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WO2018008698A1 - 線材、鋼線及び部品 - Google Patents

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WO2018008698A1
WO2018008698A1 PCT/JP2017/024705 JP2017024705W WO2018008698A1 WO 2018008698 A1 WO2018008698 A1 WO 2018008698A1 JP 2017024705 W JP2017024705 W JP 2017024705W WO 2018008698 A1 WO2018008698 A1 WO 2018008698A1
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WO
WIPO (PCT)
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bainite
particle size
less
average
wire
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2017/024705
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English (en)
French (fr)
Inventor
真 小此木
直樹 松井
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 and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to JP2018526423A priority patent/JP6673478B2/ja
Priority to CN201780037106.0A priority patent/CN109312436B/zh
Priority to MX2018015999A priority patent/MX2018015999A/es
Priority to US16/314,122 priority patent/US20200123625A1/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite

Definitions

  • the present invention relates to a wire, a steel wire produced from the wire, and a part having a tensile strength produced from the steel wire of 700 MPa to 1200 MPa.
  • a machine part and a building part are contained in the components used as object in this invention.
  • High-strength mechanical parts having a tensile strength of 700 MPa or more are used for automobiles and various industrial machines for the purpose of reducing weight and size.
  • this type of high-strength mechanical component is sequentially subjected to hot rolling and spheroidizing annealing on a steel material made of alloy steel obtained by adding alloy elements such as Mn, Cr, Mo, and B to carbon steel for mechanical structure. And then softened, and then cold forged or rolled into a predetermined shape, and then subjected to quenching and tempering treatment to impart strength.
  • JP-A-2-166229 discloses that C: 0.03 to 0.20%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.7 to 2.5%, one of V, Nb, and Ti, or A steel containing 2 or more types: 0.05 to 0.30%, B: 0.0005 to 0.0050%, a non-made bainite structure cooled at a cooling rate of 5 ° C / sec or more after wire rolling.
  • a method for manufacturing a tempered machine part is disclosed.
  • JP-A-8-41537 discloses C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 1.0 to 2.0%, S: 0.015. %, Al: 0.01-0.05%, V: 0.05-0.3% steel is heated to a temperature of 900-1150 ° C. and then hot-rolled.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2000-144306 discloses cold forging in which C is 0.40 to 1.0% by mass, the component composition satisfies a specific conditional expression, and the structure is made of pearlite or pseudo-pearlite. Steel for use is disclosed. This steel has a large amount of C and is inferior in cold forgeability as compared with carbon steel for machine structure and alloy steel for machine structure conventionally used for machine parts.
  • the present invention (A) a component having a tensile strength of 700 to 1200 MPa that can be manufactured at low cost; (B) To provide a steel wire capable of omitting the spheroidizing annealing, quenching / tempering treatment, and bluing treatment after cold forging, and a wire rod for producing the steel wire used for the production of the part. , With the goal.
  • the present inventors can perform cold forging even if spheroidizing annealing is omitted, and the tensile strength is 700 MPa or more without performing tempering treatment of quenching and tempering.
  • the relationship between the composition of steel and the structure to obtain high strength parts was investigated.
  • the present invention has been made on the basis of metallurgical findings obtained through such investigations, and the gist thereof is as follows.
  • the above wire material further contains one or two of Cr: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.03%, and V: 0 to 0.10% by mass%.
  • the above steel wire further comprises one or two of Cr: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.03%, V: 0 to 0.10% in mass%.
  • the above component further contains one or two of Cr: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.03%, and V: 0 to 0.10% by mass%.
  • Cr 0 to 0.40%
  • Nb 0 to 0.03%
  • V 0 to 0.10% by mass%.
  • high-strength parts having a tensile strength of 700 to 1200 MPa that contribute to weight reduction and downsizing of machine parts used in automobiles and various industrial machines and construction parts used at construction sites are provided at low cost. can do.
  • the present inventors can perform cold forging even if spheroidizing annealing is omitted, and a tensile strength exceeding 700 MPa without performing tempering treatment of quenching and tempering.
  • the relationship between the composition of steel and the structure for obtaining high strength parts was investigated in detail. And in order to manufacture high-strength parts inexpensively, the present inventors based on the metallurgical knowledge obtained in the investigation, in-line heat treatment using the retained heat at the time of hot rolling of the wire, and the subsequent steel wire A comprehensive study of a series of manufacturing methods up to parts was conducted, and the following conclusions were reached.
  • a steel wire that has been strengthened by wire drawing and cold forging is inferior in workability, has high deformation resistance, and is susceptible to work cracking.
  • the structure is mainly composed of bainite, the block particle size of the surface layer is made fine, and the average particle size of cementite dispersed in bainite is 0. It is effective to set the thickness to 1 ⁇ m or less.
  • Such a steel wire that can be cold forged even if spheroidizing annealing is omitted, and that is a material for obtaining a high-strength part without performing tempering treatment of quenching and tempering, It is effective to have a microstructure with the above characteristics at the stage of steel wire, and to process this into a part without performing heat treatment before processing.
  • the present invention is advantageous.
  • the component of the present invention is a bainite-based material composed of a predetermined average block particle size and cementite particle size by immersing a steel material having an adjusted composition in a molten salt bath using residual heat during hot rolling. It is manufactured by a series of manufacturing methods in which a wire is drawn at a specific temperature at room temperature, a high-strength bainite is adjusted, and molded into a part.
  • parts having a tensile strength of 700 to 1200 MPa can be manufactured at low cost.
  • Component composition Wires for parts having a tensile strength of 700 to 1200 MPa according to the present embodiment, and steel wires (hereinafter sometimes simply referred to as “wires” and “steel wires”, respectively), and parts according to the present embodiment (
  • the composition of the component (sometimes simply referred to as “component”) will be described.
  • the steel wire according to the present embodiment is obtained by drawing the wire according to the present embodiment.
  • the component which concerns on this embodiment is obtained by cold forging the steel wire which concerns on this embodiment, or cold forging and rolling. Wire drawing, cold forging, and rolling do not affect the composition of the steel. Therefore, the description regarding the component composition described below applies to any of wire, steel wire, and parts.
  • “%” means “mass%”.
  • the balance of the component composition is Fe and inevitable impurities.
  • C 0.15-0.30%
  • C is an element necessary for ensuring tensile strength.
  • the C content is less than 0.15%, it is difficult to obtain a tensile strength of 700 MPa or more.
  • the C content is 0.20% or more.
  • the C content exceeds 0.30%, the cold forgeability deteriorates.
  • it is 0.25% or less.
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Si is a deoxidizing element and is an element that increases the tensile strength by solid solution strengthening.
  • the Si content is less than 0.05%, the effect of addition is not sufficiently exhibited.
  • the Si content is 0.15% or more.
  • the Si content is more than 0.50%, the effect of addition is saturated, the ductility during hot rolling is deteriorated, and soot is easily generated.
  • a preferable Si content is 0.30% or less.
