CN108368575A - 冷锻调质品用轧制线棒 - Google Patents

冷锻调质品用轧制线棒 Download PDF

Info

Publication number
CN108368575A
CN108368575A CN201680070826.2A CN201680070826A CN108368575A CN 108368575 A CN108368575 A CN 108368575A CN 201680070826 A CN201680070826 A CN 201680070826A CN 108368575 A CN108368575 A CN 108368575A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolling
cold forging
cold
steel
rolling bar
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Granted
Application number
CN201680070826.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108368575B (zh
Inventor
佐野直幸
松井直树
根石豊
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 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 Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN108368575A publication Critical patent/CN108368575A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108368575B publication Critical patent/CN108368575B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B35/00—Screw-bolts; Stay-bolts; Screw-threaded studs; Screws; Set screws
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

提供：具有优异的冷加工性、和经冷锻和调质处理的情况下具有高的强度和优异的耐氢脆化特性的冷锻调质品用轧制线棒。本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.22～0.40％、Si：0.35～1.5％、Mn：0.20～0.40％、P：不足0.020％、S：不足0.015％、Cr：0.70～1.45％、Al：0.005～0.060％、Ti：0.01～0.05％、B：0.0003～0.0040％、N：0.0020～0.0080％、O：0.0020％以下，余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上，先共析铁素体的面积率为30％以上，所述冷锻调质品用轧制线棒具有700MPa以下的拉伸强度。0.50≤C+Si/10+Mn/5+5Cr/22≤0.85(1)Si/Mn>1.0(2)。

