特許 6226086 冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6226086

(24)【登録日】2017年10月20日

(45)【発行日】2017年11月8日

(54)【発明の名称】冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20171030BHJP

   C22C 38/54 20060101ALI20171030BHJP

   C21D 8/06 20060101ALN20171030BHJP

   C21D 9/00 20060101ALN20171030BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301Y

   C22C38/54

   !C21D8/06 A

   !C21D9/00 B

【請求項の数】3

【全頁数】25

(21)【出願番号】特願2016-560193(P2016-560193)

(86)(22)【出願日】2015年11月13日

(86)【国際出願番号】JP2015082007

(87)【国際公開番号】WO2016080315

(87)【国際公開日】20160526

【審査請求日】2017年4月18日

(31)【優先権主張番号】特願2014-233973(P2014-233973)

(32)【優先日】2014年11月18日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】新日鐵住金株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100064908

【弁理士】

【氏名又は名称】志賀 正武

(74)【代理人】

【識別番号】100175802

【弁理士】

【氏名又は名称】寺本 光生

(74)【代理人】

【識別番号】100106909

【弁理士】

【氏名又は名称】棚井 澄雄

(74)【代理人】

【識別番号】100134359

【弁理士】

【氏名又は名称】勝俣 智夫

(74)【代理人】

【識別番号】100188592

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 洋

(72)【発明者】

【氏名】松井 直樹

(72)【発明者】

【氏名】根石 豊

(72)【発明者】

【氏名】千田 徹志

(72)【発明者】

【氏名】小幡 晃久

(72)【発明者】

【氏名】堀 彰史

(72)【発明者】

【氏名】千葉 圭介

【審査官】 河野 一夫

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１２−１３６７３０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−００１５９９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００２−２９４４０１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−２５５３９８（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／０６

Ｃ２１Ｄ ９／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．２４〜０．３６％、
Ｓｉ：０．４０％未満、
Ｍｎ：０．２０〜０．４５％、
Ｓ ：０．０２０％未満、
Ｐ ：０．０２０％未満、
Ｃｒ：０．７０〜１．４５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１０％超、０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｍｏ：０〜０．０５０％、
Ｖ：０〜０．０５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、及び
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
下記式＜１＞、＜２＞で表されるＹ１、Ｙ２が下記式＜３＞で表される関係を満足し、
引張り強度が７５０ＭＰａ以下であり、かつ
内部組織がフェライト・パーライト組織であり、
前記内部組織において、フェライト分率が４０％以上である
ことを特徴とする冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材。
Ｙ１＝［Ｍｎ］×［Ｃｒ］・・・＜１＞
Ｙ２＝０．１３４×（Ｄ／２５．４−（０．５０×√［Ｃ］））／（０．５０×√［Ｃ］）・・・＜２＞
Ｙ１＞Ｙ２・・・＜３＞
ただし、上記式における［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］は、それぞれの元素の質量％での含有量を表し、Ｄは圧延棒鋼または圧延線材の単位ｍｍでの直径を表す。

【請求項2】

前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、及び
Ｖ：０．００５０．０５０％
からなる群から選択される１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材。

【請求項3】

前記化学組成が、質量％で、
Ｚｒ：０．００３〜０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、及び
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
からなる群から選択される１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、冷間鍛造部品の素材として好適な、冷間鍛造性及び耐粗粒化特性に優れた圧延棒鋼や圧延線材に関する。本発明は特に、焼入れ焼戻し後にＨＲＣ硬さ３４以上となるとともに焼入れ時の異常粒成長を抑制できる、高強度冷間鍛造部品の素材として好適な、冷間鍛造性に優れた圧延棒鋼や圧延線材に関する。
本願は、２０１４年１１月１８日に、日本に出願された特願２０１４−２３３９７３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

【背景技術】

【0002】

冷間鍛造は鍛造後の部品の表面肌、及び寸法精度に優れ、また、冷間鍛造によって製造される部品は、熱間鍛造によって製造される部品に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好である。そのため、冷間鍛造は、ギアやシャフト、ボルトなどの自動車をはじめとする各種産業機械や建築構造物用の部品の製造に広く適用されている。

【0003】

近年、自動車、産業機械等に用いる機械構造用部品においては小型・軽量化が進み、建築構造物においては大型化が進んでいる。このような背景から、冷間鍛造によって製造される部品にはより一層の高強度化が望まれている。

【0004】

これらの冷間鍛造部品には、従来、ＪＩＳ Ｇ ４０５１に規定される機械構造用炭素鋼鋼材、ＪＩＳ Ｇ ４０５３に規定される機械構造用合金鋼鋼材などが使用されている。これらの鋼材は、一般に、棒鋼や線材の形状に熱間で製品圧延された鋼材を、球状化焼鈍し、引抜や冷間伸線する工程を繰り返した後、冷間鍛造によって部品形状に成形し、焼入れ・焼戻しなどの熱処理によって所定の強度や硬さに調整される。

【0005】

上記のような機械構造用鋼材は０．２０〜０．４０％程度の比較的高い炭素量を含有しており、調質処理を経て高強度部品として使用することが出来る。一方、上記のような機械構造用鋼材は鍛造素材となる圧延鋼材である棒鋼や線材の強度が高くなる。そのため、製造過程において、冷間伸線及びその後の球状化焼鈍の工程を付加して鋼材を軟質化しなければ、部品成形のための冷間鍛造時に金型の摩耗や割れが生じやすく、また、部品に割れが発生するなど、製造上の問題が生じる。

【0006】

特に近年、部品が高強度化すると共に、部品形状が複雑化する傾向がある。部品形状が複雑になるほど割れの発生が懸念されるので、焼入れ・焼戻しによって高い強度が得られる鋼材を冷間鍛造前にさらに軟質化させる目的で、球状化焼鈍処理を長時間化したり、冷間伸線工程及び球状化焼鈍工程を複数回繰り返したりするなどの対策が取られている。

【0007】

しかしながら、これらの対策は人件費や設備費などのコストがかかるだけでなく、エネルギーロスも大きい。そのため、この工程を省略もしくは短時間化することが出来る鋼材が望まれている。

【0008】

このような背景のもと、球状化焼鈍処理を省略もしくは短時間化することを目的として、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎなどの合金元素の含有量を低減して鍛造素材となる圧延鋼材の強度を低減した上で、合金元素の低減による焼入れ性の低下をボロン添加で補ったボロン鋼等が提案されている。

【0009】

例えば、特許文献１には、結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性とに優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材及びその製造方法が開示されている。具体的には、特許文献１には、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％を含み、かつ鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ又はＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ^２以上を有することを特徴とする、結晶粒粗大化特性と冷間鍛造性とに優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法が開示されている。

【0010】

また、特許文献２には冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法が開示されている。具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、及びＣｒを含有し、金属組織が、パーライトと初析フェライトとを有し、全組織に対するパーライトと初析フェライトとの合計面積率が９０％以上であるとともに、初析フェライトの面積率Ａが、Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５（但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］＋０．１１×［Ｃｒ］（［（元素名）］は各元素の含有量（質量％）を意味する）で表されるＡｅとの間でＡ＞Ａｅの関係を有し、初析フェライト及びパーライト中のフェライトの平均粒径が１５〜２５μｍであることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼とその製造方法が開示されている。また、特許文献２の冷間加工用機械構造用鋼では、通常の球状化処理を施すことによって、十分な軟質化を実現できることが開示されている。

