JP4705751B2

JP4705751B2 - 冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材

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Publication number: JP4705751B2
Application number: JP2003329681A
Authority: JP
Inventors: 昌一柴田; 秀夫雨瀬
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2003-09-22
Filing date: 2003-09-22
Publication date: 2011-06-22
Anticipated expiration: 2023-09-22
Also published as: JP2005097641A

Description

本発明は伸線材に関する。詳しくは、連続鋳造法により製造された鋼片を線材に熱間圧延し、その後に伸線加工が施された冷間鍛造性と被削性、特にタッピング加工性に優れた伸線材に係るものである。

冷間鍛造での成形加工後に切削加工が施される部品、例えば、ナットで代表される様な冷間での鍛造成形加工後に中心部ネジ加工のための切削加工が施される部品においては、従来その素材として製鋼炉で精錬した鋼を鋳型に注入して凝固させるいわゆる造塊法で製造したリムド鋼の鋼材が用いられてきた。これは、リムド鋼の場合にはその表面がリム層であるために冷間鍛造性が良好であると共に、その内部にＭｎＳ等が集積しており被削性にも優れ、良好な冷間鍛造性と内部の良好な被削性を確保することができるためである。
しかし、いわゆる造塊法の場合には歩留まりが低く、しかも生産性も悪いという問題があった。

上記した造塊法に対して、連続鋳造法の場合には歩留まりが高く、しかも生産性の向上をも図ることが可能である。しかし、連続鋳造法の場合では造塊法と比較すると鋼の冷却速度が大きく、ＭｎＳが微細に晶出することにより断面内の均一性が高いために冷間鍛造性に乏しいという不具合がある。なお、連続鋳造法により製造した鋼の冷間鍛造性を高めるためにＭｎＳ等の非金属介在物を減少させるという方法が採られているが、被削性の低下が生じている。

ここで、上記した不具合に対して被削性を向上させるためにＳ、Ｐｂ等の快削性向上元素の添加が有効であることが知られているが、これらの方法は近年問題を生じている。例えば、ＳはＭｎＳの様な切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳが増加することになり上記した様に冷間鍛造性の低下が生じてしまう。一方、Ｐｂについては冷間鍛造性の低下を生じることなく被削性の向上を図ることができるものの、環境問題からその添加が制限されつつある。

また、鋼材の成分と介在物組成を調整することによって、冷鍛性と被削性を高める技術が提案されている。

例えば、特許文献１には、「重量％で、Ｃ：０．１〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．００３〜０．５％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、オーステナイト粒径の粒度番号が７番以下であることを特徴とする鋼」等が開示されている。
この特許文献１は、一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わり、その際の塑性流動により機械的性質に異方性を生じるのであるが、部品を加工した場合にはその異方性の弱い方向への強度が最弱となるために、部品として使用する場合を鑑み、異方性を最低限に抑制し、最弱部の強度（または破壊特性）低下を抑制することによって被削性と強度を両立させる方法である。

また、特許文献２には、「質量％で、Ｃ：０．１〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．００３〜０．５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鋼」等が開示されている。
この特許文献２は、鍛造性を向上させるには介在物の形状を極力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効であり、また、例え異方性を生じても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響を小さくできるという点に鑑み、被削性を向上させるＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることによって鍛造性と被削性に優れた鋼を提供するというものである。

更に、特許文献３には、「重量％で、Ｃ：０．１〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００３％〜０．２％、Ｓ：０．００３〜０．５％を含有し、さらに、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｔｅ：０．００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％のうち１種または２種以上を含有するとともに、Ａｌ≦０．０１％、ｔｏｔａｌ−Ｏ≦０．０２％、ｔｏｔａｌ−Ｎ≦０．０２％に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼」等が開示されている。
この特許文献３は、上記した特許文献２と同様に、被削性を向上させるＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることによって鍛造性と被削性に優れた鋼を提供するというものである。

