本發(fā)明涉及具有珠光體組織(鐵素體與滲碳體的層狀組織)的鋼材，尤其涉及能夠縮短為使冷加工性提高而進(jìn)行的滲碳體球化處理的處理時間的鋼材。

背景技術(shù)：

冷鍛與熱鍛相比，形成螺栓等機(jī)械部件時的尺寸精度優(yōu)異，而且生產(chǎn)率也優(yōu)異。因此，作為機(jī)械部件的制造方法，從熱鍛向冷鍛的轉(zhuǎn)換不斷發(fā)展。但是，在室溫下進(jìn)行加工的冷鍛，鋼材的變形抗力高，對金屬模的負(fù)荷大。因此，供冷鍛的鋼材被要求冷加工性(冷鍛性)優(yōu)異。在此，冷加工性優(yōu)異意味著鋼材的變形抗力小且鋼材的變形能力高。一般而言，為了使冷加工性提高，供冷鍛的鋼材在冷鍛前實施使鋼材軟質(zhì)化的滲碳體球化處理。

滲碳體的球化處理(退火處理)例如使用薄鋼板、軌鋼等各種鋼種來進(jìn)行。如上所述，即使是面向螺栓、螺母等機(jī)械部件加工的冷鍛用鋼材(鋼線材)，為了冷加工性提高也進(jìn)行球化處理。

對于滲碳體的球化處理，有(a)在Fe-C二元狀態(tài)圖中的A1點即727℃的正下方保持鋼材的方法、(b)將鋼材加熱到A1點以上后進(jìn)行緩冷的方法等。上述(a)在Fe-C二元狀態(tài)圖中的A1點正下方保持鋼材的方法、也就是在鐵素體+滲碳體的雙相區(qū)中保持鋼材的方法，從作為初始組織的珠光體或者珠光體+初析鐵素體直接使構(gòu)成珠光體的滲碳體進(jìn)行球化。對于中碳鋼等的冷鍛用鋼材，該方法一般廣泛地進(jìn)行。

另一方面，螺栓和螺母等機(jī)械部件要求高強(qiáng)度。因此，以淬硬性的提高為目的而使冷鍛用鋼材含有Mn、Cr這樣的合金元素。

不過，冷鍛用鋼材中所含有的Mn、Cr等合金元素會使用于滲碳體球化的處理時間延遲，這是一直以來眾所周知的。在鋼材中含有Mn和/或Cr的情況下，由于它們的延遲作用，為了在A1點正下方保持鋼材而使?jié)B碳體球化，需要約18小時的處理時間。如果能夠縮短球化處理的處理時間，則能夠提高機(jī)械部件的生產(chǎn)率，且能夠降低球化處理時的能源成本。

為了縮短球化處理時間，以往采用各種方法進(jìn)行了研究。例如，對球化處理前的鋼材實施減面率20～30％的粗拉絲加工。該方法由于通過球化處理前的拉絲加工來使?jié)B碳體斷裂，因此在球化處理時促進(jìn)滲碳體的球化。不過，該方法雖然可縮短球化處理時間，但是由球化處理帶來的鋼材的軟質(zhì)化不夠充分，因此機(jī)械部件的制造成本上升。另外，由于需要在球化處理前進(jìn)行粗拉絲加工，因此制造工序變得煩雜。

或者，為了縮短球化處理時間，可進(jìn)行鋼材的金屬組織控制。例如，專利文獻(xiàn)1公開了將金屬組織控制為貝氏體、使?jié)B碳體微細(xì)地分散的方法。在鋼材的金屬組織為珠光體的情況下，由于滲碳體以板狀的形態(tài)存在，因此為了該滲碳體的球化，需要滲碳體的溶解以及析出的過程。另外，在鋼材的金屬組織為馬氏體的情況下，由于滲碳體完全固溶于馬氏體中，因此為了滲碳體的球化，需要滲碳體的核生成的過程。即，在鋼材的金屬組織為珠光體或馬氏體的情況下，為了滲碳體的球化，需要長時間的球化處理時間。因此，在專利文獻(xiàn)1中，在鋼材制造時，將鋼材從熱軋結(jié)束溫度急冷到馬氏體生成溫度以上且珠光體生成溫度以下的規(guī)定的溫度范圍，在該溫度下使鋼材等溫相變。該方法由于將鋼材的金屬組織控制為珠光體和馬氏體的中間組織即貝氏體，而且滲碳體在金屬組織中微細(xì)地分散，因此在球化處理時能促進(jìn)滲碳體的球化。

專利文獻(xiàn)2公開了將鋼材的金屬組織控制為微細(xì)地分散了的初析鐵素體、微細(xì)的珠光體、與貝氏體或馬氏體混合存在的組織的方法。在專利文獻(xiàn)2中，在鋼材制造時，將鋼材從第一精軋結(jié)束溫度急冷到500℃以上且850℃以下的溫度范圍，使用第二精軋機(jī)對鋼材施予20％以上且80％以下的塑性應(yīng)變，以0.15～10℃/秒的冷卻速度從第二精軋結(jié)束溫度冷卻到500℃，500℃以下是以10℃/秒以上急冷。該方法由于將鋼材的金屬組織控制為上述的混合組織，晶界的分率增加，因此在球化處理時碳的擴(kuò)散速度提高，促進(jìn)滲碳體的球化。

如上所述，采用專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2所公開的技術(shù)，可縮短滲碳體的球化處理時間。但是，專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2所公開的鋼材，其金屬組織的大部分為貝氏體或馬氏體。因此，具有鋼材的變形抗力高這樣的問題。

專利文獻(xiàn)3公開了以縮短球化處理時間、且降低鋼材的變形抗力為目的而將金屬組織控制為偽珠光體、與貝氏體或鐵素體的鋼材。偽珠光體是指具有形狀為粒狀或者間斷的板狀的滲碳體的珠光體。因此，專利文獻(xiàn)3所公開的鋼材在球化處理時能促進(jìn)滲碳體的球化。同時，由于金屬組織也含有鐵素體，因此變形抗力降低。

專利文獻(xiàn)4公開了以縮短球化處理時間、且降低鋼材的變形抗力為目的而將金屬組織控制為抑制了體積率的初析鐵素體、如貝氏體和縱橫尺寸比小的珠光體組織那樣的滲碳體(碳化物)分?jǐn)嗔说慕M織、和使塊尺寸以及層間距微細(xì)的珠光體的混合組織的鋼材。專利文獻(xiàn)4所公開的鋼材由于滲碳體被微細(xì)化，因此在球化處理時能促進(jìn)滲碳體的球化。同時，控制了各構(gòu)成相的分率、形態(tài)，因此變形抗力被降低。