【0011】

特許文献１に開示されている技術によれば、圧延鋼材の硬さが低減できる。そのため、低コストで冷間鍛造が可能であり、また、焼入れ加熱時の結晶粒粗大化防止特性を具備することが出来る。しかしながら、特許文献１の鋼材は、鋼のＣｒ含有量が低いので、焼入れ性が低く、部品の強度を高めることには限界がある。

【0012】

特許文献２に開示されている冷間加工用機械構造用鋼は、通常の球状化焼鈍処理を施すことで、軟質化が可能であり、高強度部品に適用可能である。しかしながら、鋼の化学成分の含有量のバランスが最適化されておらず、また圧延鋼材の組織のフェライト分率が実質的に小さい。そのため製品圧延したままや短時間の球状化焼鈍処理を施した状態の鋼材を、部品の冷間鍛造時に使用すると割れが生じ、低コストで部品を製造することが出来ない問題があった。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0013】

【特許文献1】日本国特許第３４４３２８５号公報

【特許文献2】日本国特開２０１３−２２７６０２号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0014】

本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、焼入れ性、冷間鍛造性及び耐粗粒化特性に優れた高強度冷間鍛造部品用の棒鋼や線材の形状をした圧延鋼材を提供することを目的とする。ここで、焼入れ性に優れるとは、焼入れ・焼戻し後に中心部のＨＲＣ硬さが３４以上となることを言う。また、冷間鍛造性に優れるとは、冷間鍛造前に球状化焼鈍処理を省略もしくは短時間化しても冷間鍛造時に割れの発生が効果的に抑制されることを言う。また、耐粗粒化特性に優れるとは、焼入れ処理の加熱時に結晶粒の異常な粗大化が抑制されることを言う。

【課題を解決するための手段】

【0015】

本発明者らは、前記した課題を解決するために種々の検討を実施した。その結果、下記の知見を得た。

【0016】

（ａ）球状化焼鈍処理を省略或いは短時間化しても、部品の成形が可能な程度に冷間鍛造性を確保する場合、製品圧延ままの状態の鋼材（圧延棒鋼または圧延鋼材）の引張り強度を７５０ＭＰａ以下としなければならない。また、脱炭層が生成する可能性がある表層部分を除いた内部組織はフェライト・パーライト組織であり、かつフェライト分率が４０％を超える必要がある。

【0017】

（ｂ）焼入れ・焼戻しによって高い部品強度を確保するためには、Ｃ含有量を増大させて焼入れ硬さ（焼入れ後の硬さ）を高めるとともに、Ｍｎ、Ｃｒなどの合金元素を含有させて焼入れ性を高める必要がある。すなわち、高強度冷間鍛造部品として使用するためには、十分な焼入れ硬さ及びそのために必要な焼入れ性を確保しなければならない。

【0018】

（ｃ）冷間鍛造性を向上させるとともに、焼入れ性の向上によって焼入れ後の硬さを確保し、さらに耐粗粒化特性とを全て満足させるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ等の元素含有量及び含有量のバランスを十分に考慮した上で、内部組織も制御する必要がある。

【0019】

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記の通りである。

【0020】

（１）本発明の一態様に係る冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２４〜０．３６％、Ｓｉ：０．４０％未満、Ｍｎ：０．２０〜０．４５％、Ｓ：０．０２０％未満、Ｐ：０．０２０％未満、Ｃｒ：０．７０〜１．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０％超、０．０５０％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．０５０％、Ｚｒ：０〜０．０５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、及びＭｇ：０〜０．００５０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記式＜１＞、＜２＞で表されるＹ１、Ｙ２が下記式＜３＞で表される関係を満足し、引張り強度が７５０ＭＰａ以下であり、かつ内部組織がフェライト・パーライト組織であり、前記内部組織において、フェライト分率が４０％以上である。
Ｙ１＝［Ｍｎ］×［Ｃｒ］・・・＜１＞
Ｙ２＝０．１３４×（Ｄ／２５．４−（０．５０×√［Ｃ］））／（０．５０×√［Ｃ］）・・・＜２＞
Ｙ１＞Ｙ２・・・＜３＞
ただし、上記式における［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］は、それぞれの元素の質量％での含有量を表し、Ｄは圧延棒鋼または圧延線材の単位ｍｍでの直径を表す。

【0021】

（２）上記（１）に記載の冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材は、前記鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０３〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、及び
Ｖ：０．００５０．０５０％
からなる群から選択される１種以上を含有する

【0022】

（３）上記（１）または（２）に記載の冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材は、前記化学組成が、質量％で、Ｚｒ：０．００３〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、及びＭｇ：０．０００５〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

【0023】

残部としての「Ｆｅ及び不純物」における「不純物」とは、意図せずに鋼材中に含有される成分であり、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入するものを指す。

【0024】

圧延棒鋼または圧延線材とは、熱間で製品圧延されたままの棒鋼や線材の形状を有する圧延鋼材を指す。以下、本発明の明細書では、「圧延棒鋼または圧延線材」をまとめて「圧延棒線」あるいは「圧延鋼材」と表現する場合もある。また、熱間での製品圧延を、「熱間圧延」と表現する場合もある。

【発明の効果】

【0025】

本発明の上記態様の冷間鍛造部品用圧延棒線（圧延棒鋼または圧延線材）は、引張り強度が７５０ＭＰａ以下であり、内部の金属組織がフェライト分率４０％以上のフェライト・パーライト組織であり、かつ、各元素の含有量が制御されているので、冷間鍛造性、焼入れ性及び耐粗粒化特性に優れる。そのため、本発明の圧延棒線を素材として用いることにより、球状化焼鈍処理を省略或いは短時間化しても、冷間鍛造によって部品に成形することができ、焼入れ及び焼戻しを経てＨＲＣ硬さ３４以上の高強度冷間鍛造部品を得ることができる。また、本発明の圧延棒線は、焼入れ時にオーステナイト域へ加熱しても結晶粒の異常粒成長が抑制されるので、得られた高強度冷間鍛造部品において、部品強度のばらつきを抑制することができる。

【図面の簡単な説明】

【0026】

【図1】実施例で鍛造成形したボルトの形状を示す図である。

【図2】Ｃｒ含有量及びＭｎ含有量と、焼入れ性との関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0027】

以下、本発明一実施形態に係る冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材（本実施形態に係る圧延棒線と言う場合がある）ついて詳しく説明する。以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

【0028】

（Ａ）化学組成（化学成分）について：

【0029】

Ｃ：０．２４〜０．３６％
Ｃは、鋼材の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．２４％以上とする。さらに冷間鍛造部品の焼入れ硬さを高めたい場合には、Ｃの含有量を０．２６％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３６％を超えると、冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．３６％以下とする。さらに冷間鍛造性を高めたい場合は、Ｃ含有量を０．３３％以下とすることが好ましい。