また、特許文献４には、「重量％で、Ｃ：０．０５〜０．８％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．００５〜０．４％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｏ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ０．１〜１０％のＣａを含有する円相当径５μｍ以上の硫化物を３．３ｍｍ^２当たり５個以上含有することを特徴とする快削鋼」等が開示されている。
この特許文献４は、Ｓ、Ｃａ、ＡｌおよびＯをそれぞれ適量ずつ複合添加すると、凝固時に先に晶出したＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２を核に（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓの硫化物が晶出し、これが均一微細に分散されると被削性が改善されること、硫化物のＣａ含有量が１０％より多くなると固くなって被削性が改善されないこと、被削性を改善するためには円相当径５μｍ以上の硫化物を３．３ｍｍ^２当たり５個以上含有する必要があるといった知見に基づいて被削性にばらつきが少なく、被削性に優れた快削鋼を提供するというものである。

また、特許文献５には、「Ｃ：０．０５〜０．８％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．００５〜０．４％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｏ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０４％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、且つＣａ含有量が４０％を超える硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をＡ、Ｃａ含有量が０．３〜４０％の硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をＢ、Ｃａ含有量が０．３％より少ない硫化物の調査観察視野全体の面積に対する面積率をＣとする時、Ａ／（Ａ＋Ｂ＋Ｃ）≦０．３、かつＢ／（Ａ＋Ｂ＋Ｃ）≧０．１であることを特徴とする旋削加工性に優れた機械構造用鋼」等が開示されている。
この特許文献５は、鋼中の硫化物系介在物中のＣａ量を調整する事により旋削用工具の表面に硫化物系の工具保護膜を形成し、工具寿命の大幅な向上を図ったものである。

また、特許文献６には、「転炉−連続鋳造プロセスにより、重量％でＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ＜０．２０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ＜０．１２％、Ｓ＜０．１５％、Ｃａ＜０．００３０％の溶鋼組成を示すスチールウール製造用線材に代表される被削性に優れた鋼材を溶製するにあたり、鋳片および線材中の介在物組成がＭｎＯ＋ＣａＯ−ＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３の三元系状態図上のイ：ＭｎＯ＋ＣａＯ＝５７．０％、ＳｉＯ_２＝２４．３％、Ａｌ_２Ｏ_３＝１８．７％、ロ：ＭｎＯ＋ＣａＯ＝４３．８％、ＳｉＯ_２＝３１．０％、Ａｌ_２Ｏ_３＝２５．２％、ハ：ＭｎＯ＋ＣａＯ＝３０．０％、ＳｉＯ_２＝４０．６％、Ａｌ_２Ｏ_３＝２９．４％、ニ：ＭｎＯ＋ＣａＯ＝１９．３％、ＳｉＯ_２＝５８．６％、Ａｌ_２Ｏ_３＝２２．１％、ホ：ＭｎＯ＋ＣａＯ＝５７．６％、ＳｉＯ_２＝４２．４％、Ａｌ_２Ｏ_３＝０％、ヘ：ＭｎＯ＋ＣａＯ＝６６．８％、ＳｉＯ_２＝３３．２％、Ａｌ_２Ｏ_３＝０％の各点を１３００℃の等液相線温度で結んだ線で囲まれるＭｎＯ＋ＣａＯ、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３の三元系で示した領域になるように調整することを特徴とする被削性に優れた鋼材の製造方法」等が開示されている。
この特許文献６は、溶鋼と反応させるスラグ中のＡｌ_２Ｏ_３、ＣａＯ、ＳｉＯ_２含有量を特定の組成に調整することによってスチールウール製造用線材等の被削性に優れた鋼材の製造方法を提供するものである。

上記した様に、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５及び特許文献６は、鋼材の成分や介在物成分を規定するに過ぎず、伸線材の特性について規定がなされることはなかった。