  • Mn 0.50 to 1.50%
  • Mn is an element that increases the tensile strength of steel.
  • the Mn content is less than 0.50%, the effect of addition is not sufficiently exhibited.
  • the Mn content is 0.70% or more.
  • the Mn content is more than 1.50%, the effect of addition is saturated, and the transformation completion time in the isothermal transformation treatment of the wire becomes long, and the productivity is deteriorated.
  • a preferable Mn content is 1.30% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that segregates at a grain boundary and deteriorates cold workability.
  • a preferable P content is 0.015% or less. Since the wire, the steel wire, and the component according to the present embodiment do not need to contain P, the lower limit value of the P content is 0%.
  • S 0.030% or less S, like P, is an element that segregates at the grain boundaries and degrades the cold workability. When the S content exceeds 0.030%, the cold workability is significantly deteriorated.
  • a preferable S content is 0.015% or less, more preferably 0.010% or less. Since the wire, the steel wire, and the fixture which concern on this embodiment do not need to contain S, the lower limit of S content is 0%.
  • Al 0.005 to 0.060%
  • Al is a deoxidizing element and an element that forms AlN that functions as pinning particles. AlN refines crystal grains, thereby improving cold workability.
  • Al is an element having an action of reducing solid solution N and suppressing dynamic strain aging.
  • a preferable Al content is 0.020% or more.
  • the Al content is more than 0.060%, the above effect is saturated and wrinkles are likely to occur during hot rolling.
  • a preferable Al content is 0.050% or less.
  • Ti 0.005 to 0.030%
  • Ti is a deoxidizing element, and is an element that forms TiN and has an action of suppressing solid strain aging by reducing solid solution N.
  • a preferable Ti content is 0.010% or more.
  • the Ti content is more than 0.030%, the above effects are saturated and wrinkles are likely to occur during hot rolling.
  • a preferable Ti content is 0.025% or less.
  • B 0.0003 to 0.0050% B has the effect of suppressing grain boundary ferrite and improving cold workability, and the effect of promoting bainite transformation and improving strength. If it is less than 0.0003%, the effect is insufficient, and if it exceeds 0.0050%, the effect is saturated.
  • N 0.0010 to 0.0100%
  • N is an element that may deteriorate cold workability due to dynamic strain aging. In order to avoid such adverse effects, the N content is set to 0.0100% or less. N also has the effect of increasing the cold workability by forming AlN or TiN to reduce the crystal grain size. For this reason, the lower limit was made 0.0010%. A preferable N content is 0.0020 to 0.0040%.
  • one or two of Cr: 0.01 to 0.40%, Nb: 0 to 0.03%, and V: 0 to 0.10% may be contained.
  • the content of Cr, Nb and V is arbitrary and may be 0%.
  • Cr has the effect of increasing the tensile strength of the steel
  • Nb and V have the effect of reducing the solid solution N to suppress dynamic strain aging, and the effect of increasing the strength by promoting bainite transformation.
  • Cr 0.01-0.40% Cr is an element that increases the tensile strength of steel.
  • the Cr content is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained sufficiently.
  • the Cr content is more than 0.40%, martensite is liable to occur, thereby deteriorating the wire drawing workability and the cold forgeability.
  • a preferable content of Cr is 0.03 to 0.30%.
  • Nb 0 to 0.03%
  • Nb is an element which has the effect
  • the Nb content is preferably 0.025% or less.
  • V 0 to 0.10%
  • V is an element that has the function of forming VN, reducing solid solution N, and suppressing dynamic strain aging.
  • V content exceeds 0.10%, the above-described effects are saturated and wrinkles are likely to occur during hot rolling.
  • a preferable V content is 0.05% or less.
  • O 0 to 0.0030% or less O is present as an oxide such as Al and Ti in wire rods, steel wires, and parts (for example, machine parts). When the O content exceeds 0.0030%, coarse oxides are generated in the steel, and fatigue failure is likely to occur.
  • a preferable O content is 0.0020% or less. The lower limit of the O content is 0%.
  • the remainder of a component composition is Fe and an unavoidable impurity.
  • the inevitable impurities are components that are included in raw materials or mixed in during the manufacturing process, and are components that are not intentionally included in steel.
  • Inevitable impurities are specifically Sb, Sn, W, Co, As, Mg, Pb, Bi, and H.
  • Sb, Sn, W, Co, As, Mg, Pb, Bi, and H are 0.010%, 0.10%, 0.50%, 0, respectively, for realizing the effects of the present application. It is acceptable to include up to .50%, 0.010%, 0.010%, 0.10%, 0.10%, and 0.0010%.
  • the steel wire according to the present embodiment is obtained by drawing the wire according to the present embodiment, and the component according to the present embodiment is obtained by cold forging the steel wire according to the present embodiment, or cold forging. And obtained by rolling.
  • the effect of cold forging and rolling on the metal structure of the part is small. This is because the amount of processing that cold forging and rolling exert on parts is small.
  • the metal structures of the wire, the steel wire, and the component according to the present embodiment include bainite having an area ratio of 90% or more. In this embodiment, as shown in FIG.
  • 1, bainite is obtained by etching a cross section (cross section perpendicular to the axis of a steel material (steel wire)) of an object (wire material, steel wire or component) with nital, When a position of a predetermined depth from the surface layer of the object (for example, a depth of 0.25 times the diameter from the surface layer) is photographed with a scanning electron microscope (SEM), acicular or granular cementite is dispersed. It is a recognized organization.
  • SEM scanning electron microscope
  • the bainite area ratio of the wire, steel wire, and parts is determined by the following procedure. That is, first, the cross section of the object is etched with nital to reveal the structure. Next, assuming that the diameter of the object is D, the four positions determined by rotating every 90 ° about the longitudinal axis of the symmetrical object at a depth position of 50 ⁇ m from the surface layer of the object. And four locations determined by rotating the object about 90 ° around the axis at a depth position of 0.25D, and the center part of the axis (the depth from the surface layer is A total of nine locations are identified, including one location determined to a depth position of 0.5D.
  • tissue photographs at a magnification of 1000 times are taken using SEM at these nine locations.
  • the non-bainite (ferrite, pearlite, and martensite structures) in the photographed structure photograph is visually marked, and the area of each structure is obtained by image analysis.
  • the bainite-containing region can be obtained by subtracting the non-bainite region from the entire observation field.
  • the area ratio of this region is defined as the area ratio of bainite.
  • this operation measures and calculates about at least 2 samples, calculates
  • bainite may be difficult to distinguish from the SEM micrograph.
  • KAM method is a pixel of the first approximation that is six adjacent hexagonal pixels in the measurement data, the second approximation that is 12 outside the pixel, or the third approximation that is 18 outside the pixel. This is a method of performing calculation for each pixel by averaging the azimuth differences between them and setting the value as the value of the center pixel. By performing this calculation so as not to cross the grain boundary, a map expressing the orientation change in the grain can be created.
