの少ない
組織とすることが困難なので、７００℃以上とする必要
がある。
のは、低温圧延により結晶粒を微細化でき、急冷後の組
織を微細化できるからである。即ち、表面層のオーステ
ナイト結晶粒度は、１０００℃以下では８番、９５０℃
以下では９番、８６０℃以下では１０番となる。しか
し、７００℃未満となると表面層をフェライトの少ない
組織とすることが困難なので、７００℃以上とする必要
がある。
【００４９】なお、製造する対象物は本発明と異なる
が、このような直接表面焼入方法（ＤＳＱ）及び装置
は、特開昭６２−１３５２３号公報や特開平１−２５９
１８号公報に開示されているように公知のものである。
が、このような直接表面焼入方法（ＤＳＱ）及び装置
は、特開昭６２−１３５２３号公報や特開平１−２５９
１８号公報に開示されているように公知のものである。
【００５０】図５は、棒線材の表面層と中心部の組織を
説明するためのＣＣＴ曲線を示す図である。
説明するためのＣＣＴ曲線を示す図である。
【００５１】図５に示すように、低温仕上圧延された棒
線材を急冷し、その後復熱させると、表面層７は冷却速
度が速いので焼戻しマルテンサイト主体の組織となる
が、中心部８は表面層に比べて冷却速度が遅いためフェ
ライトとパーライトの組織となる。
線材を急冷し、その後復熱させると、表面層７は冷却速
度が速いので焼戻しマルテンサイト主体の組織となる
が、中心部８は表面層に比べて冷却速度が遅いためフェ
ライトとパーライトの組織となる。
【００５２】急冷により表面温度を６００℃以下にし、
その後顕熱により表面温度を２００〜７００℃に復熱さ
せるのは、表面層を硬さを低減した焼戻しマルテンサイ
ト主体の組織にするためである。
その後顕熱により表面温度を２００〜７００℃に復熱さ
せるのは、表面層を硬さを低減した焼戻しマルテンサイ
ト主体の組織にするためである。
【００５３】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。
【００５４】表１に示す鋼材を表２に示す圧延条件で、
棒鋼・線材に圧延した。圧延材のサイズは、直径３６ｍ
ｍ〜５５ｍｍである。その後、球状化焼鈍を行った後、
焼入れ・焼戻しによる硬化処理を行った。圧延後の棒線
材の状態、球状化焼鈍を行った後の段階、及び焼入れ・
焼戻し処理を行った後の段階において、組織・材質を調
査した。結果を表３〜４に示す。本発明請求項記載の
「表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域」に
ついて、表３〜４では単に「表層」（例：表層硬さ）と
記載した。また、本発明請求項記載の「深さが棒線材半
径×０．５から中心までの領域」について、表３〜４で
は単に「内部」（例：内部硬さ）と記載した。変形抵抗
は、直径は圧延材のサイズで、高さが直径の１．５倍の
円柱状の試験片を据え込み試験を行うことにより計測し
た。また、限界圧縮率は、上記の円柱状試験片の表面に
深さ０．８ｍｍ、先端曲率半径０．１５ｍｍに切欠きを
つけた試験片を用いて据え込み試験を行うことにより求
めた。また、表層部相当位置から、引張試験片を切り出
し、引張試験を行い、表層部の引張強度と延性の指標で
ある絞りを求めた。焼入れ焼戻し処理は、各鋼種につい
て、通常の焼入れ焼戻し（通常ＱＴ）、高周波焼入れ焼
戻し（ＩＱＴ）、浸炭焼入れ焼戻し（ＣＱＴ）のいずれ
かの熱処理を行った。高周波焼入れは周波数３０ｋＨｚ
の条件で行った。浸炭焼入れは、炭素ポテンシャル０．
８％、９５０℃×８時間の条件で行った。
棒鋼・線材に圧延した。圧延材のサイズは、直径３６ｍ
ｍ〜５５ｍｍである。その後、球状化焼鈍を行った後、
焼入れ・焼戻しによる硬化処理を行った。圧延後の棒線
材の状態、球状化焼鈍を行った後の段階、及び焼入れ・
焼戻し処理を行った後の段階において、組織・材質を調
査した。結果を表３〜４に示す。本発明請求項記載の
「表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域」に
ついて、表３〜４では単に「表層」（例：表層硬さ）と
記載した。また、本発明請求項記載の「深さが棒線材半
径×０．５から中心までの領域」について、表３〜４で
は単に「内部」（例：内部硬さ）と記載した。変形抵抗
は、直径は圧延材のサイズで、高さが直径の１．５倍の
円柱状の試験片を据え込み試験を行うことにより計測し
た。また、限界圧縮率は、上記の円柱状試験片の表面に
深さ０．８ｍｍ、先端曲率半径０．１５ｍｍに切欠きを
つけた試験片を用いて据え込み試験を行うことにより求
めた。また、表層部相当位置から、引張試験片を切り出
し、引張試験を行い、表層部の引張強度と延性の指標で
ある絞りを求めた。焼入れ焼戻し処理は、各鋼種につい
て、通常の焼入れ焼戻し（通常ＱＴ）、高周波焼入れ焼
戻し（ＩＱＴ）、浸炭焼入れ焼戻し（ＣＱＴ）のいずれ
かの熱処理を行った。高周波焼入れは周波数３０ｋＨｚ
の条件で行った。浸炭焼入れは、炭素ポテンシャル０．
８％、９５０℃×８時間の条件で行った。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】
【表３】
【００５８】
【表４】
【００５９】表３〜４から明らかなように、本発明例は
同一炭素量の比較例に比較して、鋼材の延性の指標であ
る限界圧縮率と絞りが顕著に優れており、また変形抵抗
やＱＴ後の硬さに特に問題はない。
同一炭素量の比較例に比較して、鋼材の延性の指標であ
る限界圧縮率と絞りが顕著に優れており、また変形抵抗
やＱＴ後の硬さに特に問題はない。
【００６０】次に、表５に示す鋼材を上記と同様に表２
に示す圧延条件で直径３６〜５０ｍｍの棒鋼・線材に圧
延し、その後球状化焼鈍を行った後、焼入れ・焼戻しに
よる硬化処理を行った。組織材質調査結果を表６に示
す。表６と表４の比較例を比較すると本発明例は同一炭
素量の比較例に比較して、鋼材の延性の指標である限界
圧縮率と絞りが顕著に優れており、また変形抵抗やＱＴ
後の硬さに特に問題はない。
に示す圧延条件で直径３６〜５０ｍｍの棒鋼・線材に圧
延し、その後球状化焼鈍を行った後、焼入れ・焼戻しに
よる硬化処理を行った。組織材質調査結果を表６に示
す。表６と表４の比較例を比較すると本発明例は同一炭
素量の比較例に比較して、鋼材の延性の指標である限界
圧縮率と絞りが顕著に優れており、また変形抵抗やＱＴ
後の硬さに特に問題はない。
【００６１】
【表５】