【0030】

Ｓｉ：０．４０％未満
熱間圧延後（圧延まま）の圧延鋼材の引張り強度を下げるために、Ｓｉ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓｉ含有量は０％でもよい。一方、Ｓｉは固溶強化によってフェライトを強化するので、冷間鍛造部品の焼戻し硬さを高める効果を得ることを目的として、Ｓｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．４０％以上では冷間鍛造性が著しく低下するので、含有させる場合でも、Ｓｉ含有量は０．４０％未満とする必要がある。冷間鍛造性の観点からは、Ｓｉ含有量を０．３０％未満とすることが好ましく、さらには０．２０％未満とすることがより好ましく、圧延鋼材の引張強度も考慮すると、０．１０％以下であることがなお一層好ましい。

【0031】

Ｍｎ：０．２０〜０．４５％
Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を高める元素であり、この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。より焼入れ性を高めるためには、Ｍｎは０．２５％以上含有することが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が０．４５％を超えると、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下することによって、フェライト分率が低下するとともにベイナイトが生成し、その結果、鋼材の冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を０．４５％以下とする。さらに冷間鍛造性を向上させたい場合はＭｎ含有量を０．４２％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましく、０．３５％以下とすることがなお一層好ましい。

【0032】

Ｓ：０．０２０％未満
Ｓは、不純物として含有される。Ｓは冷間鍛造性を低下させる元素であり、その含有量は少ない方が好ましい。特に、Ｓ含有量が０．０２０％以上になると、ＭｎＳは延伸された粗大な形態となり、冷間鍛造性が著しく低下する。そのため、Ｓ含有量を０．０２０％未満に制限する。好ましくは、０．０１０％未満である。

【0033】

Ｐ：０．０２０％未満
Ｐは、不純物として含有される。Ｐは、冷間鍛造性を低下させるだけでなく、オーステナイト温度域への加熱時に粒界に偏析して焼入れ時の割れ発生の要因となる元素である。そのため、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０２０％以上になると冷間鍛造性の低下や割れの発生が著しくなる。そのため、Ｐ含有量を０．０２０％未満とする。好ましくは、０．０１０％未満である。

【0034】

Ｃｒ：０．７０〜１．４５％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、鋼材の焼入れ性を高める元素である。この効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．７０％以上とする。安定して高い焼入れ性を得るためには、Ｃｒ含有量を０．８０％以上とすることが好ましく、０．９０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．４５％を超えると、焼入れ性は高まるが、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下してフェライト分率が低下し、ベイナイトが生成する。その結果、鋼材の冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量を１．４５％以下とする。さらに冷間鍛造性を高めたい場合には、Ｃｒ含有量を１．３０％以下とするのが好ましく、１．２０％以下とすることがより好ましい。

【0035】

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
Ａｌは脱酸作用を有する元素である。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、ベイナイトの生成を抑制する作用を有する元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。ベイナイトの生成をより確実に抑制したい場合には、Ａｌの含有量を０．０１５％以上とするのが望ましく、０．０２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、粗大なＡｌＮが生成して冷間鍛造性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．０６０％以下とする。冷間鍛造性を高める観点から、Ａｌ含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４５％以下であることがより好ましい。

【0036】

Ｔｉ：０．０１０％超、０．０５０％以下
Ｔｉは、ＮやＣと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、それらのピンニング効果によって熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化する効果を有する元素である。オーステナイト粒の微細化は、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイトの生成を抑制し、フェライト分率の向上に寄与する。また、Ｔｉは、鋼中に固溶するＮをＴｉＮとして固定してＢＮの生成を抑制するので、Ｂによる焼入れ性向上の効果を高める作用も有する。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．０１０％超とする。Ｔｉ含有量は０．０２０％以上とすることが好ましく、０．０２５％超とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、仕上げ圧延時に微細なＴｉの炭化物や炭窒化物が多く析出し、フェライトが強化されて引張り強度が過剰に高くなる。そのため、Ｔｉ含有量を０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３５％以下であることがより好ましい。

【0037】

Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％
Ｎｂは、ＣやＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して、または、Ｔｉとともに複合炭窒化物を形成して、それらのピンニング効果により熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化する効果を有する元素である。オーステナイト粒の微細化は、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイト生成を抑制し、フェライト分率の向上に寄与する。また、Ｎｂの炭化物、窒化物又は炭窒化物は、冷間鍛造部品を焼入れする際の加熱時の結晶粒の異常粒成長を抑制する。これらの効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．００３％以上とする。Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、さらに安定してこれら効果を得たい場合にはＮｂ含有量を０．０１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、これらの効果が飽和するだけでなく、冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であることがより好ましい。

【0038】

Ｂ：０．０００３〜０．００４０％
Ｂは、微量の含有で焼入れ性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。焼入れ性をさらに高めたい場合には、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和するとともに、冷間鍛造性が低下する。冷間鍛造性をさらに向上させる場合には、Ｂ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。

【0039】

Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
ＮはＡｌ、ＴｉやＮｂと結合して窒化物や炭窒化物を生成し、熱間圧延時のオーステナイト粒の微細化や冷間鍛造部品を焼入れする際の加熱時の異常粒成長を抑制する効果を有する。その効果を得るために、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。好ましくは０．００３０％以上である。一方、Ｎ含有量が過剰になると、効果が飽和するばかりではなく、ＮとＢとが結合して窒化物が生成され、Ｂによる焼入れ性向上の効果が弱まる。そのため、Ｎ含有量を０．００８０％以下とする。安定して焼入れ性を向上させるには、Ｎ含有量を０．００７０％未満とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。

【0040】

本実施形態に係る棒線では、各元素の含有量に加えて、元素の含有量のバランスも制御する必要がある。具体的には、下記式＜１＞で表されるＹ１と、式＜２＞で表されるＹ２が、式＜３＞で表される関係を満足する。
Ｙ１＝［Ｍｎ］×［Ｃｒ］ 式＜１＞
Ｙ２＝０．１３４×（Ｄ／２５．４−（０．５０×√［Ｃ］））／（０．５０×√［Ｃ］） 式＜２＞
Ｙ１＞Ｙ２ 式＜３＞
ここで、式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］は、それぞれの元素の質量％での含有量を表し、Ｄは圧延棒線の直径（ｍｍ）を表す。

【0041】

Ｙ１＞Ｙ２であれば、一般的な焼入れ、焼戻し（例えば８８０〜９００℃の温度域に加熱後、油冷による焼入れを行い、４００℃〜６００℃ で焼戻しを実施）による調質処理後、中心部においてＨＲＣ硬さで３４以上となる焼入れ性を有する。