  • the condition for calculating the azimuth difference between adjacent pixels is the third approximation, and the one whose azimuth difference is 5 ° or less is displayed, of which the grains whose azimuth difference exceeds 1 ° are displayed. It shall be bainite.
  • the steel wire may be contained in the steel wire, but as long as the area ratio of bainite in the steel wire is 90% or more, inclusion of a metal structure other than bainite is acceptable. Is done.
  • the area ratio of the bainite of the steel wire is less than 90%, the strength (tensile strength, hardness, etc.) of the steel wire becomes non-uniform, so that cracking is likely to occur during cold working of parts. .
  • the upper limit of the area ratio of the bainite of a steel wire is 100%.
  • the average block particle size of the bainite wire is 15 ⁇ m or less
  • the average block particle size of bainite measured in a cross section is 15 ⁇ m or less.
  • the cross section means a plane perpendicular to the axial direction of the wire.
  • the average aspect ratio R of the bainite block grains measured in the longitudinal section of the steel wire is 1.2 to 2.0 at the surface layer position of the steel wire.
  • the longitudinal section means a plane that is parallel to the axial direction of the wire and includes the central axis.
  • the average aspect ratio R of the bainite block grains of the steel wire and parts is determined as follows. First, a bainite block grain boundary is determined using EBSD with respect to the longitudinal section of a steel wire. At this time, in each of the two regions of 100 ⁇ m in the direction of the steel wire central axis and 500 ⁇ m in the direction of the steel wire central axis from each surface on both sides of the longitudinal section, the measurement step is set to 0.3 ⁇ m at each measurement point in the region. The crystal orientation of bcc-Fe was measured, and a boundary having an orientation difference of 15 degrees or more is defined as a bainite block boundary. And the area
  • a map of bainite block grains is obtained in a total of two regions on both sides of one longitudinal section. This is done on 4 samples to obtain a map of bainite block grains in a total of 8 regions. From the obtained map of bainite block grains, 10 bainite block grains are selected in order from the largest equivalent circle diameter. The aspect ratio of the block grains is measured for the selected 10 bainite block grains, and finally, the average value thereof is calculated as the average aspect ratio R of the bainite block grains.
  • the average block particle size of the surface layer bainite measured in the cross section is (15 / R) ⁇ m or less.
  • the cross section means a plane perpendicular to the axial direction of the steel wire.
  • the average block particle size of bainite in the surface layer of the wire (the same applies to steel wires and parts) is determined as follows. First, in the cross section of the wire, a region extending 500 ⁇ m in the circumferential direction with a width of 500 ⁇ m from the surface layer in the central axis direction is determined, and four regions obtained by rotating this region every 90 ° around the central axis are determined. Identify. And about these four area
  • the average block particle size of the bainite of the part is (15 / R) ⁇ m or less
  • the average block particle size of the surface layer bainite measured in the cross section is (15 / R) ⁇ m or less.
  • the cross section means a plane perpendicular to the axial direction of the component.
  • the ratio of the average block particle size of bainite in the surface layer measured in the cross section and the average block particle size of bainite in the center portion measured in the cross section is 1.0. Is less than. When the ratio exceeds 1.0, the cold forgeability of the steel wire deteriorates and the yield strength ratio of the parts deteriorates.
  • the average block particle size of bainite at the center of the wire is determined as follows. First, an area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m centering on the central axis is determined in the cross section of the wire, and the block particle diameter is measured with an EBSD apparatus in this area. Next, after the same measurement was performed on three different cross sections, the block particle diameters of the four samples were averaged to obtain the average block particle diameter of bainite at the center of the wire (the same applies to steel wires and parts).
  • the ratio between the block particle size of the surface layer and the block particle size of the central portion is obtained by (average block particle size of bainite in the surface layer) / (average block particle size of bainite in the central portion).
  • the average particle size of cementite dispersed in bainite is 0.1 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of cementite exceeds 0.1 ⁇ m, the cold forgeability of the steel wire deteriorates. Further, the yield strength ratio of the parts is lowered, and for example, the permanent elongation when used as a machine part is deteriorated.
  • the average particle size of cementite in bainite is determined by the following procedure. First, the cross-section of the object (wire, steel wire or part) is etched using picral to reveal the structure. Next, assuming that the diameter of the object is D, the four positions determined by rotating every 90 ° about the longitudinal axis of the symmetrical object at a depth position of 50 ⁇ m from the surface layer of the object. And four locations determined by rotating the object about 90 ° around the axis at a depth position of 0.25D, and the center part of the axis (the depth from the surface layer is A total of nine locations are identified, including one location determined to a depth position of 0.5D.
  • tissue photographs at a magnification of 20000 times are taken at these nine locations using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the limit compression rate of steel wire is 80% or more
  • the steel wire obtained as described above exhibits good cold workability.
  • the critical compression ratio is used as an index indicating the cold workability.
  • the critical compression ratio is a sample whose height is 1.5 times the diameter from a steel wire after wire drawing by machining, and concentric grooves are formed on the end surface of this sample. When compressing in the axial direction using the attached mold, it means the maximum compression ratio at which no cracks occur.
  • the compression ratio is ((H ⁇ H1) /) where H is the height before drawing (axial dimension) before drawing, and H1 is the height after drawing (axial dimension) after drawing. H) A value indicated by x100.
  • the critical compression ratio can be 80% or more, and excellent cold workability can be realized.
  • the component composition is mass%, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.50%, P: 0.030% or less S: 0.030% or less, Al: 0.005-0.060%, Ti: 0.005-0.030%, B: 0.0003-0.0050%, N: 0.001-0. 010%, optionally containing one or two of Cr: 0 to 0.40%, Nb: 0 to 0.03%, V: 0 to 0.10%, the balance
  • a steel slab comprising Fe and impurities is prepared. The steel slab is heated to 1000 to 1150 ° C.
  • the wire at 800 to 950 ° C. is cooled to 600 ° C. at an average cooling rate of 40 ° C./s or higher, and then cooled to 480 ° C. at an average cooling rate of 25 ° C./s or higher. Thereafter, the wire is held at a temperature range of 400 to 480 ° C. for 15 seconds or more (first constant temperature hold), and further immersed in a temperature range of 530 to 600 ° C. for 25 seconds or more to hold a constant temperature (second constant temperature). Hold). Finally, the wire is cooled with water.
  • the two-stage cooling after the finish rolling and the first constant temperature holding are performed by immersing the wire in a molten salt at 400 to 480 ° C. in the first molten salt bath.
  • the second constant temperature holding is performed by immersing the wire in a molten salt at 530 to 600 ° C. in the second molten salt bath.
  • the cooling of the wire at 800 to 950 ° C. is performed in two stages of cooling to 600 ° C. and cooling to 600 ° C. to 480 ° C. .
  • the average block particle size of bainite can be controlled to 15 ⁇ m or less by setting the cooling rate to 25 ° C./s or more.