しかしながら、実際に冷間鍛造性及び被削性が問題となるのは、鋼材を熱間圧延し、更に伸線加工を施した後に、この伸線材を用いて冷間鍛造する際における冷間鍛造性及びこの冷間鍛造製品を切削加工する際における被削性である。即ち、冷間鍛造性及び被削性は鋼材の成分や介在物組成もさることながら、伸線材の特性が非常に重要となってくる。

特開２０００−２５６７８５号公報（第２−９頁）

特開２０００−３１９７５１号公報（第２−９頁）

特開２０００−２８２１６９号公報（第２−８頁）

特開２０００−２１９９３６号公報（第２−９頁）

特開２０００−３４５３８号公報（第２−８頁）

特公平８−９７３１号公報（第１−４頁）

本発明は、上記現状に鑑みて創案されたものであって、冷間鍛造及び切削加工前の素材である伸線材の特性を規定することによって、冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立させることが可能である冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材を提供することを目的とするものである。

本発明の要旨は、下記に示す冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材にある。

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．００２〜０．２０％、Ｍｎ：０．２５〜０．７０％、Ｓ：０．０２０〜０．０６０％、Ａｌ：０．００１〜０．００３％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％及びＴｅ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、連続鋳造法によって製造された鋼片を線材に熱間圧延し、その後に伸線加工が施された伸線材であって、伸線材のブリネル硬さが１７０〜２００であることを特徴とする冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。

本発明者らは、上記した課題を解決するために様々な検討を行い、以下の知見を得た。

（ａ）一般に快削鋼は快削元素の添加により切屑破砕性を向上させているために旋削加工性は良好であるが、タッピング加工の様な特殊加工の場合には切屑が細かくなりすぎて排出が困難になり、この切屑がタップ寿命を悪くしたり、切屑がネジ部に入り込みネジ形状を悪くしたりする等、却って被削性を悪化させることもあり得るために、冷間鍛造性と被削性を高いバランスで両立させるにあたっては、鋼材の成分や介在物組成のみの規定では不充分である。

（ｂ）伸線材の被削性を向上させるには硬度の最適値を選択する必要があり、図１で示す様に、硬度が低すぎても高すぎても被削性が悪くなる。また、伸線材の硬度と冷間鍛造性は、図２で示す様に、略比例関係が成立し、硬度が高いほど冷間鍛造性が悪くなる。
即ち、伸線材のブリネル硬さを１７０〜２００と規定し、硬度を最適化することによって冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立させることが可能である。

（ｃ）伸線材の硬度は伸線減面率に大きく影響され、伸線減面率と伸線材の硬度は、図３で示す様に、略比例関係が成立する。そのため、上記で規定したブリネル硬さ１７０〜２００の伸線材を得るためには、５〜３０％の伸線減面率で伸線加工を施す必要がある。

（ｄ）被削性を改善するためにはＣａ、Ｔｉ及びＴｅのうち１種または２種以上を添加すれば良い。

本発明は上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材では、冷間鍛造性及び被削性を高いバランスで両立することができ、造塊法で製造されたリムド鋼での製造を余儀なくされていた部品への連続鋳造化を図ることが可能となる。

以下、本発明の各要件について説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、伸線加工及び冷間鍛造を施した後において必要な強度を確保するためには０．０５％以上が必要であり、一方、含有量が０．２０％を超えると冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Ｃの含有量を０．０５〜０．２０％とした。

Ｓｉ：０．００２〜０．２０％
Ｓｉは、脱酸のために有効な元素である。しかし、その含有量が０．００２％未満ではその効果に乏しく、一方、含有量が０．２０％を超えると延性を低下させて冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Ｓｉの含有量を０．００２〜０．２０％とした。

Ｍｎ：０．２５〜０．７０％
Ｍｎは、鋼の基本的な脱酸に用いるために０．２５％以上の含有量が必要であり、一方、含有量が０．７０％を超えると鋼の強度が上がり冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Ｍｎの含有量を０．２５〜０．７０％とした。