【0042】

式＜１＞〜式＜３＞について説明する。
Ｙ１は、上述の通り、鋼に含有されるＭｎ、Ｃｒの質量％の積で表される値であり、高強度冷間鍛造部品用圧延棒線に求められる焼入れ性のパラメータである。
Ｙ２は、直径がＤ（ｍｍ）である圧延棒線をＡｃ３点以上の温度まで加熱し、油冷による焼入れ処理をした場合における、圧延棒線の中心部である表面からＤ／２（ｍｍ）位置において得られるマルテンサイト組織の分率に影響する、Ｄと［Ｃ］との関係を表すパラメータである。油冷による焼入れ処理の冷却速度は圧延棒線の直径Ｄによっても変わるが、一般的に１０〜４０℃／ｓｅｃ程度である。
Ａｃ３点は、化学組成に基づき、公知の計算式、例えばＡｃ３＝９１２．０−２３０．５×Ｃ＋３１．６×Ｓｉ−２０．４×Ｍｎ−３９．８×Ｃｕ−１８．１×Ｎｉ−１４．８×Ｃｒ＋１６．８×Ｍｏから算出することができる。または、実験的に、加熱昇温時の鋼材の膨張率を測定し、膨張率の変化から推定することもできる。

【0043】

焼入れ、焼戻しによる調質処理後、中心部においてＨＲＣ硬さ３４以上を得るためには、圧延棒線中心部（Ｄ／２部）における焼戻しを行う前の焼入れ硬さがＨＲＣ硬さで４５以上となるように制御する必要がある。そして、焼入れ硬さをＨＲＣ硬さで４５以上とするためには、焼入れ硬さに大きな影響を及ぼすＣ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量を調整しなければならない。
組織がマルテンサイトであれば、その硬さは、Ｃ含有量でほぼ決定されるとともに、Ｃ含有量が本実施形態に係る圧延棒線の範囲内であればＨＲＣ硬さで４５以上となる。そのため、ＨＲＣ硬さで４５以上の焼入れ硬さを確保するためには、焼入れ後の組織を主として（組織分率で９０％以上）マルテンサイトとすればよい。

【0044】

本発明者らの検討の結果、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量とを所定の値以上とすることで、圧延棒線の中心部において、焼入れ後に９０％以上のマルテンサイトが得られることを見出した。具体的には、焼入れ性を高めるＭｎ及びＣｒの含有量の積で表されるＹ１が、圧延棒線の中心部において得られるマルテンサイト組織の分率に影響する、Ｄと［Ｃ］との関係を表すパラメータＹ２よりも大きい場合に、焼入れ後の圧延棒線の中心部の組織が９０％以上のマルテンサイトを含むことを見出した。したがって、本実施形態に係る圧延棒線では、Ｙ１＞Ｙ２とする。一方、Ｙ１≦Ｙ２の場合には、焼入れ時にベイナイトやフェライトなどの不完全焼入れ組織が生成し、マルテンサイトを９０％以上確保できなくなる。この場合、強度や耐水素脆化特性が低下する。

【0045】

図２は、圧延棒線の径が１５ｍｍ、かつ、Ｃ含有量が０．３０％の場合のＣｒ含有量及びＭｎ含有量と、焼入れ性との関係を示す図である。図２においては、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量が、境界線Ｂよりも上側にある場合に、Ｙ１＞Ｙ２であり、焼入れ後の圧延棒線の中心部の組織の９０％以上がマルテンサイトとなる。

【0046】

焼入れ性の具体的な目安は、ＪＩＳ Ｇ ０５６１ 鋼の焼入性試験方法（一端焼入方法）、いわゆるジョミニ試験において、少なくとも焼入れ端から７ｍｍ位置での硬さＪ７ｍｍがＨＲＣ硬さ４５以上であればよい。

【0047】

焼入れ後の圧延棒線の硬さは圧延棒線の直径Ｄにも依存するため、焼入れ性の観点からは、圧延棒線の直径Ｄは小さいことが望ましいが、高強度冷間鍛造部品へ適用する場合、圧延棒線としては直径６〜３５ｍｍ程度が好ましく８〜１６ｍｍの範囲であることがより好ましい。

【0048】

本実施形態に係る圧延棒線は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを基本とする。しかしながら、残部のＦｅの一部に代えて、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ及びＭｇから選択される少なくとも１種以上の元素を含有させてもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。ここで、「不純物」とは、意図せずに鋼材中に含有される成分であり、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入するものを指す。

【0049】

以下、任意元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ及びＭｇの作用効果と、含有させる場合の好ましい含有量について説明する。

【0050】

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める元素であり、含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、Ｃｕ含有量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であればより好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎ、仕上げ圧延後にベイナイトが生成して、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合であっても、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。冷間鍛造性を向上させる観点から、含有させる場合のＣｕ含有量は０．３０％以下であることが好ましく、０．２０％以下であればより好ましい。

【0051】

Ｎｉ：０．３０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であり、含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０３％以上であればより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、焼入れ性が高くなりすぎ、仕上げ圧延後にベイナイトが生成して、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合であっても、Ｎｉ含有量を０．３０％以下とする。冷間鍛造性を向上させる観点から含有させる場合のＮｉ含有量は０．２０％以下であることが好ましく、０．１０％以下であればより好ましい。

【0052】

Ｍｏ：０．０５０％以下
Ｍｏは、固溶強化によって鋼材を強化する元素であり、鋼材の焼入れ性を大きく向上させる。この効果を得るため、Ｍｏを含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、Ｍｏ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．０５０％を超えると、仕上げ圧延後にベイナイトやマルテンサイトが生成し、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合であっても、Ｍｏ含有量を０．０５０％以下とする。冷間鍛造性を向上させる観点から含有させる場合のＭｏ含有量は０．０３０％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であればより好ましい。

【0053】

Ｖ：０．０５０％以下
Ｖは、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成する元素である。また、Ｖは、微量の含有で鋼の焼入れ性を向上させる元素でもある。このため、Ｖを含有させてもよい。これらの効果を安定して得るためには、Ｖ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．０５０％を超えると、析出する炭化物や炭窒化物によって圧延鋼材の強度が増大し、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合であってもＶ含有量を０．０５０％以下とする。冷間鍛造性を向上させる観点から含有させる場合のＶ含有量は０．０３０％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であればより好ましい。

【0054】

Ｚｒ：０．０５０％以下
Ｚｒは、微量の含有で鋼材の焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。その目的で微量のＺｒを含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量は０．００３％以上であることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．０５０％を超えると、粗大な窒化物が生成し、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合であってもＺｒ含有量を０．０５０％以下とする。冷間鍛造性を向上させる観点から含有させる場合のＺｒ含有量は０．０３０％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であればより好ましい。

【0055】

Ｃａ：０．００５０％以下
ＣａはＳと結合して、硫化物を形成し、ＭｎＳの生成核として作用する。ＣａＳを生成核としたＭｎＳは、微細に分散し、仕上げ圧延後の冷却時にフェライトが析出するための生成核となるので、微細に分散したＭｎＳが存在すると、フェライト分率が向上する。すなわち、Ｃａを含有させることで、フェライト分率の向上が図れるので、Ｃａを含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えても、上記効果が飽和するだけでなく、ＣａがＡｌとともに鋼中の酸素と反応して粗大な酸化物を生成することによって、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合であっても、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。冷間鍛造性を向上させる観点から、含有させる場合のＣａ含有量は０．００３０％以下であることが好ましく、０．００２０％以下であればより好ましい。