如專利文獻(xiàn)1～4所公開那樣，以往，作為將滲碳體控制為容易球化的形態(tài)的方法，研究了使鋼材的金屬組織從珠光體變化為貝氏體等的技術(shù)。但是，如上所述，專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2所記載的方法，由于鋼材的金屬組織主要含有貝氏體或馬氏體，因此雖然在球化處理時能促進(jìn)滲碳體的球化，但是沒有充分地降低鋼材的變形抗力。另外，專利文獻(xiàn)3所記載的方法，由于作為金屬組織，需要10％以上的偽珠光體，因此其合金組成有限制。另外，專利文獻(xiàn)4所記載的方法，雖然能縮短球化處理時間，但是處理時間仍然需要十幾個小時，要求進(jìn)一步的球化處理時間的縮短。

如以上那樣，現(xiàn)有技術(shù)不能說同時且充分地實現(xiàn)了滲碳體球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。另外，在現(xiàn)有技術(shù)中沒有以同時實現(xiàn)滲碳體球化處理時間的縮短和冷加工性的提高為目的而著眼于在珠光體中的滲碳體和鐵素體中分別所包含的Mn和Cr等合金元素的含量來研究滲碳體和鐵素體中的合金元素的分配比的報告。

在先技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1:日本國特開昭60-9832號公報

專利文獻(xiàn)2:日本國特公平2-6809號公報

專利文獻(xiàn)3:日本國特開2006-225701號公報

專利文獻(xiàn)4:日本國特開2009-275252號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是提供一種鋼材，其中，著眼于對滲碳體的球化速度帶來很大影響的Mn、Cr等合金元素，通過控制球化處理前的珠光體中的滲碳體和鐵素體中的合金元素的分配比，能夠同時實現(xiàn)冷鍛前的球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。

(1)本發(fā)明的一種技術(shù)方案涉及的鋼材，化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C：0.005～0.60％，Si：0.01～0.50％，Mn：0.20～1.80％，Al：0.01～0.06％，P：0.04％以下，S：0.05％以下，N：0.01％以下，Cr：0～1.50％，Mo：0～0.50％，Ni：0～1.00％，V：0～0.50％，B：0～0.0050％，Ti：0～0.05％，余量包含F(xiàn)e和雜質(zhì)，金屬組織包含珠光體，所述珠光體中的滲碳體中所含有的以原子％計的Mn含量除以所述珠光體中的鐵素體中所含有的以原子％計的Mn含量而得到的值大于0且為5.0以下。

(2)在上述(1)所述的鋼材中，也可以所述化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有Cr：0.02～1.50％，所述珠光體中的所述滲碳體中所含有的以原子％計的Cr含量除以所述珠光體中的所述鐵素體中所含有的以原子％計的Cr含量而得到的值可以大于0且為3.0以下。

(3)在上述(1)或(2)所述的鋼材中，也可以所述金屬組織還包含初析鐵素體或貝氏體，在將所述化學(xué)成分中的以質(zhì)量％表示的碳含量設(shè)為C時，在鋼材的與其長度方向垂直的截面中，所述珠光體的面積分率為130×C％以上且小于100％，所述初析鐵素體和所述貝氏體的合計的面積分率大于0％且為(100-130×C)％以下。

(4)在上述(1)或(2)所述的鋼材中，所述金屬組織也可以由所述珠光體構(gòu)成。

根據(jù)本發(fā)明的上述技術(shù)方案，除了控制鋼材的合金組成和金屬組織，還理想地控制了珠光體中的滲碳體和鐵素體中的合金元素的分配比。因此，能夠同時實現(xiàn)冷鍛前的球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。

具體而言，通過理想地控制珠光體中的滲碳體和鐵素體中的合金元素的分配比，能縮短冷鍛前的球化處理時間。例如，一般的鋼材，冷鍛前的球化處理時間為約18小時，相對于此，上述技術(shù)方案涉及的鋼材，冷鍛前的球化處理時間變?yōu)?小時以下。也就是說，關(guān)于球化處理，能夠?qū)⑻幚頃r間縮短到50％以下，能夠?qū)崿F(xiàn)能源成本的削減以及生產(chǎn)率的提高等。而且，上述技術(shù)方案涉及的鋼材，由于同時地控制合金組成和金屬組織，因此冷加工性提高。

如上所述，在現(xiàn)有技術(shù)中，為了同時實現(xiàn)滲碳體球化處理時間的縮短和冷加工性的提高，例如嘗試了在球化處理前對鋼材實施加工來使?jié)B碳體物理地斷裂，或者，嘗試了控制鋼材的金屬組織來使?jié)B碳體微細(xì)分散。但是，根據(jù)本發(fā)明的上述技術(shù)方案，通過理想地控制珠光體中的滲碳體和鐵素體中的合金元素的分配比，能夠在本質(zhì)上改善滲碳體的物性。其結(jié)果是，能夠提供在本質(zhì)上改善了球化處理時間和冷加工性的鋼材。

附圖說明

圖1是表示本發(fā)明的一實施方式涉及的鋼材所含有的珠光體的放大示意圖，是示出進(jìn)行珠光體中的滲碳體和鐵素體中的元素的分析的測定點的示意圖。

圖2是表示球化處理時間和滲碳體的平均縱橫尺寸比的關(guān)系的圖。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明的優(yōu)選的實施方式詳細(xì)地說明。不過，本發(fā)明并不僅限于本實施方式所公開的構(gòu)成，能夠在不脫離本發(fā)明的主旨的范圍內(nèi)進(jìn)行各種變更。另外，對于下述的數(shù)值限定范圍，下限值以及上限值包含在該范圍內(nèi)。不過，對于下限值，在表示為“超過”的數(shù)值限定范圍中不包含下限值，對于上限值，在表示為“小于”的數(shù)值限定范圍中不包含上限值。

通常，珠光體鋼如以下那樣來制造。將鋼加熱到1000℃以上的溫度，將該鋼熱軋來制成熱軋材料，在750℃到1000℃左右的溫度下卷取該熱軋材料，將卷取后的熱軋材料從卷取溫度冷卻到使珠光體生成的熱處理溫度(大概650～550℃左右)，在該熱處理溫度下保持熱軋材料，由此使其進(jìn)行珠光體相變而制成珠光體鋼，將該珠光體鋼冷卻到室溫。或者，將鋼熱軋而制成熱軋材料，在750℃到1000℃左右的溫度下卷取該熱軋材料，將卷取后的熱軋材料從卷取溫度連續(xù)冷卻到室溫，由此使其進(jìn)行珠光體相變而制成珠光體鋼。并不是在熱軋后將熱軋材料冷卻到室溫后再次加熱到珠光體相變溫度，而是在熱軋后將熱軋材料冷卻到珠光體相變溫度，來直接使其進(jìn)行珠光體相變，這是由于能夠削減用于再加熱的制造成本的緣故。