Ｓ：０．０２０〜０．０６０％
Ｓは、被削性を改善する効果があるので０．０２０％以上の含有量が必要であるが、含有量が０．０６０％を超えると延伸状の介在物であるＭｎＳの増加により冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Ｓの含有量を０．０２０〜０．０６０％とした。

Ａｌ：０．００１〜０．００３％
Ａｌは、一般に脱酸のために有効な元素である。しかし、その含有量が０．００１％未満ではその効果に乏しく、一方、含有量が０．００３％を超えると被削性を悪化させてしまう。従って、Ａｌの含有量を０．００１〜０．００３％とした。

本発明においては、Ｐ、Ｎ及びＯ（酸素）の含有量を下記の通りに制限する。これらの元素はいずれも不純物として含まれるものである。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、被削性の改善に効果があるが、含有量が０．０５０％を超えると冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Ｐの含有量を０．０５０％以下に制限した。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、精錬段階で大気中より侵入する元素であるが、含有量が０．０１０％を超えると窒化物が形成され、鋼の強度が上がり冷間鍛造性が低下してしまう。従って、Ｎの含有量を０．０１０％以下に制限した。

Ｏ（酸素）：０．０１％以下
Ｏは、含有量が０．０１％を超えると硬質介在物が多量に生成し、被削性を悪化させてしまう。従って、Ｏの含有量を０．０１％以下に制限した。

本発明に係る冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材の化学組成は、被削性を高めることを目的として、さらにＣａ：０．０００１〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％及びＴｅ：０．００１〜０．０１０％を含有するものである。

Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％
Ｃａは、脱酸元素であり軟質酸化物を生成し被削性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａが０．０００１％以上必要である。一方、Ｃａは異方性低減に有効な元素ではあるが、０．００３０％を超える添加は硬質の介在物を多量に生成し、被削性を悪化させることがある。従って、Ｃａは、その含有量を０．０００１〜０．００３０％とする。

Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％
Ｔｉは、脱酸元素であり結晶の微細化を図り被削性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｔｉが０．００３％以上必要である。一方、０．０５０％を超える添加は硬質の介在物を生成させ、被削性を悪化させることがある。従って、Ｔｉは、その含有量を０．００３〜０．０５０％とする。

Ｔｅ：０．００１〜０．０１０％
Ｔｅは、被削性向上元素であり、ＭｎＴｅを生成し、このＭｎＴｅがチップブレーカーの作用をして被削性を高める効果を有する。また、異方性の低減に有効な元素である。この効果を確実に得るためには、Ｔｅが０．００１％以上必要である。一方、０．０１０％を超える添加は熱間加工性を低下させて割れの原因となり得る。従って、Ｔｅは、その含有量を０．００１〜０．０１０％とする。本発明に係る冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材の化学組成は、上記のＣからＴｅまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。

（Ｂ）伸線材の硬度
上記した様に、伸線材の硬度と冷間鍛造性は略比例関係が成立し、硬度が高いほど冷間鍛造性が悪くなる。また、伸線材の被削性を向上させるには硬度の最適値を選択する必要があり、硬度が低すぎても高すぎても被削性が悪くなる。従って、伸線材のブリネル硬さを１７０〜２００と規定した。

以下、本発明者らが表１に示す鋼Ａを用いて検討した結果を一例として、上記の伸線材の硬度に関する規定について詳しく説明する。

先ず、表１で示す化学組成を有する鋼Ａを転炉にて溶製・真空脱ガス（ＲＨ）精錬を行い、その後連続鋳造した３００ｍｍ×４００ｍｍのブルームを１４０ｍｍ角のビレットに分塊圧延した。次いで、このビレットを素材として、下記の条件で熱間圧延して１６．０ｍｍの熱間圧延線材を得た。