  • the molten salt bath temperature in the first molten salt bath is set to 400 to 480 ° C.
  • the immersion time is set to 15 to 50 s.
  • the molten salt bath temperature in the second molten salt bath can be set to 530 to 600 ° C.
  • the immersion time can be set to 25 to 80 s.
  • the steel wire according to the present embodiment can be manufactured by the following method as an example. That is, the wire manufactured by the above method is drawn at a total area reduction of 10 to 55%.
  • the total area reduction ratio of 10 to 55% in the wire drawing process may be achieved by a single wire drawing process or may be achieved by a plurality of wire drawing processes.
  • the steel wire according to the present embodiment is obtained.
  • the parts (machine parts, building parts, etc.) of this embodiment can be manufactured by the following method as an example. That is, the above steel wire is processed into various parts by cold forging or by cold forging and rolling to obtain a part having a tensile strength of 700 to 1200 MPa.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a tensile test piece is taken from the shaft portion of each part, a tensile test is performed, and the tensile strength and the 0.2% proof stress are measured, and then the proof stress ratio (0.2% proof stress / tensile strength) is 0. .90 parts or more were judged to have good yield strength ratio.
  • levels 1 to 7 and levels 14 to 20 are invention examples, and levels 8 to 13 and levels 21 to 28 are comparative examples.
  • level 10 is an example of manufacturing by immersing in a boiling water tank without performing isothermal transformation after hot rolling.
  • Level 11 is an example of manufacturing by cooling with air cooling without performing a constant temperature transformation treatment after hot rolling.
  • Level 13 is an example in which the hot-rolled wire was once cooled to room temperature, reheated to 1000 ° C., and immersed in one tank of molten salt.
  • Table 3 shows the results relating to the structure of the wire
  • Table 4 shows the results relating to the structure of the steel wire
  • Table 5 shows the results relating to the cold forgeability of the steel wire and the characteristics of the parts.
  • a part having a tensile strength of 700 to 1200 MPa that can be manufactured at low cost can be obtained, and spheroidizing annealing, quenching and tempering used for manufacturing the part can be obtained.

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Abstract

球状化焼鈍や焼入れ・焼戻しの熱処理工程の省略が可能な線材等を提供する。所定の化学組成を有し、面積率で金属組織の９０％以上がベイナイトであり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が１５μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径の比が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である。

Description

線材、鋼線及び部品
　本発明は、線材、当該線材により製造される鋼線、及び当該鋼線により製造される引張強さが７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の部品に関する。なお、本発明で対象となる部品には、機械部品や建築部品が含まれる。
　自動車や各種産業機械は、軽量化や小型化を目的に、７００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度機械部品が使用されている。従来、この種の高強度機械部品は、機械構造用炭素鋼にＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＢなどの合金元素を添加した合金鋼からなる鋼材に対して熱間圧延、球状化焼鈍を順次施して軟質化し、次いで冷間鍛造や転造を施して所定形状とし、その後焼入れ・焼戻し処理を施して強度を付与することにより製造されている。
　しかしながら、このような鋼材は、合金元素の含有量が多いために鋼材価格が高くなり、また、部品形状とする前の球状化焼鈍や、成形後の焼入れ・焼戻し処理を必要とするために製造コストが嵩む。
　このような事情から、球状化焼鈍や焼入れ・焼戻し処理を省略し、急速冷却や時効処理を行って強度を高めた線材に伸線加工を施し、所定の強度を付与する技術が知られている。この技術は機械部品等に利用され、この技術を用いて製造した機械部品等は非調質機械部品と呼ばれている。
　特開平２－１６６２２９号公報には、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．７～２．５％、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉのうち１種もしくは２種以上の合計：０．０５～０．３０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有する鋼を、線材圧延後に５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却したベイナイト組織からなる非調質機械部品の製造方法が開示されている。
　また、特開平８－４１５３７号公報には、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｖ：０．０５～０．３％を含有する鋼を、９００～１１５０℃の温度に加熱後熱間圧延を行ない、仕上げ圧延の後８００℃から５００℃までの温度域を２℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却することにより、フェライト＋ベイナイト組織としたのち、５５０～７００℃の温度範囲で焼きなましを行う高強度機械部品の製造方法が開示されている。
　しかしながら、これらの製造方法では、冷却速度や冷却終了温度の厳格な制御が必要であり、製造方法が複雑で製造コストが嵩む。また、組織が不均一となり、冷間鍛造性が劣化する場合がある。
　これに対し、特開２０００－１４４３０６号公報には、Ｃが０．４０～１．０質量％で、且つ、成分組成が特定の条件式を満たし、組織がパーライトや疑似パーライトからなる冷間鍛造用鋼が開示されている。この鋼は、Ｃ量が多く、従来、機械部品に用いている機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼と比較して、冷間鍛造性が劣る。