另一方面，本實施方式涉及的鋼材，作為一例，可如以下那樣制造。將滿足后述的化學(xué)成分的鋼加熱到1000℃以上的溫度，將該鋼熱軋來制成熱軋材料，在750℃～1000℃的溫度范圍內(nèi)卷取將該熱軋材料，在平均冷卻速度為70℃/秒～300℃/秒的條件下將所卷取的熱軋材料從卷取結(jié)束溫度一次冷卻(急速冷卻)到700℃，在平均冷卻速度為20℃/秒～35℃/秒的條件下將一次冷卻后的熱軋材料從700℃二次冷卻(緩冷)到550℃～450℃的溫度范圍內(nèi)，為了使二次冷卻后的熱軋材料進(jìn)行珠光體相變，在550℃～450℃的溫度范圍內(nèi)以保持時間為20秒～200秒的條件進(jìn)行保持來制成鋼材，在平均冷卻速度為25℃/秒～50℃/秒的條件下將保持后的鋼材從保持結(jié)束溫度三次冷卻到室溫。

本實施方式涉及的鋼材，通過采用作為一例而示出的上述制造條件來制造，可理想地控制在珠光體中的滲碳體和鐵素體中分別所包含的合金元素的分配比。具體而言，關(guān)于本實施方式涉及的鋼材中所含有的Mn(錳)，珠光體中的滲碳體中所含有的以原子％計的Mn含量除以珠光體中的鐵素體中所含有的以原子％計的Mn含量而得到的值(以后，稱為Mn分配比)被控制為大于0且在5.0以下。另外，在本實施方式涉及鋼材中含有Cr(鉻)的情況下，珠光體中的滲碳體中所含有的以原子％計的Cr含量除以珠光體中的鐵素體中所含有的以原子％計的Cr含量而得到的值(以后，稱為Cr分配比)被理想地控制為大于0且在3.0以下。

再者，本實施方式涉及的鋼材如以下那樣進(jìn)行滲碳體球化處理即可。將鋼材從室溫以升溫速度180℃/小時左右加熱，將加熱后的鋼材在Fe-C二元狀態(tài)圖中的A1點正下方的680℃～720℃的溫度范圍內(nèi)等溫保持即可。該球化處理溫度(等溫保持溫度)在上述溫度范圍內(nèi)越接近Fe-C二元狀態(tài)圖中的A1點即727℃，越縮短直到滲碳體的球化完成為止的處理時間。該球化處理溫度在上述溫度范圍內(nèi)越下降，直到滲碳體的球化完成為止的處理時間越延長。當(dāng)考慮生產(chǎn)率時，希望在680℃以上的溫度下對鋼材進(jìn)行球化處理。

以下，對直至獲得本實施方式涉及的鋼材的經(jīng)過進(jìn)行闡述。

迄今為止，關(guān)于滲碳體的奧斯特瓦爾德熟化，眾所周知，隨著熱處理溫度下的Mn、Cr等合金元素的平衡分配系數(shù)上升，其生長速度減少。同樣地，關(guān)于滲碳體的球化，被解釋為：與該奧斯特瓦爾德熟化相關(guān)聯(lián)，依賴于球化處理溫度下的珠光體中的滲碳體以及鐵素體所對應(yīng)的Mn、Cr等合金元素的平衡分配系數(shù)而決定其球化速度。即，基于球化處理溫度下的Mn分配比、Cr分配比等接近于平衡狀態(tài)這一設(shè)想而研究了其球化速度。另一方面，對于非平衡的情況，迄今為止尚未研究球化處理溫度下的Mn分配比、Cr分配比等。

作為合金元素的Mn、Cr等，在球化處理溫度且為平衡狀態(tài)的情況下，與珠光體中的鐵素體相比，在珠光體中的滲碳體中變?yōu)楦吆?。即，在球化處理溫度且為平衡狀態(tài)的情況下，Mn分配比、Cr分配比等變?yōu)檩^大的值。但是，本發(fā)明人經(jīng)實驗確認(rèn)出根據(jù)制造條件而存在以下情況：珠光體中的滲碳體中所含有的Mn、Cr等變?yōu)榕c平衡組成相比為低含量的非平衡的分配比，即，Mn分配比、Cr分配比等變?yōu)楸绕胶鉅顟B(tài)小的值。并且，發(fā)現(xiàn)：在球化處理溫度下Mn分配比、Cr分配比等變?yōu)楸绕胶鉅顟B(tài)小的值的情況下，存在能夠縮短滲碳體的球化處理時間的可能性。

本發(fā)明人使用模擬器對球化處理溫度下的Mn分配比、Cr分配比與滲碳體球化速度的關(guān)系進(jìn)行了研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Mn分配比、Cr分配比越變?yōu)楸绕胶鉅顟B(tài)小的值，滲碳體球化的時間越顯著地變短。

另外，當(dāng)實際地進(jìn)行實驗來確認(rèn)時，可知模擬結(jié)果和實驗結(jié)果示出同樣的傾向。在Mn分配比、Cr分配比變?yōu)楸绕胶鉅顟B(tài)小的值的情況下，與Mn分配比、Cr分配比為平衡狀態(tài)的情況相比，有用于滲碳體球化的處理時間縮短到一半以下的傾向?；谶@些結(jié)果，發(fā)現(xiàn)了通過將鋼材的金屬組織中所包含的珠光體控制為Mn分配比、Cr分配比等變?yōu)楸绕胶鉅顟B(tài)小的值的珠光體，就能夠得到能縮短滲碳體的球化處理時間的鋼材。

以下，對于通過將Mn分配比(珠光體中的滲碳體中所含有的Mn原子％÷珠光體中的鐵素體中所含有的Mn原子％)、Cr分配比(珠光體中的滲碳體中所含有的Cr原子％÷珠光體中的鐵素體中所含有的Cr原子％)等控制為比平衡狀態(tài)小的值可縮短球化處理時間的機(jī)理進(jìn)行推定。

在滲碳體球化的過程中，在珠光體中從滲碳體的端部溶出C(碳)。也就是說，通過C從滲碳體向鐵素體擴(kuò)散，滲碳體的形狀不斷接近球狀。但是，當(dāng)在滲碳體中包含Mn、Cr等時，為了滲碳體的球化，需要Mn、Cr等也從滲碳體向鐵素體擴(kuò)散。對于球化處理前的Mn分配比、Cr分配比等接近于平衡狀態(tài)的鋼材，與珠光體中的鐵素體相比，在珠光體中的滲碳體中Mn、Cr等的含量為較高的值。這樣的鋼材在球化的過程中需要用于Mn、Cr等從滲碳體向鐵素體擴(kuò)散的時間，其結(jié)果是球化處理時間變長。另一方面，球化處理前的Mn分配比、Cr分配比等為比平衡狀態(tài)小的值的鋼材在球化的過程中，Mn、Cr等從滲碳體向鐵素體擴(kuò)散的頻率被降低，其結(jié)果推定為球化速度變快，球化處理時間變短。