ビレット加熱温度：１１５０℃及び１２００℃
圧延巻取温度：８００℃及び８５０℃

また、各条件で製造した熱間圧延線材をＨＣｌ若しくはＨ２ＳＯ４で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を行った。続いて、３％、５％、２５％、３０％及び３３％の伸線減面率で丸棒に伸線加工を施した後、丸棒に加工された伸線材を用いて冷間鍛造（ナット形状に冷間鍛造）を行った。
その後、ナット形状の中心部を打ち抜くと共に、打ち抜き中心部にネジ切り加工（タッピング加工）を行い、被削性及び冷間鍛造性について評価を行った。

さて、被削性は、表２で示す切削条件でナット形状の中心部のネジ切り加工を行い、タップ逃げ面の磨耗量２００μｍ以上を限界磨耗量としてタップ寿命によって評価した。

また、冷間鍛造性は、圧縮試験片（Ｈ／Ｄ＝１．５、Ｈ：圧縮試験片高さ、Ｄ：圧縮試験片径）を製作し、５００トンプレスにて高さ方向に圧縮して試験片に割れが発生する際の圧縮率である限界圧縮率によって評価した。なお、ブリネル硬さの測定はＪＩＳに規定するＺ２２４３のブリネル硬さ試験−試験方法により測定した。

以上の試験結果を図１、図２及び図３に示す。

図１は、伸線材の硬度と被削性の関係を示したものである。
図１から、伸線材の被削性を向上させるには硬度の最適値を選択する必要があり、硬度が低すぎても高すぎても被削性が悪くなることがわかる。
さて、被削性に基づく硬度についての最適値であるブリネル硬さ１７０〜２００は、良好な被削性を確保することができる造塊法によって製造した鋼材を基準として判断を行った。即ち、表２で示す化学組成を有する鋼Ｂを転炉にて溶製・ＲＨ精錬を行い、その後造塊法によって製造された１４０ｍｍ角のビレットに分塊圧延し、次いで、ビレット加熱温度：１１５０℃、圧延巻取温度：８００℃で熱間圧延を行い、ＨＣｌ若しくはＨ_２ＳＯ_４で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を施し、２５％の伸線減面率で丸棒に伸線加工を行って、丸棒に加工された伸線材を用いて冷間鍛造（ナット形状に冷間鍛造）及びナット形状の中心部にネジ切り加工（タッピング加工）を行うことによって得られるナットが有する２７万個／タップを基準とし、この２７万個／タップ以上の被削性を得ることができる硬度であるブリネル硬さ１７０〜２００を伸線材の硬度の条件とした。

図２は、伸線材の硬度と冷間鍛造性の関係を示したものである。
図２から、伸線材の硬度と冷間鍛造性は略比例関係が成立し、硬度が高いほど冷間鍛造性が悪くなることがわかる。
ここで、冷間鍛造性に基づく硬度についての最適値は、通常の冷間鍛造において、限界圧縮率が７６％以上の加工はほとんど行われないために、限界圧縮率が７６％以上を基準として考えることとすると、上記した被削性に基づく硬度の最適値であるブリネル硬さ１７０〜２００は限界圧縮率が７６％以上という条件をも満たすものである。

図３は、伸線減面率を伸線材の硬度の関係を示したものである。
図３から、伸線減面率と伸線材の硬度は略比例関係が成立し、伸線減面率が高いほど硬度が高くなることがわかる。これは、伸線減面率が高いほど伸線材のフェライト粒径が細かくなるためであると考えられる。
また、上記した被削性に基づく硬度の最適値であるブリネル硬さ１７０〜２００の伸線材を得るためには、５〜３０％の伸線減面率で伸線加工を施す必要があることがわかる。

なお、本発明の伸線材は、例えば以下に示す様な方法によって製造することができる。
即ち、先ず、前述の化学組成の鋼を転炉にて溶製・ＲＨ精錬を行い、その後連続鋳造を行うことによって得られる３００ｍｍ×４００ｍｍのブルームを１４０ｍｍ角のビレットに分塊圧延を行う。次に、このビレットを素材として、加熱温度が１１５０〜１２００℃、巻取温度が８００〜８５０℃の条件で１６．０ｍｍの線材に熱間圧延を行い、この熱間圧延線材をＨＣｌ若しくはＨ_２ＳＯ_４で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を行う。その後、５〜３０％の伸線減面率で伸線加工を施すことによってブリネル硬さが１７０〜２００である本発明の伸線材を得ることができる。