【0056】

Ｍｇ：０．００５０％以下
ＭｇはＳと結合して、硫化物を形成し、ＭｎＳの生成核として作用する元素であり、ＭｎＳを微細に分散させる効果を有する。ＭｎＳが微細に分散することで、仕上げ圧延後の冷却時に分散したＭｎＳを生成核としてフェライトが析出するので、フェライト分率が向上する。この効果を得るため、Ｍｇを含有させてもよい。この効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えても、その効果は飽和する。また、Ｍｇは添加歩留まりが悪く、製造コストを悪化させるため、含有させる場合のＭｇの量は０．００３０％以下であることが好ましく、０．００２０％以下であればより好ましい。

【0057】

（Ｂ）鋼材の引張り強度について

【0058】

本実施形態に係る圧延棒線は冷間鍛造性に優れている。そのため、製品圧延後の球状化焼鈍処理を省略或いは短い時間で処理したとしても、冷間鍛造時の金型寿命が短くなったり、成形時に部品に割れが生じたりすることはない。これは、上述のように調整された鋼の化学成分だけでなく、圧延鋼材の製造条件をコントロールすることによって、圧延鋼材の組織や析出物を冷間鍛造に適するよう制御し、鋼材の強度を低下していることによる。本実施形態において、冷間鍛造性に優れるとは、例えば、圧延棒線から切り出したφ１０．５ｍｍ×４０ｍｍＬの丸棒を図１に示すボルトに加工した場合でも割れが発生しないことを言う。

【0059】

引張り強度が７５０ＭＰａを超える場合、冷間鍛造時に部品の割れが生じる可能性が大きくなる。そのため、本実施形態に係る圧延棒線では、後述するように組織を制御した上で、引張り強度を７５０ＭＰａ以下とする必要がある。
引張り強度が７５０ＭＰａを超えても、２０時間程度の長時間の球状化焼鈍処理、または複数回の球状化焼鈍処理（例えば１０時間×２回）を行えば、冷間鍛造時に部品の割れが生じにくくなる。しかしながら、本実施形態に係る圧延棒線は、球状化焼鈍処理を省略あるいは少なくとも１０時間以内で熱処理が完了するように短時間化しても冷間鍛造性を確保できることを目的としている。この目的を達成するため、本実施形態に係る圧延棒線では、引張り強度に上限を設ける。圧延棒線の引張り強度は７００ＭＰａ以下であることが好ましく、６５０ＭＰａ以下であることがより好ましい。

【0060】

（Ｃ）鋼材の内部組織について

【0061】

本実施形態に係る圧延棒線は冷間鍛造性に優れている。そのため、従来２０時間程度要していた製品圧延後の球状化焼鈍処理を省略する、または、半分程度の時間で処理する、あるいは、２回以上行っていた球状化焼鈍処理を１回にする等したとしても、冷間鍛造時の金型寿命低下や、成形部品の割れなどの障害が生じない。これは、鋼の化学成分の調整だけでなく、圧延棒線の製造条件をコントロールすることによって、圧延棒線の金属組織を冷間鍛造に適した形態に制御しているためである。

【0062】

具体的には、本実施形態に係る圧延棒線では、脱炭層が生成する可能性のある、表面から１００μｍの範囲である表層部分を除いた部分の組織（内部組織）が、フェライト・パーライト組織であって、かつフェライトの分率が４０％以上である。ここで、フェライト・パーライト組織とは、面積率で全体の９５％以上がフェライトとパーライトとの混合組織である組織（フェライトの面積率とパーライトの面積率との合計が９５％以上である組織）を言う。また、フェライト分率の測定において、フェライトには、パーライトに含まれるラメラセメンタイト間のフェライト相は含まない。フェライトとパーライトとの混合組織が面積率で全体の９５％以上であるとは、マルテンサイトやベイナイト等のフェライト及びパーライト以外の組織の面積率の合計が５％未満であることを意味する。良好な冷間鍛造性を得るには、フェライトとパーライトとの混合組織が面積率で全体の９５％以上とする必要があり、１００％であることが望ましい。

【0063】

内部組織において、フェライト分率が４０％未満の場合には、引張り強度が７５０ＭＰａ以下であっても良好な冷間鍛造性が確保できず、成形時に部品に割れが生じたり、金型寿命が短くなるといった問題が生じる。フェライト分率は４５％以上であることが望ましく、５０％以上であればより好ましい。フェライト分率の上限は特に規定しないが、熱間圧延ままでフェライト分率を８０％超にするためには、パーライト組織を形成するラメラーセメンタイトを球状化させる必要があり、そのためには圧延後に長時間の均熱処理が必要となるため、コストが嵩み、工業的に実現することが困難になる。したがってフェライト分率の上限を８０％としてもよい。
また、フェライトとパーライトとの混合組織が面積率で全体の９５％未満である場合、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質組織によって、圧延棒線の引張強度が７５０ＭＰａを超えるおそれがある。また、硬質組織が破壊の起点となることで、冷間鍛造性が低下することが懸念される。

【0064】

各組織の同定、及び面積率の算定は、例えば以下のように行う。
圧延棒線を１０ｍｍの長さに切断した後、横断面が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行う。次いで、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）で表面を腐食してミクロ組織を現出させる。その後、圧延棒鋼または圧延線材のＤ／４位置（Ｄ：圧延鋼材の直径）に相当する位置で倍率を５００倍として光学顕微鏡にて５視野のミクロ組織写真を撮影して「相」を同定し、画像解析ソフトを用いて各視野のフェライト面積率をフェライト分率として測定し、平均値を求める。また、フェライトとパーライトとの合計の分率は、同様にパーライト分率を求め、フェライト分率とパーライト分率とを合計することで求める。

【0065】

（Ｄ）好ましい製造プロセスについて
本実施形態に係る圧延棒線は、鋼の化学成分だけではなく、圧延ままの組織を制御することが重要である。したがって、化学成分及び組織形態が本発明の範囲であれば、その製造方法によらず本実施形態に係る圧延棒線に含まれる。
しかしながら、所定の化学成分を有する鋼材に、以下の示す各工程を含む製造プロセスを適用すれば、圧延ままの組織を安定して好ましい範囲に制御することができる。以下、好ましい製造条件について詳細に説明する。

【0066】

＜鋼片製造工程＞
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｂ等の化学成分を調整し、転炉や通常の電気炉等によって溶製した溶鋼を鋳造して鋼塊や鋳片を得る。得られた鋼塊や鋳片を、分塊圧延して鋼片（製品圧延用素材）とする。本実施形態に係る圧延棒線を得るには、後述する圧延前加熱工程よりも前の段階で、１２５０℃以上に高温加熱して少なくとも３０ｍｉｎ以上の均熱時間を確保した上で冷却する、高温均熱処理を行うことが好ましい。これは、凝固時に生成したＮｂ（Ｃ、Ｎ）やＮｂＣ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ））、ＴｉＣ等の粗大な炭窒化物や炭化物を、一旦鋼に固溶させて、冷却過程で微細に再析出させるためである。冷却過程で析出した微細な炭窒化物や炭化物は、その後に行う熱間での製品圧延時の加熱の際にピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大成長防止に寄与する。またその結果、製品圧延後の冷却の際に析出するフェライト組織は微細化してフェライト分率が高くなる。
高温均熱処理は、鋼塊や鋳片を分塊圧延する際の加熱の段階で行ってもよく、鋼塊や鋳片を１２５０℃未満の温度に加熱して分塊圧延した後に分塊圧延で製造した鋼片を、１２５０℃に再加熱しても構わない。いずれにしても、後述する１０５０℃以下に加熱して熱間で製品圧延するよりも前の段階で１２５０℃以上に高温加熱し、少なくとも３０ｍｉｎ以上の均熱時間を確保することが有効である。