　以上のように、従来技術による非調質線材では、安価な製造方法で良好な冷間鍛造性を有する機械部品や、当該部品を製造するための鋼線及び線材が得られていない。特に、球状化焼鈍や焼入れ・焼戻し処理等を省略した従来技術については、組織が不均一となって優れた冷間鍛造性を得ることができないことから、これらの処理を省略したとしても、優れた機械的特性を実現することが可能な部品の開発については、改良の余地があった。
　本発明は、従来技術における上記課題に鑑み、
（ａ）安価に製造することが可能な、引張強さが７００～１２００ＭＰａの部品、
（ｂ）当該部品の製造に用いる、球状化焼鈍や焼入れ・焼戻し処理、及び冷間鍛造後のブルーイング処理の省略が可能な鋼線、及びその鋼線を製造するための線材を提供すること、
を目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するため、球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造が可能であり、かつ、焼入れ・焼戻しの調質処理を行わなくても、引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度部品を得るための鋼材の成分組成と組織の関係を調査した。本発明は、このような調査で得た冶金的知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる線材であって、面積率で金属組織の９０％以上がベイナイトであり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が１５μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径の比である、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）の値が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である、ことを特徴とする線材。
　（２）上記線材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％、のうちの１種又は２種を含有する、上記（１）に記載の線材。
　（３）質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる伸線加工された鋼線であって、面積率で金属組織の９０％以上がベイナイトであり、鋼線の表層において、縦断面で測定したベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒが１．２～２．０であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径の比である、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）の値が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である、ことを特徴とする鋼線。
　（４）上記鋼線が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％、のうちの１種又は２種を含有する、上記（３）に記載の鋼線。
　（５）限界圧縮率が８０％以上である、上記（３）又は（４）に記載の鋼線。
　（６）質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる部品であって、面積率で金属組織の９０％以上がベイナイトであり、部品の表層において、縦断面で測定したベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒが１．２～２．０であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径の比である、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）の値が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である、ことを特徴とする部品。
　（７）上記部品が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％、のうちの１種又は２種を含有する、上記（６）に記載の部品。
　本発明によれば、自動車及び各種産業機械等に用いる機械部品、並びに建設現場で用いられる建築部品の軽量化や小型化に寄与する、引張強さが７００～１２００ＭＰａの高強度部品を安価に提供することができる。
本実施形態に係る線材及び鋼線、並びに本実施形態に係る部品、の金属組織を示すＳＥＭ写真である。
　本発明者らは、前述したように、球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造が可能であり、かつ、焼入れ・焼戻しの調質処理を行わなくても、引張強さが７００ＭＰａを超える高強度部品を得るための鋼材の成分組成と組織の関係を詳細に調査した。そして、本発明者らは、高強度部品を安価に製造するため、調査で得た冶金的知見に基づいて、線材の熱間圧延時の保有熱を利用したインライン熱処理、及び、その後の鋼線、部品までの一連の製造方法について、総合的な検討を進め、以下の結論に達した。
　（ａ）伸線加工と冷間鍛造により高強度化した鋼線は、加工性が劣り、変形抵抗が高く、かつ加工割れが発生し易い。
　（ｂ）高強度鋼線の加工性を向上させるためには、ベイナイトを主体とした組織にして、表層のブロック粒径を微細にすること、かつベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径を０．１μｍ以下とすることが有効である。
　（ｃ）即ち、ベイナイトの面積率を９０％以上として、縦断面で測定したベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比をＲとしたとき、横断面で測定した表層のベイナイトのブロック粒径の平均値を（１５／Ｒ）μｍ以下とし、表層のベイナイトの平均ブロック粒径と線材内部のベイナイトの平均ブロックの粒径との比を１．０未満とすると、冷間加工性を著しく高めることができる。
　（ｄ）さらに、上記（ｂ）及び（ｃ）の組織とすることで、部品に成形した後に、ブルーイング処理を省略しても、耐力比を高くすることができる。
　このように、鋼材の成分組成と組織を改良することにより、焼入れ・焼戻し処理を省略しても高強度化することができ、かつ、冷間鍛造性を向上させることが可能となった。
　このような、球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造が可能であり、かつ、焼入れ・焼戻しの調質処理を行わなくても高強度となる部品を得るための素材となる鋼線は、鋼線の段階で、既に、上記特徴のミクロ組織を有するものとし、これを加工前の熱処理を行わずに部品に加工することが有効である。
　この場合、球状化焼鈍を行って軟質化する従来の製造方法に比べれば、冷間加工性は劣化するが、球状化焼鈍費用と加工後の焼入れ・焼戻し費用を削減できるので、コスト面において、本発明が有利である。
　さらに、鋼線の素材となる線材の製造方法については、熱間圧延時の残熱を利用して、圧延後直ちに、溶融塩浴に浸漬することで、合金元素を多量添加しなくても、上述の組織の鋼材を得ることができる。
　即ち、本発明の部品は、成分組成を調整した鋼材を、熱間圧延時の残熱を利用して溶融塩浴に浸漬して、所定の平均ブロック粒径とセメンタイト粒径からなるベイナイト主体の線材とし、これを室温で特定の条件にて伸線加工して、高強度のベイナイトの調整を行い、部品に成形する一連の製造方法によって製造される。
　それ故、本発明は、引張強さ７００～１２００ＭＰａの部品を安価に製造できる。
　（成分組成）
　本実施形態に係る引張強さが７００～１２００ＭＰａである部品用の線材、及び鋼線（以下、それぞれ単に「線材」、「鋼線」と称する場合がある）、並びに本実施形態に係る部品（以下、単に「部品」と称する場合がある）の成分組成について説明する。本実施形態に係る鋼線は、本実施形態に係る線材を伸線加工することによって得られる。また、本実施形態に係る部品は、本実施形態に係る鋼線を冷間鍛造すること、又は冷間鍛造及び転造することによって得られる。伸線加工、冷間鍛造、及び転造は、鋼の成分組成に影響を及ぼさない。従って、以下に述べる成分組成に関する説明は、線材、鋼線、及び部品のいずれにも該当する。以下の説明において、「％」は「質量％」を意味する。なお、成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　Ｃ：０．１５～０．３０％
　Ｃは、引張強さを確保するのに必要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満である場合、７００ＭＰａ以上の引張強さを得ることが困難である。好ましくは、Ｃ含有量が０．２０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％超である場合、冷間鍛造性が劣化する。好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化により引張強さを高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満である場合、添加効果が十分に発現しない。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％超である場合、添加効果が飽和するとともに、熱間圧延時の延性が劣化して、疵が発生し易くなる。好ましいＳｉ含有量は０．３０％以下である。
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％