以下、実施例により本発明を詳しく説明する。

表４に示す化学組成を有する鋼Ｃ〜Ｇを転炉にて溶製・ＲＨ精錬を行い、その後連続鋳造した３００ｍｍ×４００ｍｍのブルームを１４０ｍｍ角のビレットに分塊圧延した。次いで、このビレットを素材として、１１５０℃に加熱し、巻取温度を８００℃に調整して熱間圧延を行い１６．０ｍｍの熱間圧延線材を得た。

また、この１６．０ｍｍの熱間圧延線材をＨＣｌ若しくはＨ_２ＳＯ_４で酸洗して脱スケール処理を行った後に、りん酸塩処理及び反応型石けん処理をして潤滑処理を行った。続いて、３％、５％、２５％、３０％及び３３％の伸線減面率で丸棒に伸線加工を施した後、丸棒に加工された伸線材を用いて冷間鍛造（ナット形状に冷間鍛造）を行った。
その後、ナット形状の中心部を打ち抜くと共に、打ち抜き中心部にネジ切り加工（タッピング加工）を行い、被削性及び冷間鍛造性について評価を行った。

なお、ここでは１６．０ｍｍの熱間圧延伸線材を丸棒に伸線加工を行う例を挙げて説明を行っているが、ナット用素材の伸線については、１６．０ｍｍの熱間圧延伸線材を四角線や六角線に伸線加工を行い、四角線や六角線に加工された伸線材を用いてナット形状に冷鍛加工を行う方法であっても構わない。即ち、本発明に係る冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材の伸線減面率５％〜３０％は、熱間圧延伸線材を丸棒に伸線加工を行う場合のみならず、四角線や六角線に伸線加工を行う場合をも含むものである。

さて、被削性は、上記した様に、表２で示す切削条件でナット形状の中心部のネジ切り加工を行い、タップ逃げ面の磨耗量２００μｍ以上を限界磨耗量としてタップ寿命によって評価した。

また、冷間鍛造性は、上記した様に、圧縮試験片（Ｈ／Ｄ＝１．５、Ｈ：圧縮試験片高さ、Ｄ：圧縮試験片径）を製作し、５００トンプレスにて高さ方向に圧縮して試験片に割れが発生する際の圧縮率である限界圧縮率によって評価した。なお、ブリネル硬さの測定はＪＩＳに規定するＺ２２４３のブリネル硬さ試験−試験方法により測定した。

以上の各試験結果を表５に整理して示す。

表５から明らかな様に、本発明で規定する条件から外れた試験番号１〜１２及び試験番号１６〜２１の場合には、タップ寿命が低い、冷間鍛造性が悪いのいずれかである。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号１３〜１５の場合には、タップ寿命が３６万個／タップ以上であり造塊法により製造された伸線材と比較してもより優れたタップ寿命を有しており被削性が高いと共に、通常の冷間鍛造で必要とされる７６％の限界圧縮率をも有しており良好な冷間鍛造性を有することが明らかである。

硬度と被削性との関係を説明するためのグラフである。硬度と冷間鍛造性の関係を説明するためのグラフである。伸線減面率と硬度の関係を説明するためのグラフである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．００２〜０．２０％、Ｍｎ：０．２５〜０．７０％、Ｓ：０．０２０〜０．０６０％、Ａｌ：０．００１〜０．００３％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％及びＴｅ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物よりなり、連続鋳造法によって製造された鋼片を線材に熱間圧延し、その後に伸線加工が施された伸線材であって、
該伸線材のブリネル硬さが１７０〜２００である
ことを特徴とする冷間鍛造性と被削性に優れた伸線材。