【0067】

＜圧延前加熱工程＞
その後、圧延に先立ち、鋼片を加熱する。このときの加熱温度は圧延が可能な範囲で１０５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度を高くしすぎると前述の高温均熱処理によって再析出した微細な炭窒化物や炭化物が再び固溶し、製品圧延後の冷却時のフェライト変態に併せて整合析出するので製品圧延後の強度が高くなり、冷間鍛造性が低下することが懸念される。圧延前の加熱によって固溶しないＮｂ（Ｃ、Ｎ）やＮｂＣ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、ＴｉＣの炭窒化物や炭化物は、製品圧延後の強度に影響を及ぼさず、冷間鍛造性を劣化させない。また、Ｎｂの炭窒化物や炭化物は冷間鍛造後の焼入れ時にＡｃ３点以上に加熱しても結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を有する。

【0068】

＜圧延工程＞
加熱後、仕上げ圧延を含む製品圧延によって、所定の径の棒鋼または線材とする。仕上げ圧延は製品圧延の最終工程における仕上げ圧延機列で実施される圧延である。仕上げ圧延では、加工速度Ｚを５〜１５／ｓｅｃとし、７５０〜８５０℃の圧延温度範囲で行うことが好ましい。加工速度Ｚは、仕上げ圧延による鋼材の断面減少率及び仕上げ圧延時間から下記式（ｉ）によって求められる値である。また、仕上げ圧延温度は仕上げ圧延機列出側の温度を、赤外線放射温度計などを用いて測定すればよい。仕上げ圧延の温度、加工速度を管理することでフェライト変態前のオーステナイト粒がより微細となり、フェライト分率が高くなるので、所定の引張り強度、組織を得ることが出来る。

【0069】

Ｚ＝｛−ｌｎ（１−Ｒ）｝／ｔ ・・・・（ｉ）
ここで、Ｒは仕上げ圧延による鋼材の断面減少率であり、ｔは仕上げ圧延時間（秒）を指す。

【0070】

断面減少率Ｒは圧延棒線の仕上げ圧延前の断面積Ａ_０と仕上げ圧延後の断面積ＡからＲ＝（Ａ_０−Ａ）／Ａ_０によって求められる。

【0071】

仕上げ圧延時間ｔは圧延棒線が仕上げ圧延機列を通過する時間（秒）であり、仕上げ圧延機列の最初の圧延機から最後の圧延機までの距離を圧延棒線の平均搬送速度で割ることにより求めることが出来る。

【0072】

仕上げ圧延の温度が７５０℃を下回ったり、仕上げ圧延の加工速度が大きすぎる場合、未再結晶のオーステナイト粒からフェライト変態が始まる。この場合、冷却後の組織が微細になりすぎて強度が過剰に高くなり、冷間鍛造性が低下する。逆に、仕上げ圧延の温度が８５０℃を上回ったり、加工速度が小さい場合、再結晶後のオーステナイト粒が粗大化し、フェライト変態の開始温度が低くなる。この場合、冷却後の組織のフェライト分率が小さくなり、冷間鍛造性が低下する。

【0073】

＜冷却工程＞
仕上げ圧延が完了した後、圧延鋼材の表面温度が５００℃になるまでの冷却速度を０．２〜５℃／ｓｅｃとして冷却することが好ましい。
５００℃までの平均冷却速度が０．２℃／ｓｅｃ未満であると、オーステナイトからフェライトへ変態する時間が長くなることで、圧延鋼材の表層部に脱炭が生じることが懸念される。一方、平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ超であると、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質組織が形成されることが懸念される。

【0074】

上述の製造工程を含む製造プロセスであれば、高強度冷間鍛造部品として使用可能なレベルでの焼入れ硬さが得られる焼入れ性を確保しつつ、球状化焼鈍処理を省略或いは短時間化しても良好な冷間鍛造性を実現できる引張り強度、内部組織を有する圧延棒線を安定して得ることができる。
また、本実施形態に係る圧延棒鋼または線材を、冷間鍛造し、焼入れ焼戻しを行うことで、高強度冷間鍛造部品を得ることができる。

【実施例】

【0075】

以下に実施例によって本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

【0076】

同じ化学成分の鋼でも、製造プロセスによって組織は変わる。したがって、本発明の化学成分を満足していても、本発明の要件を満足しない場合もある。そこで、まず化学成分が同じ鋼を異なる製造条件で製造して得られた各鋼材について、組織及び特性を評価した。次に、化学成分の異なる鋼塊を溶製し、同じ条件で圧延鋼材を製造して、得られた各鋼材について組織及び特性を評価した。

【0077】

具体的には、まず、表１に示す化学成分の鋼を電気炉にて溶製し、得られた鋼塊を１２００℃に加熱して、１６２ｍｍ角の鋼片に分塊圧延を行った。表１に示す化学成分の鋼においては、Ａ０、Ａ１、Ａ２、Ａ３は同じ化学成分を有し、Ｂ０、Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３は同じ化学成分を有している。表１中の「−」の表記は、当該元素の含有量が不純物レベルであり、実質的に含有されていないと判断できることを示す。

【0078】

これらの鋼について、分塊圧延後の鋼片から所定の径の線材に製品圧延するまでの工程について製造条件を変更して棒鋼または線材を得た。
すなわち、表１に示す本発明例Ａ０、Ｂ０は、１６２ｍｍ角の鋼片を１２８０℃の炉内に挿入し、２ｈｒ均熱した後、炉外に取り出して室温まで冷却する高温均熱処理を行った。次にこの鋼片を１０４０℃で加熱した後、仕上げ圧延温度が８２０℃で所定の径となるように製品圧延を行い、圧延棒鋼または圧延線材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５〜１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、５００℃になるまでの平均冷却速度を０．４℃／ｓｅｃとして冷却を行った。

【0079】

比較例Ａ１、Ｂ１はＡ０、Ｂ０とそれぞれ同じ化学成分である１６２ｍｍ角の鋼片を用いて高温均熱処理を省略して、製品圧延を行った。圧延条件はＡ０、Ｂ０と同じであり、１０４０℃で加熱した後、仕上げ圧延温度が８２０℃で所定の径となるように製品圧延を行い、圧延鋼材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５〜１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、５００℃になるまでの平均冷却速度を０．４℃／ｓｅｃとして調整冷却を行った。