　Ｍｎは、鋼の引張強さを高める元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満である場合、添加効果が十分に発現しない。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．７０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％超である場合、添加効果が飽和するとともに、線材の恒温変態処理の際の変態完了時間が長くなり、製造性が劣化する。好ましいＭｎ含有量は１．３０％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、結晶粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる元素である。Ｐ含有量が０．０３０％超の場合、冷間加工性の劣化が顕著となる。好ましいＰ含有量は０．０１５％以下である。本実施形態に係る線材、鋼線、及び部品はＰを含有する必要がないので、Ｐ含有量の下限値は０％である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、結晶粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０３０％超の場合に、冷間加工性の劣化が顕著となる。好ましいＳ含有量は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。本実施形態に係る線材、鋼線、及び備品はＳを含有する必要がないので、Ｓ含有量の下限値は０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　Ａｌは、脱酸元素であり、また、ピン止め粒子として機能するＡｌＮを形成する元素である。ＡｌＮは結晶粒を細粒化し、これにより冷間加工性を高める。また、Ａｌは、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満である場合、上述の効果が得られない。好ましいＡｌ含有量は０．０２０％以上である。Ａｌ含有量が０．０６０％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。好ましいＡｌ含有量は０．０５０％以下である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
　Ｔｉは、脱酸元素であり、また、ＴｉＮを形成し、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用を有する元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満である場合、上述の効果が得られない。好ましいＴｉ含有量は０．０１０％以上である。Ｔｉ含有量が０．０３０％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。好ましいＴｉ含有量は０．０２５％以下である。
　Ｂ：０．０００３～０．００５０％
　Ｂは粒界フェライトを抑制し、冷間加工性を向上させる効果や、ベイナイト変態を促進し強度を向上させる効果がある。０．０００３％未満では効果が不十分で、０．００５０％を超えると効果が飽和する。
　Ｎ：０．００１０～０．０１００％
　Ｎは、動的歪み時効により冷間加工性を劣化させることがある元素である。このような悪影響を回避するために、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。またＮは、ＡｌＮやＴｉＮを形成して結晶粒径を微細化し、冷間加工性を高める効果がある。このため、下限を０．００１０％とした。好ましいＮの含有量は０．００２０～０．００４０％である。
　本発明では、Ｃｒ：０．０１～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％の１種又は２種を含有してもよい。Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有は任意であり０％でもよい。Ｃｒは鋼の引張強さを高める効果があり、Ｎｂ、及びＶは、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する効果や、ベイナイト変態を促進して強度を高める効果がある。
　Ｃｒ：０．０１～０．４０％
　Ｃｒは、鋼の引張強さを高める元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満である場合、上述の効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．４０％超である場合、マルテンサイトが生じ易くなり、これにより伸線加工性や冷間鍛造性が劣化する。Ｃｒの好ましい含有量は０．０３～０．３０％である。
　Ｎｂ：０～０．０３％
　Ｎｂは、ＮｂＮを形成し、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用を有する元素である。Ｎｂ含有量が０．０３％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０２５％以下である。
　Ｖ：０～０．１０％
　Ｖは、ＶＮを形成し、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用を有する元素である。Ｖ含有量が０．１０％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。好ましいＶ含有量は０．０５％以下である。
　Ｏ：０～０．００３０％以下
　Ｏは、線材、鋼線、及び部品（例えば機械部品）中に、Ａｌ及びＴｉ等の酸化物として存在する。Ｏ含有量が０．００３０％を超える場合、粗大な酸化物が鋼中に生成して、疲労破壊が生じ易い。好ましいＯ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の下限値は０％である。
　以上、本実施形態に係る線材、鋼線及び部品の成分組成について説明したが、成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物とは、原材料に含まれる、或いは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分をいう。また、不可避的不純物とは、具体的には、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。なお、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨは、それぞれ、本願の効果を実現する上で、それぞれ０．０１０％、０．１０％、０．５０％、０．５０％、０．０１０％、０．０１０％、０．１０％、０．１０％、及び０．００１０％まで含むことを許容できる。
　次に、本実施形態に係る線材及び鋼線、並びに本実施形態に係る部品、の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼線は本実施形態に係る線材を伸線加工することによって得られ、本実施形態に係る部品は本実施形態に係る鋼線を冷間鍛造することによって、又は冷間鍛造及び転造することによって得られる。部品の金属組織に冷間鍛造及び転造が及ぼす影響は小さい。部品に対する、冷間鍛造及び転造が及ぼす加工の量は小さいからである。
　（ベイナイトの面積率：９０％以上）
　金属組織のベイナイト面積率に及ぼす、伸線加工、冷間鍛造及び転造の影響は小さいため、以下の説明は、線材、鋼線及び部品のいずれにも該当する。本実施形態に係る線材、鋼線及び部品の金属組織は、面積率で９０％以上のベイナイトを含む。本実施形態において、ベイナイトとは、図１に示すように、対象物（線材、鋼線又は部品）の横断面（鋼材（鋼線）の軸と直交する断面）をナイタールでエッチングした後、当該対象物の表層から所定の深さ（例えば表層から直径の０．２５倍の深さ）の位置を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した場合に、針状又は粒状のセメンタイトが分散していると認識される組織である。
　本実施形態において、線材、鋼線及び部品のベイナイト面積率は以下の手順により決定する。即ち、まず、対象物の横断面をナイタールでエッチングして組織を現出させる。次に、対象物の直径をＤとした場合に、当該対象物の表層からの深さが５０μｍの深さ位置において対称物の長手方向軸を中心に９０°おきに回転させて決定した４箇所と、当該対象物の表層からの深さが０．２５Ｄの深さ位置において上記軸を中心に９０°おきに回転させて決定した４箇所と、上記軸の中心部（表層からの深さが０．５Ｄの深さ位置）に決定した１箇所と、の計９箇所を特定する。そしてこれら９箇所についてＳＥＭを用いて倍率１０００倍の組織写真を撮影する。さらに、撮影された組織写真中の非ベイナイト（フェライト、パーライト及びマルテンサイトの各組織）を目視でマーキングし、各組織の領域を画像解析により求める。その結果、ベイナイトを含む領域は、観察視野全体から非ベイナイトの領域を減じることにより求められる。この領域の面積率をベイナイトの面積率とする。なお、この操作は少なくとも２個のサンプルについて測定、算出し、それらの平均値を求め、当該平均値を本実施形態におけるベイナイト面積率とする。
　但し、ベイナイトはＳＥＭによる組織写真からは判別しにくい場合がある。その場合は、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いてＫＡＭ法（Kernel Average Misorientation）により判別する。ＫＡＭ法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個である第一近似、その外側の１２個である第二近似、又はさらにその外側の１８個である第三近似、のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を、各ピクセルについて行う方法である。この計算を、粒界を越えないように実施することで、粒内の方位変化を表現するマップを作成することができる。ベイナイトは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトと比べて転位密度が大きく粒内の歪が大きいため、結晶方位の粒内差が大きい。従って、本実施形態における解析では、隣接するピクセル間の方位差を計算する条件は第三近似とし、この方位差が５°以下となるものを表示し、そのうち方位差が１°超の粒をベイナイトとする。