接著，說明在本實施方式涉及的鋼材中控制Mn分配比、Cr分配比等的條件。

在本實施方式涉及的鋼材中控制Mn分配比、Cr分配比等的方法并不特別地限定。如果Mn分配比、Cr分配比等被控制為比平衡狀態(tài)小的值，就可以采用任何制造方法來制造鋼材。例如，根據(jù)上述的制造條件來制造鋼材，控制Mn分配比、Cr分配比等即可。以下，更詳細(xì)地說明上述的制造條件。

作為加熱工序，可以將滿足后述的化學(xué)成分的鋼加熱到1000℃以上的溫度。優(yōu)選的是，將鋼加熱到1000℃～1200℃的溫度范圍內(nèi)。在該加熱工序中，以使合金元素均勻地分布為目的，優(yōu)選將鋼加熱到上述溫度。

作為熱軋工序，為了得到熱軋材料，可以熱軋加熱工序后的鋼。熱軋的條件并不特別地限定。只要熱軋加熱工序后的鋼以使得成為目標(biāo)形狀即可。

作為卷取工序，可以將熱軋工序后的熱軋材料在750℃～1000℃的溫度范圍內(nèi)卷取。在該卷取工序中，當(dāng)卷取溫度小于750℃時，很難將鋼材卷取成卷狀，當(dāng)卷取溫度超過1000℃時，氧化皮增大，由此成品率惡化。因此，優(yōu)選將熱軋材料在上述溫度范圍內(nèi)進(jìn)行卷取。

作為一次冷卻工序，可以在平均冷卻速度為70℃/秒～300℃/秒的條件下將卷取工序后的熱軋材料從卷取結(jié)束溫度一次冷卻(急速冷卻)到700℃。在從卷取結(jié)束溫度到700℃的溫度范圍，有在冷卻中生成珠光體的可能性，而且Mn、Cr等的合金元素的擴(kuò)散速度快。因此，通過將該溫度范圍中的平均冷卻速度設(shè)為70℃/秒以上，能夠理想地抑制Mn、Cr等向珠光體中的滲碳體擴(kuò)散。另一方面，當(dāng)該溫度范圍中的平均冷卻速度為300℃/秒以上時，上述效果飽和。

作為二次冷卻工序，可以在平均冷卻速為20℃～35℃/秒的條件下將一次冷卻工序后的熱軋材料從700℃二次冷卻(緩冷)到550℃～450℃的溫度范圍內(nèi)。在從700℃到550℃～450℃的溫度范圍，有在冷卻中的冷卻速度快的情況下會生成貝氏體的可能性。因此，通過將該溫度范圍中的平均冷卻速度設(shè)為35℃/秒以下，能夠理想地抑制在冷卻中生成貝氏體。另一方面，通過將該溫度范圍中的平均冷卻速度設(shè)為20℃/秒以上，能夠理想地抑制Mn、Cr等向珠光體中的滲碳體擴(kuò)散。

作為保持(珠光體相變)工序，為了得到珠光體鋼材，可以在550℃～450℃的溫度范圍內(nèi)在保持時間為20秒～200秒的條件下保持二次冷卻工序后的熱軋材料。在550℃～450℃的溫度范圍內(nèi)，在保持中很難生成貝氏體，但在保持中進(jìn)行珠光體相變。另外，在550℃～450℃的溫度范圍內(nèi)，Mn、Cr等的合金元素的擴(kuò)散速度慢。因此，在該溫度范圍內(nèi)保持了熱軋材料的情況下，能夠一邊使熱軋材料的金屬組織相變?yōu)橹楣怏w，一邊理想地抑制貝氏體的生成，且能夠理想地抑制Mn、Cr等向珠光體中的滲碳體過量地擴(kuò)散。

保持工序中的保持優(yōu)選為恒溫保持。再者，要在保持工序中將熱軋材料恒溫保持的話，將熱軋材料浸漬在熔鹽槽中即可，或者，也可以將熱軋材料保持在恒溫爐內(nèi)。當(dāng)保持工序中的保持溫度小于450℃時，除了珠光體外，還生成貝氏體，其體積率超過20％，擔(dān)心冷加工性惡化。另一方面，當(dāng)保持工序中的保持溫度超過550℃時，擔(dān)心Mn、Cr等向珠光體中的滲碳體過量地擴(kuò)散。保持溫度的上限優(yōu)選為小于520℃，進(jìn)一步優(yōu)選為500℃以下。

另外，為了減少Mn、Cr等擴(kuò)散的時間，保持工序中的保持優(yōu)選為短時間。但是，當(dāng)珠光體相變沒有充分地完成時，在保持工序后的三次冷卻時，會從尚未珠光體相變而殘余的奧氏體生成馬氏體，擔(dān)心冷加工性惡化。因此，優(yōu)選將保持工序中的保持設(shè)為20秒以上。另一方面，為了抑制Mn、Cr等向珠光體中的滲碳體過量地擴(kuò)散、且提高鋼材的生產(chǎn)率，保持工序中的保持優(yōu)選為200秒以下。

作為三次冷卻工序，可以在平均冷卻速度為25℃/秒～50℃/秒的條件下將保持工序后的鋼材從保持結(jié)束時的溫度三次冷卻到室溫。通過將該溫度范圍中的平均冷卻速度設(shè)為25℃/秒以上，能夠良好地防止Mn、Cr向珠光體中的滲碳體的擴(kuò)散。通過將該溫度范圍中的平均冷卻速度設(shè)為50℃/秒以下，能夠理想地抑制馬氏體的形成。

接著，對本實施方式涉及的鋼材的Mn分配比(珠光體中的滲碳體中所含有的Mn原子％÷珠光體中的鐵素體中所含有的Mn原子％)進(jìn)行說明。

機(jī)械部件要求高強(qiáng)度。因此，冷鍛用鋼材在成形為機(jī)械部件后進(jìn)行淬火來將金屬組織控制為馬氏體。一般而言，在冷鍛用鋼材中，作為使淬硬性提高的合金元素，含有Mn。但是，該Mn在珠光體中存在向滲碳體偏析的傾向。例如，在600℃下，在平衡狀態(tài)下Mn分配比變?yōu)?1左右，另外，在珠光體相變溫度550℃下，在平衡狀態(tài)下Mn分配比變?yōu)?5左右。在滲碳體球化的過程中，需要該Mn從滲碳體向鐵素體等擴(kuò)散。因此，在鋼材中含有Mn的情況下，用于滲碳體球化的處理時間變長。