【0080】

比較例Ａ２、Ａ３、Ｂ２、Ｂ３は本発明例Ａ０、Ｂ０と同じ化学成分である１６２ｍｍ角の鋼片を１２８０℃に加熱した炉内に挿入し、２ｈｒ均熱した後、炉外に取り出して室温まで冷却する高温均熱処理を行った。次に、表１に示すように製品圧延前の加熱温度や仕上げ圧延の温度を設定して、圧延棒鋼または圧延線材を作製した。

【0081】

具体的には、比較例Ａ２、Ｂ２は製品圧延の加熱温度を１０５０℃で加熱した後、圧延温度が９２０〜９４０℃で所定の径となるように仕上げ圧延を行い、圧延鋼材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５〜１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、５００℃になるまでの平均冷却速度を０．４℃／ｓｅｃとして冷却を行った。

【0082】

比較例Ａ３、Ｂ３は製品圧延の加熱温度を１１５０℃で加熱した後、圧延温度が８３０℃で所定の径となるように仕上げ圧延を行い、圧延鋼材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５〜１５／ｓｅｃの範囲とし、仕上げ圧延完了後、５００℃になるまでの平均冷却速度を０．４℃／ｓｅｃとして冷却を行った。

【0083】

次いで表２に示す化学成分の鋼Ｎｏ．１〜２９については以下の方法で圧延鋼材を作製した。表２中の「−」の表記は、当該元素の含有量が不純物レベルであり、実質的に含有されていないと判断できることを示す。

【0084】

具体的には、表２に示す化学成分の鋼を電気炉にて溶製し、得た鋼塊を１２００℃に加熱して、１６２ｍｍ角の鋼片に分塊圧延した。次いで、１６２ｍｍ角の鋼片を１２８０℃の炉内に挿入し、２ｈｒ均熱した後、炉外に取り出して室温まで冷却する高温均熱処理を行った。次いで製品圧延用素材を１０３０〜１０５０℃で加熱した後、仕上げ圧延温度が７５０〜８５０℃の間となるよう調整して製品圧延を行った。このとき、仕上げ圧延による加工速度はいずれも５〜１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、５００℃になるまでの平均冷却速度を０．４〜２℃／ｓｅｃで冷却を行った。

【0085】

【表1】

【0086】

【表2】

【0087】

上記方法で作製した圧延棒鋼または圧延線材の直径、引張り強度、フェライト分率、焼入れ及び焼戻し後の硬さ、冷間鍛造性、異常粒成長の発生有無について調査した結果を表３、表４に示す。

【0088】

圧延棒鋼または圧延線材の引張り強度、フェライト分率、フェライト分率とパーライト分率との合計、焼入れ後の硬さ、焼入れ及び焼戻し後の硬さ、冷間鍛造性、異常粒成長の発生有無を、下記に記載する方法によって調査した。

【0089】

〈１〉圧延棒鋼または圧延線材の引張り強度の調査：
圧延棒鋼または圧延線材の中心の位置から、試験片の長手方向が鋼材の圧延方向になるように、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定される１４Ａ号試験片（ただし、平行部直径：６ｍｍ）を採取した。そして、標点距離を３０ｍｍとして室温で引張り試験を実施し、引張り強度を求めた。

【0090】

〈２〉圧延棒鋼または圧延線材のフェライト分率、パーライト分率の調査：
圧延棒鋼または圧延線材を１０ｍｍの長さに切断した後、横断面が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。次いで、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）で表面を腐食してミクロ組織を現出させた。その後、圧延棒鋼または圧延線材のＤ／４位置（Ｄ：圧延棒鋼または圧延線材の直径）に相当する位置で倍率を５００倍として光学顕微鏡にて５視野のミクロ組織写真を撮影して「相」を同定し、画像解析ソフトを用いて各視野のフェライト面積率をフェライト分率として測定し、平均値を求めた。また、同様にパーライト分率を求め、フェライト分率とパーライト分率との合計も求めた。

【0091】

〈３〉焼入れ硬さの調査：
圧延棒鋼または圧延線材を２００ｍｍＬの長さで切断した後、Ａｒガス雰囲気で８８０℃×６０ｍｉｎ加熱し、６０℃の油槽に浸漬して焼入れした。次いで、焼入れた丸棒の長手方向中心位置から１０ｍｍ長さの試験片を採取した後、横断面を被検面として研磨を行い、横断面の中心部におけるＨＲＣ硬さを測定した。

【0092】

〈４〉焼戻し硬さの調査：
前記方法で焼入れした丸棒の残りを大気雰囲気で４２５℃×６０ｍｉｎ加熱した後炉外に取り出して冷却（大気放冷）する、焼戻しを行った。焼戻し後の丸棒の中心位置から１０ｍｍ長さの試験片を採取した後、横断面を被検面として研磨を行い、横断面の中心部におけるＨＲＣ硬さを測定した。

【0093】

冷間鍛造性及び冷間鍛造後の異常粒成長については、前記圧延棒鋼または圧延線材を用いて実際にボルトに冷間鍛造することで評価した。

【0094】

〈５〉冷間鍛造性の調査：
前記圧延棒鋼または圧延線材の中心部に相当する位置から、φ１０．５ｍｍ×４０ｍｍＬの丸棒を機械加工して切り出した。次いで、脱脂、酸洗を行った後、りん酸亜鉛処理（７５℃、浸漬時間６００ｓｅｃ）及び金属石けん処理（８０℃、浸漬時間１８０ｓｅｃ）を行い、表面にりん酸亜鉛皮膜と金属石けん皮膜からなる潤滑処理膜をつけて、ボルト鍛造用の素材とした。ボルト鍛造は図１に示した形状に鍛造成形できるよう１工程目の鍛造で軸部を押し込み成形した後、２工程目でボルト頭部及びフランジ部を成形する加工を行えるよう金型を設計し、油圧鍛造プレス機に装着して、冷間鍛造を行った。図１中の数値の単位はｍｍである。
冷間鍛造性はボルト成形する際に、ボルト表面に割れが生じたかどうかを目視によって判別した。ボルト表面に割れが生じていた場合をＮＧ、どの部分にも割れが生じなかった場合をＯＫとして評価した。ボルト表面での割れは、主にボルト頭部フランジ部の先端で発生した。

【0095】

〈６〉再加熱時の異常粒成長の調査：
冷間鍛造後の再加熱時における異常粒成長の発生を確認するため、冷間鍛造で成形したボルトを不活性ガス雰囲気の炉で８８０℃×６０ｍｉｎ加熱した後、６０℃の油槽に浸漬する焼入れを行い、ボルトのミクロ組織を観察して異常粒成長の発生有無を確認した。具体的には、ボルトのフランジと軸部付け根のＲ部とにおける内部組織が観察できるように、焼入れしたボルトを軸方向と平行に切断し、樹脂埋めし、鏡面研磨を行った後、旧オーステナイト粒界が現出できるよう表面を腐食してボルトフランジ部及び軸部付け根Ｒ部の表面付近のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察した。倍率は５００倍とし、ボルトフランジ部及び軸部付け根Ｒ部の表面から０．５ｍｍの深さの位置まで観察し、いずれも整粒であった場合をＯＫ、異常粒成長した結晶粒が観察された場合をＮＧと判定した。なお、整粒である組織はいずれも５〜３０μｍ程度の旧オーステナイト粒を呈しており、１００μｍを超えて成長した結晶粒が混在していた鋼では、異常粒成長があると判定した。