　このようなベイナイトの判別方法を前提に、本実施形態においては、線材のベイナイトの面積率が９０％未満である場合、この線材を伸線加工して得られる鋼線や、鋼線を冷間鍛造して得られる部品のベイナイトの面積率が９０％未満となる。この場合、部品の耐力比（＝０．２％耐力／引張強度）強度が低下し、例えば機械部品として使用する際の永久伸びが劣化する。ベイナイトの他に、パーライト、初析フェライト、及びマルテンサイト等が鋼線に含まれる場合があるが、鋼線のベイナイトの面積率が９０％以上である限り、ベイナイト以外の金属組織の含有は許容される。なお、鋼線のベイナイトの面積率が９０％を下回る場合、鋼線の強度（引張強さ及び硬度等）が不均一になるので、部品への冷間加工の際に割れが発生し易くなる。なお、鋼線にはベイナイト以外の金属組織が含まれないことが望ましいので、鋼線のベイナイトの面積率の上限値は１００％である。
　（線材のベイナイトの平均ブロック粒径が１５μｍ以下）
　本実施形態に係る線材においては、横断面で測定したベイナイトの平均ブロック粒径が１５μｍ以下である。ここで、横断面とは、線材の軸方向に垂直な面を意味する。線材の横断面で測定したベイナイトの平均ブロック粒径が１５μｍを超える場合、伸線加工後の鋼線の延性が低くなり、これにより鋼線の冷間加工性が低下する。さらに、この鋼線を冷間加工して得られる部品のベイナイトの平均ブロック粒径が粗大化する。ベイナイトの平均ブロック粒径が粗大化した場合、耐力比が低下する。なお、線材のベイナイトの平均ブロック粒径は、小さい方が好ましいので、その下限値を規定する必要はない。
　（鋼線及び部品の、ベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒが１．２～２．０）
　本実施形態に係る鋼線及び部品では、鋼線の表層の位置において、鋼線の縦断面で測定したベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒが１．２～２．０である。ここで、縦断面とは、線材の軸方向に平行で、かつ中心軸を含む面を意味する。ベイナイトブロックの平均アスペクト比が１．２未満では、鋼線を冷間鍛造して製造した部品の耐水素脆化特性が劣化する。また、平均アスペクト比が２．０を超えると、耐力比が低下し、部品として使用する際に永久のびが劣化する。
　本実施形態では、鋼線及び部品の、ベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒは、次のように決定する。まず、鋼線の縦断面に対し、ＥＢＳＤを用いてベイナイトブロック粒界を決定する。この時、縦断面の両側の各表面から鋼線中心軸の方向に１００μｍ、鋼線中心軸の方向に５００μｍの２つの領域のそれぞれにおいて、測定ステップを０．３μｍとして領域内の各測定点でのｂｃｃ－Ｆｅの結晶方位を測定し、方位差が１５度以上の境界をベイナイトブロック境界と定義する。そして、この境界に囲まれた領域をベイナイトブロック粒とする。このようにひとつの縦断面においてその両側で計２つの領域においてベイナイトブロック粒のマップを得る。これを４つのサンプルにおいて行って、計８つの領域においてベイナイトブロック粒のマップを得る。得られたベイナイトブロック粒のマップから円相当径が最大のものから順に１０個のベイナイトブロック粒を選定する。選定された１０個のベイナイトブロック粒についてブロック粒のアスペクト比を測定し、最後にそれらの平均値を算出してベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒとする。
　（鋼線のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下）
　本実施形態に係る鋼線では、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下である。ここで、横断面とは、鋼線の軸方向に垂直な面を意味する。鋼線の横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍを超える場合、鋼線の延性が低くなり、これにより鋼線の冷間加工性が低下する。さらに、この鋼線を冷間加工して得られる部品のベイナイトの平均ブロック粒径が粗大化し、耐力が低下する。なお、鋼線の表層部におけるベイナイトの平均ブロック粒径は、小さい方が好ましいので、その下限値を規定する必要はない。
　本実施形態では、線材（鋼線及び部品についても同様）の表層におけるベイナイトの平均ブロック粒径は、次のように決定する。まず、線材の横断面において、表層から中心軸方向に５００μｍの幅を持って周方向に５００μｍ延在する領域を決定し、この領域を中心軸まわりに９０°おきに回転させた４つの領域を特定する。そして、これら４つの領域について、ＥＢＳＤ装置によって測定したブロック粒径を平均して、線材（鋼線及び部品についても同様）の表層におけるベイナイトの平均ブロック粒径とする。
　（部品のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下）
　本実施形態に係る部品では、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下である。ここで、横断面とは、部品の軸方向に垂直な面を意味する。部品の横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍを超える場合、耐力比が低下する。なお、鋼線の表層部におけるベイナイトの平均ブロック粒径は、小さい方が好ましいので、その下限値を規定する必要はない。また、部品のベイナイトの平均ブロック粒径の決定方法は、上述した線材のベイナイトの平均ブロック粒径の決定方法と同じである。
　（（線材、鋼線及び部品の、表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）が１．０未満）
　本実施形態に係る線材、鋼線、及び品では、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、横断面で測定した中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径の比が１．０未満である。当該比が１．０を超えると、鋼線の冷間鍛造性が劣化し、かつ、部品の耐力比が劣化する。
　本実施形態では、線材（鋼線及び部品についても同様）の中心部におけるベイナイトの平均ブロック粒径は、次のように決定する。まず、線材の横断面において、中心軸を中心とする５００μｍ×５００μｍの領域を決定し、この領域についてＥＢＳＤ装置によってブロック粒径を測定する。次いで、異なる３つの横断面において同様の測定をした後、４つのサンプルについてブロック粒径を平均して、線材（鋼線及び部品についても同様）の中心部におけるベイナイトの平均ブロック粒径とする。
　そして、本実施形態では、表層のブロック粒径と中心部のブロック粒径との比を、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）により求める。
　（ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下）
　本実施形態に係る線材、鋼線及び部品では、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である。セメンタイトの平均粒径が０．１μｍを超えると、鋼線の冷間鍛造性が劣化する。さらに、部品での耐力比が低下し、例えば機械部品として使用する際の永久伸びが劣化する。
　本実施形態に係るベイナイト中のセメンタイトの平均粒径は以下の手順により決定する。まず、ピクラールを用いて対象物（線材、鋼線又は部品）の横断面をエッチングし、組織を現出させる。次に、対象物の直径をＤとした場合に、当該対象物の表層からの深さが５０μｍの深さ位置において対称物の長手方向軸を中心に９０°おきに回転させて決定した４箇所と、当該対象物の表層からの深さが０．２５Ｄの深さ位置において上記軸を中心に９０°おきに回転させて決定した４箇所と、上記軸の中心部（表層からの深さが０．５Ｄの深さ位置）に決定した１箇所と、の計９箇所を特定する。そしてこれら９箇所について電解放出走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用いて倍率２００００倍の組織写真を撮影する。最後に、撮影された画像を２値化し、画像解析によりセメンタイトの円相当直径を求め、９つの試料の平均値を算出して、セメンタイトの平均粒径とする。
　（鋼線の限界圧縮率が８０％以上）
　以上のようにして得られた鋼線は、良好な冷間加工性を示す。本実施形態においては、冷間加工性を示す指標として限界圧縮率を用いる。本実施形態において、限界圧縮率とは、伸線加工後の鋼線から、高さが直径の１．５倍である試料を機械加工により作成し、この試料の端面を、同心円状に溝が付いた金型を用いて軸方向に圧縮した際に、割れが発生しない最大の圧縮率を意味する。なお、圧縮率とは、伸線の圧縮前の高さ（軸方向寸法）をＨ、伸線の圧縮後の高さ（軸方向寸法）をＨ１とした場合に、（（Ｈ－Ｈ１）／Ｈ）×１００で示される値である。本実施形態に係る鋼線では、限界圧縮率を８０％以上とすることができ、優れた冷間加工性を実現することができる。