本實施方式涉及的鋼材，珠光體中的滲碳體中所含有的以原子％計的Mn含量除以珠光體中的鐵素體中所含有的以原子％計的Mn含量而得到的值(Mn分配比)被控制為大于0且在5.0以下。其結(jié)果，能夠縮短冷鍛前的滲碳體球化處理時間。再者，該Mn分配比為室溫下的測定值。如果在室溫下測定出的Mn分配比為上述范圍內(nèi)，則滲碳體的球化處理溫度下的Mn分配比也變?yōu)槟軌蚩s短球化處理時間的理想的值。

本實施方式涉及的鋼材中所含有的滲碳體的縱橫尺寸比平均超過5。并且，本實施方式涉及的鋼材，在通過球化處理，滲碳體的縱橫尺寸比平均變?yōu)?以下時，視為滲碳體已被球化。一般而言，即使是現(xiàn)有的冷鍛用鋼材，在通過球化處理，滲碳體的縱橫尺寸比平均變?yōu)?以下時，也視為得到了充分的軟質(zhì)化。通常，為了滲碳體的球化，現(xiàn)有的冷鍛用鋼材需要約18小時的處理時間。

本實施方式涉及的鋼材，將Mn分配比的有效數(shù)字取為小數(shù)點后1位。在采用TEM-EDS(Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)進(jìn)行的Mn分配比的測定中，測定的有效位數(shù)為小數(shù)點后2位。但是，將處理溫度設(shè)為700℃來進(jìn)行滲碳體的球化處理，調(diào)查了球化處理時間的結(jié)果是，在鋼材的Mn分配比為5.00的情況和其為5.01的情況下，球化處理時間看不出有意義的差異。在該情況下，無論哪個，球化處理時間都為約9小時。因此，將Mn分配比的有效數(shù)字設(shè)為小數(shù)點后1位。再者，根據(jù)同樣的理由，后述的Cr分配比也將其有效數(shù)字設(shè)為小數(shù)點后1位。

為了確認(rèn)球化處理前的Mn分配比和用于滲碳體球化的處理時間的關(guān)系，將處理溫度設(shè)為700℃來進(jìn)行滲碳體的球化處理，調(diào)查了球化處理時間。其結(jié)果是，在Mn分配比為1.0的情況下，球化處理時間變?yōu)榧s5小時，在Mn分配比為5.0的情況下，球化處理時間變?yōu)榧s9小時。這樣，隨著Mn分配比的值變大，球化處理時間變長。另外，在Mn分配比為5.1的情況下，球化處理時間為約9.5小時。在本實施方式中，在680℃～720℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行了球化處理時的處理時間為9小時以下的情況下，判斷為與以往相比，球化處理時間縮短到50％以下。因此，本實施方式涉及的鋼材，將Mn分配比的上限設(shè)為5.0。

為了縮短滲碳體的球化處理時間，最希望的是在滲碳體中完全不包含Mn的狀態(tài)。即，理想的情況是Mn分配比為0。但是，Mn在包含于滲碳體中的情況下從能量方面來看變得穩(wěn)定。即，在工業(yè)上很難使Mn分配比成為0。因此，本實施方式涉及的鋼材，使Mn分配比的下限大于0。再者，Mn分配比的下限優(yōu)選為1.0。另外，Mn分配比的上限進(jìn)一步優(yōu)選為小于2、或小于1.5。

再者，根據(jù)模擬結(jié)果，在Mn分配比小于1的情況下，滲碳體中所含有的Mn變?yōu)榈秃浚c不含有Mn的滲碳體同樣地，球化急劇地進(jìn)行。在該情況下，推定為球化處理時間變?yōu)?小時左右。

接著，對本實施方式涉及的鋼材的Cr分配比(珠光體中的滲碳體中所含有的Cr原子％÷珠光體中的鐵素體中所含有的Cr原子％)進(jìn)行說明。

為了進(jìn)一步提高淬硬性，冷鍛用鋼材有時除了含有上述的Mn外，還含有Cr。該Cr在珠光體中也有向滲碳體偏析的傾向。例如，在600℃下，在平衡狀態(tài)下Cr分配比變?yōu)?5左右，另外，在珠光體相變溫度550℃下，在平衡狀態(tài)下Cr分配比變?yōu)?0左右。在滲碳體球化的過程中，需要該Cr從滲碳體向鐵素體等擴(kuò)散。因此，在鋼材中含有Cr的情況下，用于滲碳體球化的處理時間變長。另外，該Cr是與上述的Mn相比更抑制滲碳體的球化的合金元素。例如，在將Fe-0.8wt％C-0.3at％Mn鋼和Fe-0.8wt％C-0.3at％Cr的鋼進(jìn)行比較的情況下，包含Cr的鋼的滲碳體的球化處理時間為包含Mn的鋼的1.5倍以上。

本實施方式涉及的鋼材，在鋼材中含有Cr時，珠光體中的滲碳體中所含有的以原子％計的Cr含量除以珠光體中的鐵素體中所含有的以原子％計的Cr含量而得到的值(Cr分配比)被理想地控制為大于0且在3.0以下。其結(jié)果是，能夠理想地縮短冷鍛前的滲碳體球化處理時間。再者，該Cr分配比為室溫下的測定值。如果在室溫下測定出的Cr分配比為上述范圍內(nèi)，則滲碳體的球化處理溫度下的Cr分配比也變?yōu)槟軌蚩s短球化處理時間的理想的值。

本實施方式涉及的鋼材，如上述那樣，Mn分配比被控制為大于0且在5.0以下。在這樣地控制Mn分配比時，Mn以外的容易向滲碳體偏析的合金元素的分配比也同樣地控制。Cr也是容易向珠光體中的滲碳體偏析的合金元素，因此在控制Mn分配比時，Cr分配比也同樣地控制。Cr與Mn相比，使球化處理時間延長的作用顯著，因此在鋼材中含有Cr時，Cr分配比優(yōu)選被控制為大于0且在3.0以下。

為了確認(rèn)球化處理前的Cr分配比和用于滲碳體球化的處理時間的關(guān)系，將處理溫度設(shè)為700℃來進(jìn)行滲碳體的球化處理，調(diào)查了球化處理時間。其結(jié)果是，在Cr分配比為3.0的情況下，球化處理時間變?yōu)榧s9小時，在Cr分配比為3.1的情況下，球化處理時間變?yōu)槌^9小時。因此，本實施方式涉及的鋼材，Cr分配比的上限優(yōu)選為3.0以下。

為了縮短滲碳體的球化處理時間，最希望的是在滲碳體中完全不包含Cr的狀態(tài)。即，理想的情況是Cr分配比為0。但是，與Mn同樣地，Cr也在包含于滲碳體中的情況下從能量方面來看變得穩(wěn)定。即，在工業(yè)上很難使Cr分配比為0。因此，本實施方式涉及的鋼材，Cr分配比的下限優(yōu)選為大于0。再者，Cr分配比的下限進(jìn)一步優(yōu)選為1.0。另外，Cr分配比的上限進(jìn)一步優(yōu)選為小于3、或小于1.5。