【0096】

【表3】

【0097】

【表4】

【0098】

表３から、本発明例である試験番号Ａ０、Ｂ０は、いずれも化学成分と前記の式＜１＞〜＜３＞を満足し、かつ鋼材の製造条件が適切であることから、引張り強度がいずれも７５０ＭＰａ以下であり、フェライト分率が４０％以上であるフェライト・パーライト組織を有していた。また、鋼材中心部の焼入れ硬さもＨＲＣ硬さ４５以上であり、冷間鍛造性も問題なく、冷間鍛造後に再加熱しても異常粒成長は発生していない。

【0099】

これに対して、試験番号Ａ１〜Ａ３、Ｂ１〜Ｂ３は引張り強度、フェライト分率が目標に達しておらず、また、組織がフェライト・パーライト組織ではなく、冷間鍛造性、異常粒成長の発生についていずれか１つ以上が目標に達していない。

【0100】

試験番号Ａ１はＡ０と同じ化学成分であるが、製品圧延前の高温均熱処理を省略しているため、フェライト分率が４０％以下となっており、冷間鍛造性が悪く、また異常粒成長の発生も抑制されていない。

【0101】

試験番号Ａ２はＡ０と同じ化学成分であるが、仕上げ圧延の温度が９４０℃と高かったので、引張り強度が７５０ＭＰａ以上、フェライト分率が４０％以下となり、その結果、冷間鍛造性が悪い。

【0102】

試験番号Ａ３はＡ０と同じ化学成分であるが、製品圧延の加熱温度が１１５０℃と高かったので、引張り強度が７５０ＭＰａ以上となり、その結果、冷間鍛造性が悪い。

【0103】

試験番号Ｂ１はＢ０と同じ化学成分であるが、製品圧延前の高温均熱処理を省略したので、フェライト分率が４０％以下となり、その結果、冷間鍛造性が悪い。また、異常粒成長の発生も抑制されていない。

【0104】

試験番号Ｂ２はＢ０と同じ化学成分であるが、仕上げ圧延の温度が９２０℃と高かったので、引張り強度が７５０ＭＰａ以上、フェライト分率が４０％以下となり、冷間鍛造性が悪い。

【0105】

試験番号Ｂ３はＢ０と同じ化学成分であるが、製品圧延の加熱温度が１１５０℃と高かったので、引張り強度が７５０ＭＰａ以上、フェライト分率が４０％以下となり、その結果、冷間鍛造性が悪い。

【0106】

表４から、本発明例である試験番号１〜１６の圧延棒鋼または圧延線材は、いずれも化学成分と前記の式＜１＞〜＜３＞を満足し、かつ鋼材の製造条件が適切であることから、引張り強度がいずれも７５０ＭＰａ以下であり、組織が、フェライト分率が４０％以上であるフェライト・パーライト組織であった。また、鋼材中心部の焼入れ硬さがＨＲＣ４５以上、焼戻し硬さがＨＲＣで３４以上であり、冷間鍛造性も問題なかった。さらに、冷間鍛造後に加熱して焼入れて異常粒成長は発生していない。

【0107】

これに対して、試験番号１７〜２９の圧延棒鋼または圧延線材は化学成分のいずれか、または、前記式＜１＞、＜２＞で示されるＹ１、Ｙ２の値が本発明の規定を満足しておらず、鋼材中心部の焼入れ硬さ、冷間鍛造性、異常粒成長の発生についていずれか１つ以上が目標に達していない。

【0108】

試験番号１７、１８は化学成分は本発明の規定範囲を満足するものの、Ｙ１の値がＹ２以下であるため、鋼材中心部の焼入れ硬さがＨＲＣ４５未満であり、焼入れ性が十分でない。また、その結果、焼戻し硬さがＨＲＣ３４未満である。

【0109】

試験番号１９はＣ含有量が本発明の規定範囲を下回っているため、鋼材中心部の焼入れ硬さがＨＲＣ４５未満であり、焼入れ硬さが十分でない。また、その結果、焼戻し硬さがＨＲＣ３４未満である。

【0110】

試験番号２０はＣの含有量が本発明の規定範囲を上回っており、引張り強度が７５０ＭＰａ以上、フェライト分率が４０％以下であるため、冷間鍛造性が悪い。

【0111】

試験番号２１はＭｎの含有量が本発明の規定範囲を上回っており、フェライト変態の開始温度が低くなるため、フェライト分率が４０％以下であり、冷間鍛造性が悪い。

【0112】

試験番号２２は引張り強度は７５０ＭＰａ以下、フェライト分率は４０％以上であるが、Ｓの含有量が本発明の規定範囲を上回っているため、ＭｎＳが粗大となり、冷間鍛造性が悪い。

【0113】

試験番号２３はＣｒの含有量が本発明の規定範囲を下回っており、鋼材中心部の焼入れ硬さがＨＲＣ４５未満であり、焼入れ性が十分でない。

【0114】

試験番号２４はＮｂが含有されていないため、異常粒成長の発生が抑制されていない。

【0115】

試験番号２５はＴｉの含有量が本発明の規定範囲を下回っており、鋼材中心部の焼入れ硬さがＨＲＣ４５未満であり、焼入れ性が十分でない。また、その結果、焼戻し硬さがＨＲＣ３４未満である。これは、ＢがＮと反応してＢＮとして析出したことが原因であると考えられる。

【0116】

試験番号２６はＴｉの含有量が本発明の規定範囲を上回っており、引張り強度が７５０ＭＰａ以上であり、冷間鍛造性が悪い。

【0117】

試験番号２７はＢの含有量が本発明の規定範囲を下回っており、鋼材中心部の焼入れ硬さがＨＲＣ４５未満であり、焼入れ性が十分でない。また、その結果、焼戻し硬さがＨＲＣ３４未満である。

【0118】

試験番号２８はＣｒの含有量が本発明の規定範囲を上回っており、ベイナイトが生成しているので、引張り強度が７５０ＭＰａ以上、かつフェライト分率が４０％未満であり、冷間鍛造性が悪い。

【0119】

試験番号２９はＶの含有量が本発明の規定範囲を上回っている。Ｖは微細な炭窒化物や炭化物として析出するため、フェライト分率は４０％以上であるが、引張り強度が７５０ＭＰａ以上であり、冷間鍛造性が悪い。

【産業上の利用可能性】

【0120】

本発明の高強度冷間鍛造部品用圧延棒線を素材として用いることにより、球状化焼鈍処理を省略或いは短時間化しても、冷間鍛造によって成形でき、加熱しても結晶粒の異常粒成長が抑制され、焼入れ性に優れた高強度冷間鍛造部品を得ることができる。

【符号の説明】

【0121】

Ｂ 境界線

【図1】

【図2】