【００６２】
【表６】
【００６３】
【発明の効果】本発明の冷間鍛造用棒線材は、球状化焼
鈍後の冷間鍛造において、従来問題となっていた冷間鍛
造時に発生する鋼材の割れを防止することを可能にした
球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材である。
このため加工度が大きい鍛造部品についても冷間鍛造工
程で製造できるので、生産性の大幅な向上及び省エネル
ギーが達成できるという顕著な効果を奏する。
鈍後の冷間鍛造において、従来問題となっていた冷間鍛
造時に発生する鋼材の割れを防止することを可能にした
球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材である。
このため加工度が大きい鍛造部品についても冷間鍛造工
程で製造できるので、生産性の大幅な向上及び省エネル
ギーが達成できるという顕著な効果を奏する。
【図１】本発明の３６ｍｍφ冷間鍛造用棒鋼の断面位置
（ｍｍ）と硬さ（ＨＶ）との関係を示す図である。
（ｍｍ）と硬さ（ＨＶ）との関係を示す図である。
【図２】棒鋼の（ａ）は表面、（ｂ）は中心の顕微鏡写
真（×４００）である。
真（×４００）である。
【図３】図１の棒鋼を球状化焼鈍した後の棒鋼の（ａ）
は表面、（ｂ）は中心の顕微鏡写真（×４００）であ
る。
は表面、（ｂ）は中心の顕微鏡写真（×４００）であ
る。
【図４】本発明に係る圧延ラインを例示する図である。
【図５】棒線材の表面層と中心部の組織を説明するため
の（ａ）はＣＣＴ曲線を示す図、（ｂ）は冷却−復熱後
の棒線材の断面の組織を示す図である。
の（ａ）はＣＣＴ曲線を示す図、（ｂ）は冷却−復熱後
の棒線材の断面の組織を示す図である。
１ 加熱炉 ２ 熱間圧延機 ３ 温度計 ４ 棒線材 ５ クーリングトラフ ６ 温度計 ７ 表面層 ８ 中心部
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１２年１２月２６日（２０００．１２．
２６）
２６）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】（１） 質量％として、Ｃ：０．１〜０．
６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．
７％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５
〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有
し、Ｐ：０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制
限し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であ
って、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域
のフェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質
的にマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又
は２種以上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５
から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材
半径×０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べて
ＨＶ２０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の
延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．
７％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５
〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有
し、Ｐ：０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制
限し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であ
って、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域
のフェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質
的にマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又
は２種以上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５
から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材
半径×０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べて
ＨＶ２０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の
延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２２】Ｓ：Ｓは、鋼中に不可避的に含有される成
分であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上
及び組織の微細化に寄与するので、本発明おいてはＳ：
０．００１〜０．１５％とした。しかし、Ｓは冷間成形
加工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要と
しない場合には、０．０１５％以下、特に０．０１％以
下に抑制することが好ましい。
分であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上
及び組織の微細化に寄与するので、本発明おいてはＳ：
０．００１〜０．１５％とした。しかし、Ｓは冷間成形
加工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要と