接著，對Mn、Cr以外的鋼材中所含有的合金元素對滲碳體球化給予的影響進(jìn)行敘述。

作為合金元素，鋼材中所含有的Mo、V等也使用于滲碳體球化的處理時間延長。不過，Mo、V等與Mn、Cr相比，使球化處理時間延長的作用小。另外，在本實施方式涉及的鋼材中，Mo、V的含量為微量。因此，Mo、V與Mn、Cr相比，對滲碳體的球化處理時間給予的影響小。不過，Mo分配比(珠光體中的滲碳體中所含有的Mo原子％÷珠光體中的鐵素體中所含有的Mo原子％)、V分配比(珠光體中的滲碳體中所含有的V原子％÷珠光體中的鐵素體中所含有的V原子％)優(yōu)選為較小的值。具體而言，Mo分配比優(yōu)選為大于0且在3以下，V分配比優(yōu)選為大于0且在15以下。

接著，對實施方式涉及的鋼材的化學(xué)成分進(jìn)行說明。

在本實施方式涉及的鋼材中，化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C：0.005～0.60％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.20～1.80％、Al：0.01～0.06％、P：0.04％以下、S：0.05％以下、N：0.01％以下、Cr：0～1.50％、Mo：0～0.50％、Ni：0～1.00％、V：0～0.50％、B：0～0.0050％、Ti：0～0.05％，余量包含F(xiàn)e和雜質(zhì)。

本實施方式涉及的鋼材的上述化學(xué)成分之中，C、Si、Mn、Al為基本元素。

C：0.005～0.60％

C(碳)是使鋼的強(qiáng)度提高的元素。在C含量小于0.005％的情況下，不能確保作為機(jī)械部件所需要的強(qiáng)度。當(dāng)C含量超過0.6％時，冷加工性、韌性下降。再者，也可以將C含量的下限設(shè)為0.1％、0.2％、0.3％。也可以將C含量的上限設(shè)為0.5％。

Si：0.01～0.50％

Si(硅)是制鋼時的脫氧元素，是提高鋼的強(qiáng)度和淬硬性的元素。在Si含量小于0.01％的情況下，上述效果不充分。當(dāng)Si含量超過0.50％時，強(qiáng)度過度地變高，韌性、延展性、冷加工性下降。再者，也可以將Si含量的下限設(shè)為0.03％。也可以將Si含量的上限設(shè)為0.4％。

Mn：0.20～1.80％

Mn(錳)是提高鋼的強(qiáng)度和淬硬性的元素。在Mn含量小于0.20％的情況下，上述效果不充分。當(dāng)Mn含量超過1.80％時，強(qiáng)度過度地變高，韌性、冷加工性下降。另外，由于使相變時間長時間化，從而損害生產(chǎn)率。再者，也可以將Mn含量的下限設(shè)為0.3％。也可以將Mn含量的上限設(shè)為1.0％。

Al：0.01～0.06％

Al(鋁)是與鋼中的N結(jié)合而形成化合物的元素。另外，其是抑制冷鍛中的動態(tài)應(yīng)變時效、降低變形抗力的元素。在Al含量小于0.01％的情況下，上述效果不充分。當(dāng)Al含量超過0.06％時，韌性下降。再者，也可以將Al含量的下限設(shè)為超過0.01％、0.02％。也可以將Al含量的上限設(shè)為0.04％。

本實施方式涉及的鋼材，作為化學(xué)成分，含有雜質(zhì)。再者，“雜質(zhì)”是指在工業(yè)上制造鋼時從作為原料的礦石、廢料、或從制造環(huán)境等混入的物質(zhì)。為了充分地發(fā)揮上述的效果，在這些雜質(zhì)之中，P、S、N優(yōu)選如以下那樣限制。另外，由于優(yōu)選雜質(zhì)的含量少，因此無需限制下限值，雜質(zhì)的下限值也可以是0％。

P：0.04％以下

P(磷)為雜質(zhì)。當(dāng)P含量超過0.04％時，P向晶界偏析，韌性下降。因此，也可以將P含量限制為0.04％以下。再者，當(dāng)考慮現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)時，P含量的下限也可以是0.002％。

S：0.05％以下

S(硫)為雜質(zhì)。當(dāng)S含量超過0.05％時，冷加工性下降。因此，也可以將S含量限制為0.05％以下。再者，當(dāng)考慮現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)時，S含量的下限也可以是0.001％。

N：0.01％以下

N(氮)為雜質(zhì)。當(dāng)N含量超過0.01％時，加工性下降。因此，也可以將N含量限制為0.01％以下。優(yōu)選將N含量限制為0.005％以下。再者，當(dāng)考慮現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)時，N含量的下限也可以是0.002％。

如上所述，本實施方式涉及的鋼材，作為化學(xué)成分，含有基本元素，作為余量，含有Fe和雜質(zhì)。但是，本實施方式涉及的鋼材，也可以替代余量中的Fe的一部分，而作為選擇元素含有Cr、Mo、Ni、V、B、Ti。這些選擇元素根據(jù)其目的來含有即可。因此，無需限制這些選擇元素的下限值，下限值也可以是0％。另外，即使這些選擇元素作為雜質(zhì)而含有，也不會損害上述效果。

Cr：0～1.50％

Mo：0～0.50％

Ni：0～1.00％

Cr(鉻)、Mo(鉬)、Ni(鎳)是提高鋼的淬硬性的元素。因此，也可以根據(jù)需要，將Cr含量設(shè)為0～1.50％，將Mo含量設(shè)為0～0.50％，將Ni含量設(shè)為0～1.00％。優(yōu)選的Cr含量的下限為0.03％，優(yōu)選的Mo含量的下限為0.01％，優(yōu)選的Ni含量的下限為0.01％。但是，當(dāng)各元素的含量變得與上述的上限相比過量時，延展性下降。再者，也可以將Cr含量的上限設(shè)為1.00％，也可以將Mo含量的上限設(shè)為0.3％，也可以將Ni含量的上限設(shè)為0.9％。

再者，在Cr為0.02～1.50％時，Cr分配比優(yōu)選控制為大于0且在3.0以下。

V：0～0.50％

V(釩)是通過析出硬化來提高鋼的強(qiáng)度的元素。因此，也可以根據(jù)需要，將V含量設(shè)為0～0.50％。優(yōu)選的V含量的下限為0.002％。但是，當(dāng)V含量變得與上述的上限相比過量時，延展性下降。再者，也可以將V含量的上限設(shè)為0.30％。

B：0～0.0050％

B(硼)是提高鋼的淬硬性的元素。因此，也可以根據(jù)需要，將B含量設(shè)為0～0.0050％。優(yōu)選的B含量的下限為0.0001％。但是，當(dāng)B含量超過0.005％時，上述的效果飽和。再者，也可以將B含量的上限設(shè)為0.004％。