　次に、線材、鋼線、及び部品の製造方法についてその一例を説明する。まず、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、必要に応じて、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％のうちの１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を準備する。この鋼片を、１０００～１１５０℃に加熱した後、仕上げ圧延温度８００～９５０℃で熱間圧延することにより線材を得る。次いで、この８００～９５０℃の線材を、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で６００℃まで冷却し、次いで、平均冷却速度２５℃／ｓ以上で４８０℃まで冷却する。その後、この線材を４００～４８０℃の温度帯で１５秒以上の恒温保持（第１恒温保持）を行い、さらに、５３０～６００℃の温度帯で２５秒以上浸漬して恒温保持（第２恒温保持）を行う。そして最後に、水冷して線材を得る。
　仕上げ圧延後の２段階冷却、および第１恒温保持は、線材を第１溶融塩槽内の４００～４８０℃の溶融塩に浸漬させることにより行う。また、第２恒温保持は、線材を第２溶融塩槽内にて５３０～６００℃の溶融塩に浸漬させることにより行う。
　ここで、本実施形態に係る線材の製造方法では、特に、８００～９５０℃の線材の冷却を、６００℃までの冷却と、６００℃～４８０℃までの冷却と、の２段階に分けて行う。特に、後段の冷却では冷却速度を２５℃／ｓ以上とすることで、ベイナイトの平均ブロック粒径を１５μｍ以下に制御することができる。
　また、本実施形態に係る線材の製造方法では、第１溶融塩槽内における溶融塩浴温度を４００～４８０℃とし、浸漬時間を１５～５０ｓとする。溶融塩浴温度を４００℃以上とすることで、マルテンサイトの混入を抑制し、優れた冷間鍛造性が得られる。一方、４８０℃以下とすることで、セメンタイトの平均粒径を小さくして、優れた冷間鍛造性が得られるとともにブルーイング処理を不要とすることができる。また、浸漬時間を１５ｓ以上とすることで、非ベイナイト組織の混入を抑制し、優れた冷間鍛造性が得られる。一方、５０ｓ以下とすることで、セメンタイトの平均粒径を小さくして、優れた冷間鍛造性が得られるとともにブルーイング処理を不要とすることができる。
　同様に、本実施形態に係る線材の製造方法では、第２溶融塩槽内における溶融塩浴温度を５３０～６００℃とし、浸漬時間を２５～８０ｓとすることができる。溶融塩浴温度を５３０℃以上とすることで、マルテンサイトの混入を抑制し、優れた冷間鍛造性が得られる。一方、６００℃以下とすることで、セメンタイトの平均粒径を小さくして、優れた冷間鍛造性が得られるとともにブルーイング処理を不要とすることができる。また、浸漬時間を２５ｓ以上とすることで、マルテンサイトの混入を抑制し、優れた冷間鍛造性が得られる。一方、８０ｓ以下とすることで、セメンタイトの平均粒径を小さくして、優れた冷間鍛造性が得られるとともにブルーイング処理を不要とすることができる。
　次に、本実施形態に係る鋼線は、一例として以下の方法で製造できる。即ち、上述した方法で製造した線材を、総減面率１０～５５％で伸線加工する。伸線加工における総減面率１０～５５％は、一回の伸線加工で達成してもよいし、複数回の伸線加工で達成してもよい。こうして本実施形態に係る鋼線が得られる。
　さらに、本実施形態の部品（機械部品、建築部品等）は、一例として以下の方法で製造できる。即ち、上述の鋼線を、冷間鍛造によって、又は冷間鍛造及び転造によって各種部品の形状に加工し、引張強さが７００～１２００ＭＰａである部品が得られる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す１４種類の成分組成の鋼片を用いて、表２に示す２８パターンの条件で、加熱、熱間圧延、恒温変態処理、冷却を順次施して、線材（水準１～２８）を製造した。次いで、各線材を用い、表２に示す減面率で伸線加工を行い、鋼線（水準１～２８）を製造した。さらに、各鋼線を用いて、高さが直径の１．５倍である試料を機械加工により作成し、部品（水準１～２８）を製造した。そして、各部品の端面を、同心円状に溝がついた金型を用いて軸方向に圧縮し、割れが発生しない最大の圧縮率を、その部品の限界圧縮率とした。そして、限界圧縮率が８０％以上の鋼線を冷間加工性が良好と判断した。また、各部品の軸部から引張試験片を採取して、引張試験を行い、引張強さと０．２％耐力を測定した上で、耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が０．９０以上の部品を耐力比が良好と判断した。なお、鋼材、鋼線及び部品のいずれについても、水準１～７及び水準１４～２０は発明例であり、水準８～１３及び水準２１～２８は比較例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　なお、表２の空欄を含む各水準について説明すると、例えば、水準１０は、熱間圧延後、恒温変態処理を行わずに、沸騰水槽に浸漬して製造した例である。水準１１は、熱間圧延後、恒温変態処理を行わずに、風冷により冷却して製造した例である。水準１３は、熱間圧延した線材をいったん室温まで冷却したのち、１０００℃まで再加熱し、１槽の溶融塩槽に浸漬して製造した例である。
　次に、表３に線材の組織に関する結果を、表４に鋼線の組織に関する結果を、そして表５に鋼線の冷間鍛造性と部品の特性についての結果を、それぞれ示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表２～５から明らかなように、本願で規定する製造条件の全てが所定の範囲内である水準１～７及び水準１４～２０（発明例）については、いずれも、鋼線の冷間鍛造性及び部品の特性について良好な結果が得られている。即ち、水準１～７及び水準１４～２０については、いずれも、部品の引張強さが７００～１２００ＭＰａであり、部品成形後にいわゆるブルーイング処理を行わなくても、０．９０以上の耐力比が得られていることが判る。
　これに対し、本願で規定する製造条件のいずれかが所定の範囲外である水準８～１３及び水準２１～２８（比較例）については、いずれも、鋼線の冷間鍛造性及び部品の特性の少なくともいずれかが良好な結果を示さないことが判る。
　以上に示すように、本発明によれば、安価に製造することが可能な、引張強さが７００～１２００ＭＰａの部品が得られ、また、当該部品の製造に用いる、球状化焼鈍や焼入れ・焼戻し処理、及び冷間鍛造後のブルーイング処理の省略が可能な鋼線、及びその鋼線を製造するための線材を得ることができる。従って、本発明は、鋼部材製造産業において利用可能性が高いことから、有望である。

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる線材であって、
    　面積率で金属組織の９０％以上がベイナイトであり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が１５μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径との比である、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）の値が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である
    ことを特徴とする線材。
  2. 　前記線材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％、のうちの１種又は２種を含有する、請求項１に記載の線材。
  3. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる伸線加工された鋼線であって、
    　面積率で金属組織９０％以上がベイナイトであり、鋼線の表層において、縦断面で測定したベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒが１．２～２．０であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径の比である、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）の値が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である
    ことを特徴とする鋼線。
  4. 　前記鋼線が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％、のうちの１種又は２種を含有する、請求項３に記載の鋼線。
  5. 　限界圧縮率が８０％以上である、請求項３又は４に記載の鋼線。
  6. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる部品であって、
    　面積率で金属組織の９０％以上がベイナイトであり、部品の表層において、縦断面で測定したベイナイトのブロック粒の平均アスペクト比Ｒが１．２～２．０であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径が（１５／Ｒ）μｍ以下であり、横断面で測定した表層のベイナイトの平均ブロック粒径と、中心部で測定したベイナイトの平均ブロック粒径の比である、（表層のベイナイトの平均ブロック粒径）／（中心部でのベイナイトの平均ブロック粒径）の値が１．０未満であり、かつ、ベイナイト中に分散したセメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以下である
    ことを特徴とする部品。
  7. 　前記部品が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｎｂ：０～０．０３％、Ｖ：０～０．１０％、のうちの１種又は２種を含有する、請求項６に記載の部品。
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