しない場合には、０．０１５％以下、特に０．０１％以
下に抑制することが好ましい。
フロントページの続き (72)発明者 内藤 賢一郎 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社室 蘭製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA05 AA06 AA08 AA11 AA12 AA16 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA26 AA27 AA29 AA31 AA34 AA36 AA39 AA40 BA02 CC02 CC03 CC04
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％として、Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０
５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、Ｐ：
０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制限し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、表
面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェラ
イトの組織面積率が１０％以下で、残部が実質的にマル
テンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以
上からなり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心
までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半径×
０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べてＨＶ２
０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の延性に
優れた冷間鍛造用棒線材。 - 【請求項２】 質量％でさらに、Ｎｉ：３．５％以下、
Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下の１種又は２種以上を
含有することを特徴とする請求項１に記載の球状化焼鈍
後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。 - 【請求項３】 質量％でさらに、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％の１種又は２種を含
有することを特徴とする請求項１又は２に記載の球状化
焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。 - 【請求項４】 質量％でさらに、Ｔｅ：０．０２％以
下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍ
ｇ：０．０３５％以下、Ｙ：０．１％以下、希土類元
素：０．１５％以下の１種又は２種以上を含有すること
を特徴とする請求項１〜３の内のいずれか１つに記載の
球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。 - 【請求項５】 表面から棒線材半径×０．１５の深さま
での領域のオーステナイト結晶粒度が８番以上であるこ
とを特徴とする請求項１〜４の内のいずれか１つに記載
の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。 - 【請求項６】 請求項１〜５の内のいずれか１つに記載
の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最終仕上圧延出
側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃として、仕上圧
延した後、「急冷により表面温度を６００℃以下にし、
その後鋼材の顕熱により表面温度が２００〜７００℃に
なるように復熱させる」工程を少なくとも１回以上施す
ことにより、表面から棒線材半径×０．１５の深さまで
の領域のフェライトの組織面積率が１０％以下で、残部
が実質的にマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの
１種又は２種以上とし、さらに深さが棒線材半径×０．
５から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線
材半径×０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べ
てＨＶ２０以上軟らかい組織とすることを特徴とする球
状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材の製造方
法。 - 【請求項７】 請求項１〜５の内のいずれか１つに記載
の棒線材の球状化焼鈍材であって、表面から棒線材半径
×０．１５の深さまでの領域のＪＩＳ Ｇ３５３９で規
定する球状化組織の程度がＮｏ．２以内であり、さらに
深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の球状化
組織の程度がＮｏ．３以内であることを特徴とする延性
に優れた冷間鍛造用棒線材。 - 【請求項８】 表面から棒線材半径×０．１５の深さま
での領域のフェライト結晶粒度が８番以上であることを
特徴とする請求項７に記載の延性に優れた冷間鍛造用棒
線材。
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| DE60024672T DE60024672T2 (de) | 1999-12-24 | 2000-12-22 | Stab- oder drahtprodukt zur verwendung beim kaltschmieden und herstellungsverfahren dafür |
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