Ti：0～0.05％

Ti(鈦)是與鋼中的N結(jié)合而形成化合物的元素。另外，其是抑制冷鍛中的動態(tài)應(yīng)變時效的元素。因此，也可以根據(jù)需要，將Ti含量設(shè)為0～0.05％。優(yōu)選的Ti含量的下限為0.002％。但是，當(dāng)Ti含量變得與上述的上限相比過量時，會析出粗大的TiN，容易發(fā)生以TiN為起點的裂紋。再者，也可以將Ti含量的上限設(shè)為0.04％。

接著，對本實施方式涉及的鋼材的金屬組織進(jìn)行說明。

在本實施方式涉及的鋼材中，金屬組織主要包含珠光體。另外，優(yōu)選該金屬組織由珠光體構(gòu)成。不過，為了將鋼材控制為由珠光體構(gòu)成的金屬組織，鋼材的合金組成受到限制。因此，該金屬組織除了珠光體外也可以還包含初析鐵素體或貝氏體。具體而言，在將鋼材的化學(xué)成分中的以質(zhì)量％表示的碳含量設(shè)為C時，在鋼材的與其長度方向垂直的截面中，珠光體的面積分率可以為130×C％以上且小于100％，初析鐵素體和貝氏體的合計的面積分率可以為大于0％且在(100-130×C)％以下。在滿足該條件時，能夠同時良好地實現(xiàn)冷鍛前的球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。再者，為了冷加工性的提高，貝氏體的面積分率優(yōu)選為比初析鐵素體的面積分率低的分率。同樣地，馬氏體和/或殘余奧氏體的面積分率也優(yōu)選為低分率。如果金屬組織中的貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體的面積分率為低分率，則本實施方式涉及的上述的效果受損害的可能性小。具體而言，貝氏體、馬氏體、以及殘余奧氏體的合計的面積分率優(yōu)選限制為20％以下。

本實施方式涉及的鋼材，將縮短球化處理時間作為主要目的之一。在該球化處理中，將滲碳體的縱橫尺寸比控制為平均5以下。即，本實施方式涉及的鋼材中所含有的滲碳體在球化處理前其縱橫尺寸比平均超過5。特別是在滲碳體的縱橫尺寸比為8～30的情況下，球化處理時間的縮短的效果變得顯著。因此，本實施方式涉及的鋼材，球化處理前的滲碳體的縱橫尺寸比也可以是8～30。

以下，對本實施方式涉及的鋼材的各特性值的測定方法進(jìn)行說明。

鋼材的化學(xué)成分采用鋼的一般的分析方法來測定即可。例如，鋼材的化學(xué)成分使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)來測定即可。不過，C和S使用燃燒-紅外線吸收法來測定即可，N使用惰性氣體熔化-導(dǎo)熱度法來測定即可。

鋼材的Mn分配比、Cr分配比等使用TEM-EDS來測定即可。例如，以與長度方向垂直的截面(C截面，與拉絲方向垂直的截面)成為觀察面的方式，采用FIB(Focused Ion Beam)法，將鋼材(鋼線材)作成至少10個包含珠光體中的滲碳體和鐵素體這兩者的觀察用試樣。使用TEM觀察這些觀察用試樣，采用EDS測定Mn、Cr的含量(原子％)。并且，通過滲碳體中所含有的Mn、Cr的含量除以鐵素體中所含有的Mn、Cr的含量來求出Mn分配比、Cr分配比。

圖1是表示本實施方式涉及的鋼材中所含有的珠光體1的放大示意圖，是示出進(jìn)行珠光體1中的鐵素體2和滲碳體3中的元素的分析的測定點4的示意圖。如在該圖1中例示的那樣，珠光體1中的鐵素體2以及滲碳體3所含有的Mn、Cr的含量(原子％)用橫寬4nm左右、縱長5nm左右的間隔的正方點陣上的各測定點4來測定即可。在各測定點4的測定的累計時間設(shè)為50秒。另外，在數(shù)據(jù)解析時，在縱軸上累計光譜。每觀察1個視場，在滲碳體3和鐵素體2這兩者中，用至少50個測定點4進(jìn)行測定，計算平均值，求出Mn分配比、Cr分配比。并且，使用10個觀察用試樣，進(jìn)行同樣的測定，求出Mn分配比、Cr分配比的平均值。具體而言，Mn分配比、Cr分配比能夠使用日立制作所制HF2000場致發(fā)射型搭載電子槍透射電子顯微鏡等來測量。再者，Mn分配比、Cr分配比也可以使用SEM-EDS(Scanning Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)來測定。

鋼材的金屬組織使用SEM來觀察即可。例如，以與長度方向垂直的截面(C截面，與拉絲方向垂直的截面)成為觀察面的方式切斷鋼材(鋼線材)，進(jìn)行該觀察面的研磨以及腐蝕。并且，在將從該觀察面的輪廓線上的一點朝向重心的線段的距離設(shè)為D時，將該觀察面上的D部(鋼材的中心附近部)、0.5D部(鋼材的中心與表層的中間部)、以及輪廓線附近部(鋼材的表層附近部)作為金屬組織的觀察區(qū)域。將各觀察區(qū)域中的觀察視場設(shè)為125μm×95μm，將觀察倍率設(shè)為1000倍，拍攝金屬組織照片。金屬組織照片從不同的觀察視場的至少5個視場來拍攝。使用這些金屬組織照片，來鑒定珠光體、初析鐵素體、貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體等的各構(gòu)成相即可。另外，根據(jù)需要，使用這些金屬組織照片進(jìn)行圖像解析，求出各構(gòu)成相的面積分率的平均值即可。再者，檢鏡面的面積率可視為與金屬組織的體積率相等。

鋼材中所含有的滲碳體的縱橫尺寸比也使用SEM來測定即可。與上述的金屬組織的觀察同樣地，將觀察面上的D部、0.5D部、以及輪廓線附近部作為滲碳體的縱橫尺寸比的測定區(qū)域。將各觀察區(qū)域中的觀察視場設(shè)為25μm×20μm，將觀察倍率設(shè)為5000倍，拍攝金屬組織照片。金屬組織照片從不同的觀察視場的至少5個視場來拍攝。使用這些金屬組織照片進(jìn)行圖像解析，求出滲碳體的縱橫尺寸比的平均值即可。再者，滲碳體的縱橫尺寸比是滲碳體的長徑除以短徑而得到的值。

以下，對本實施方式涉及的鋼材與現(xiàn)有技術(shù)的差異進(jìn)行說明。

在日本國特開2010-159476號公報所公開的技術(shù)中，通過將鋼材控制為珠光體為主體的金屬組織，將珠光體的平均塊尺寸控制為20μm以下，來進(jìn)行了球化處理時間的縮短。在該技術(shù)中，通過將珠光體塊尺寸微細(xì)化，減小滲碳體大小來促進(jìn)滲碳體的球化。實際上利用該技術(shù)來促進(jìn)滲碳體的球化。另一方面，本實施方式涉及的鋼材，著眼于珠光體中的滲碳體和鐵素體中分別包含的Mn、Cr的合金元素的含量來控制Mn分配比、Cr分配比。通過該控制，在本質(zhì)上改善滲碳體的物性。其結(jié)果是，根本性消除用于滲碳體的球化的阻礙因素，能夠?qū)崿F(xiàn)球化處理時間的大幅度的縮短。

在日本國特開2009-275250號公報所公開的技術(shù)中，將球化處理后的鋼材的金屬組織控制為由平均粒徑為15μm以下的鐵素體、和平均縱橫尺寸比為3以下且平均粒徑為0.6μm以下的球狀滲碳體構(gòu)成，并且該球狀滲碳體的個數(shù)是每1mm²為1.0×106×C含量(％)個以上。采用該技術(shù)，能夠得到冷加工性優(yōu)異的鋼材。但是，在該日本國特開2009-275250號公報所公開的技術(shù)中，需要在球化處理前進(jìn)行減面率40％以下的拉絲加工。另一方面，本實施方式涉及的鋼材如上所述，不進(jìn)行球化處理前的拉絲加工等，就能夠同時實現(xiàn)冷鍛前的球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。

如上所述，本實施方式涉及的鋼材，通過理想地控制Mn分配比、Cr分配比，能夠?qū)崿F(xiàn)球化處理時間的縮短。而且，本實施方式涉及的鋼材，通過理想地控制合金組成和金屬組織，冷加工性提高。即，本實施方式涉及的鋼材，通過在本質(zhì)上改善滲碳體的物性，能夠同時實現(xiàn)球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。

在圖2中示出使用本實施方式涉及的鋼材以及現(xiàn)有的鋼材來調(diào)查出的球化處理時間和滲碳體的平均縱橫尺寸比的關(guān)系。如該圖2所示那樣，本實施方式涉及的鋼材與現(xiàn)有的鋼材相比，容易進(jìn)行球化，大幅度縮短了球化處理時間。

實施例1

利用實施例，更具體地說明本發(fā)明的一種技術(shù)方案的效果，但實施例中的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的可實施性以及效果而采用的一條件例，本發(fā)明并不限定于該一條件例。本發(fā)明能夠在不超出本發(fā)明的要旨、實現(xiàn)本發(fā)明的目的的范圍內(nèi)采用各種條件。

采用包含加熱工序、熱軋工序、卷取工序、一次冷卻工序、二次冷卻工序、保持工序、三次冷卻工序的制造方法來制造出表1～9所示的鋼材No.1～No.56。在表1～3中示出詳細(xì)的制造條件。再者，在加熱工序中，將鋼加熱到1000℃以上的溫度。在熱軋工序中，將鋼軋制為線徑5.5～15.0mm的鋼材(鋼線材)。在一次冷卻工序以及二次冷卻工序中，通過浸漬于控制了浴溫度的熔鹽槽中，來冷卻了鋼材。一次冷卻工序以及二次冷卻工序中的冷卻速度，通過變更鋼材的冷卻開始溫度或熔鹽槽的浴溫度來進(jìn)行了控制。在保持工序中，通過浸漬于控制了浴溫度的熔鹽槽中，來保持鋼材而使其進(jìn)行珠光體相變。在三次冷卻工序中，通過水冷，來冷卻了鋼材。

采用上述方法測定了所制造出的鋼材的化學(xué)成分、金屬組織、Mn分配比、Cr分配比、以及滲碳體的縱橫尺寸比。將這些鋼材的制造結(jié)果示出在表4～9中。再者，在表中，帶下線的數(shù)值表示在本發(fā)明范圍外，空欄表示沒有有意地添加合金元素，“-”表示未實施。

另外，雖然在表中沒有示出，但鋼材No.2、6、24，在將以質(zhì)量％表示的鋼材的碳含量設(shè)為C時，在鋼材的與其長度方向垂直的截面中，珠光體的面積分率為130×C％以上且小于100％，初析鐵素體和貝氏體的合計的面積分率為大于0％且在(100-130×C)％以下。再者，金屬組織的構(gòu)成相的面積分率采用上述的方法進(jìn)行了評價。

另外，對所制造出的這些鋼材實施了滲碳體球化處理。將球化處理的處理條件示出在表7～9中。并且，調(diào)查了球化處理后的鋼材(球化處理材料)的滲碳體的縱橫尺寸比變?yōu)?以下的處理時間。再者，球化處理材料的縱橫尺寸比采用上述的方法進(jìn)行了評價。將用于使?jié)B碳體的縱橫尺寸比成為5以下的球化處理時間為9小時以下的鋼材判斷為縮短了球化處理時間。

另外，為了評價冷加工性，使用球化處理材料進(jìn)行了拉伸試驗。再者，球化處理材料的拉伸試驗依照J(rèn)IS Z2241：2011(或ISO 6892-1：2009)來進(jìn)行。在拉伸試驗中，使用9A號試樣實施至少3次試驗，求出了抗拉強(qiáng)度以及斷面收縮率值的平均值。在將以質(zhì)量％表示的鋼材的碳含量設(shè)為C時，抗拉強(qiáng)度以單位MPa計為530×C+300以下、且斷面收縮率值以單位％計為-35×C+89以上的鋼材判斷為冷加工性優(yōu)異。

在表7～9中示出球化處理材料的評價結(jié)果即用于使?jié)B碳體的縱橫尺寸比成為5以下的球化處理時間以及抗拉特性。

如表1～9所示那樣，作為本發(fā)明例的No.2、4、6、12、14、16、20、24、26、27、29、31、43、46、以及56，化學(xué)成分、金屬組織、以及Mn分配比都滿足了本發(fā)明的范圍。其結(jié)果是，能夠同時實現(xiàn)了球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。

另一方面，作為比較例的No.1、3、5、7～11、13、15、17～19、21～23、25、28、30、32～42、44、45、47～55，化學(xué)成分、金屬組織、以及Mn分配比中的某個不滿足本發(fā)明的范圍。其結(jié)果是，不能同時實現(xiàn)球化處理時間的縮短和冷加工性的提高。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明的上述技術(shù)方案，除控制鋼材的合金組成和金屬組織外，還理想地控制鋼材的珠光體中的滲碳體和鐵素體中的合金元素的分配比。因此，可提供同時實現(xiàn)冷鍛前的球化處理時間的縮短和冷加工性的提高的鋼材。因此，產(chǎn)業(yè)上的可利用性很高。

附圖標(biāo)記說明

1：珠光體

2：鐵素體

3:滲碳體

4:測定點