Description

冷锻调质品用轧制线棒
技术领域
本发明涉及保持热轧的状态(保持轧制状态的材料)的棒钢或线材即轧制线棒，更详细而言，涉及作为经冷锻、且经调质处理的部件的冷锻调质品用的轧制线棒。
背景技术
近年来，从尺寸精度、成品率、制造成本的观点出发，作为各种产业机械、汽车和建筑结构物的部件使用的轴和螺栓等部件有时通过冷锻而制造。这样的冷锻品有时直接在冷加工下使用，但在期望更进一步的高强度化的情况下，进行调质处理(淬火回火处理)实现高强度化。这样的冷锻品中，在本说明书中，将经调质处理的产品称为冷锻调质品。
作为进行调质处理实现高强度化的钢材，有JIS G4053(2008)中规定的机械结构用合金钢。机械结构用合金钢例如为铬钢、铬钼钢和镍铬钼钢等。主要为了提高淬火性和回火软化阻力，这些钢材含有大量昂贵的Mo、Ni。
近年来，Mo、Ni等合金元素的价格高涨，供需环境也容易变动。因此，寻求降低这些合金元素、或省略这些合金元素、抑制钢材成本、且冷锻品所要求的、疲劳特性、耐氢脆化特性之类的机械特性优异的钢材。
因此，代替Mo和V等合金元素，含有硼(B)的钢(含B钢)普及。B与Mo、V等合金元素同样地，提高钢的淬火性。然而，对含B钢进行冷锻和调质处理，作为拉伸强度为1000MPa以上的冷锻调质品(例如螺栓)使用的情况下，耐氢脆化特性有时低。因此，寻求耐氢脆化特性优异的含B钢。含B钢如上述进一步通过冷锻成为部件(螺栓等)，因此，还要求优异的冷加工性。
日本特开2012-162798号公报(专利文献1)、日本特开平9-104945号公报(专利文献2)、日本特开2013-227602号公报(专利文献3)和日本特开2001-234277号公报(专利文献4)中提出了疲劳强度、耐氢脆化特性或冷加工性优异的含B钢。
专利文献1中提出了，耐延迟断裂性(耐氢脆化特性)优异的螺栓用钢。该文献中公开的螺栓用钢的特征在于，含有C：0.20～不足0.40％、Si：0.20～1.50％、Mn：0.30～2.0％、P：0.03％以下，S：0.03％以下，Ni：0.05～1.0％、Cr：0.01～1.50％、Cu：1.0％以下，Al：0.01～0.10％、Ti：0.01～0.1％、B：0.0003～0.0050％和N：0.002～0.010％，进而，含有总计0.10～3.0％的选自由Cu、Ni和Cr组成的组中的1种以上，余量为铁和不可避免的杂质，进而，Si的含量[Si]与C的含量[C]之比([Si]/[C])为1.0以上，其为铁素体·珠光体组织。
专利文献2中提出了，冷加工性和耐延迟断裂性优异的螺栓用钢。该文献中公开的螺栓用钢的特征在于，包含C：0.15～0.35％、Si：0.1％以下，Mn：0.3～1.3％、P：0.01％以下，S：0.01％以下，Cr：不足0.5％、Ti：0.01～0.10％、Al：0.01～0.05％、B：0.0005～0.003％、以及余量：Fe和不可避杂质，并且满足下式0.50≤[C]+0.15[Si]+0.2[Mn]+0.11[Cr]≤0.60。
专利文献3中提出了，通过实施球状化退火处理，从而能实现充分的软质化的冷加工用机械结构用钢。该文献中公开的机械结构用钢含有C：0.2～0.6％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下，S：0.001～0.05％、Al：0.01～0.1％、N：0.015％以下和Cr：超过0.5％且2.0％以下，余量为铁和不可避杂质，金相组织具有珠光体和先共析铁素体，珠光体和先共析铁素体相对于全部组织的总计面积率为90％以上，并且先共析铁素体的面积率A与Ae＝(0.8-Ceq)×96.75(其中，Ceq＝[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]+0.11×[Cr])具有A>Ae的关系，先共析铁素体和珠光体中的铁素体的平均粒径为15～25μm。
专利文献4中提出了，疲劳特性优异的高强度钢。该文献中公开的高强度钢含有C：0.2～1.3％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.2～3.0％，余量为Fe和不可避免的杂质，碳等量Ceq(其中，Ceq＝[C]+[Si]/15+[Mn]/10+[Cr]/11+[Mo]/7+[V]/5+[Ni]/45+[Cu]/45)为0.8％以上，且从室温加热至500℃时放出的氢量为0.3ppm以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-162798号公报
专利文献2：日本特开平9-104945号公报
专利文献3：日本特开2013-227602号公报
专利文献4：日本特开2001-234277号公报
非专利文献
非专利文献1：“Elements of Metallurgy and Engineering Alloys”，ed.byF.C.Campbell，ASM International，Materials Park，2008，pp185-191.
发明内容
发明要解决的问题
对于专利文献1中公开的钢，与C含量相比提高Si含量，用Si的固溶强化确保基质的强度，且提高耐延迟断裂性。然而，昂贵的Ni成为必须元素，因此，钢材成本变高。
对于专利文献2中公开的钢，限定C、Si、Mn和Cr的总量的下限和上限，限定能维持冷加工性的轧制材料的强度、和调质处理后得到期望的强度的轧制材料的强度。然而，钢的Cr含量和Si含量低，因此，淬火性、回火后的软化阻力有时低。
对于专利文献3中公开的钢，假定平衡状态来推定先共析铁素体的面积率，以其成为默认的值以上的方式，实现冷加工性的改善。然而，实际的制造工序是连续冷却，冷却速度也根据制造条件而发生各种变化。因此，实际操作中，有时无法充分得到冷加工性。
对于专利文献4中公开的钢，限定碳等量Ceq的下限，并且将钢材从室温加热至500℃时放出的、钢中所含的氢含量设为0.3ppm以下。由此，实现疲劳特性的提高。然而，关于确保冷加工性的方法，尚未公开，进而，关于冷锻调质品的耐氢脆化特性，也没有公开。
本发明的目的在于，提供：具有优异的冷加工性、经冷锻和调质处理的情况下具有高的强度和优异的耐氢脆化特性的冷锻调质品用轧制线棒。
用于解决问题的方案
本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.22～0.40％、Si：0.35～1.5％、Mn：0.20～0.40％、P：不足0.020％、S：不足0.015％、Cr：0.70～1.45％、Al：0.005～0.060％、Ti：0.01～0.05％、B：0.0003～0.0040％、N：0.0020～0.0080％、O：0.0020％以下，Cu：0～0.50％、Ni：0～0.30％、Mo：0～0.05％、V：0～0.05％和Nb：0～0.05％，余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)。在基质组织中，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上，先共析铁素体的面积率为30％以上。本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有700MPa以下的拉伸强度。
0.50≤C+Si/10+Mn/5+5Cr/22≤0.85 (1)
Si/Mn>1.0 (2)
此处，上述式中的元素符号代入各自对应的元素的含量(质量％)。
本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有优异的冷加工性，经冷锻和调质处理的情况下，具有高的强度和优异的耐氢脆化特性。
附图说明
图1为实施例的小野式旋转弯曲疲劳试验中使用的、试验片的侧面图。
图2为实施例的耐氢脆化特性评价试验中使用的、环状V缺口试验片的侧面图。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述课题进行了各种研究。其结果，本发明人等获得如下见解。
(A)为了边确保冷加工性边确保淬火性、且抑制钢材成本，优选以铬钢(JIS G4053(2008)中规定的符号“SCr”)为基础。然而，上述JIS标准中规定的机械结构用合金钢的成分标准中，耐氢脆化特性低。
(B)为了提高冷锻调质品的耐氢脆化特性，有效的是，提高制造工序中的回火温度。然而，如果提高回火温度，则产生回火软化。为了提高回火软化阻力，有效的是，使Si含量比上述机械结构用合金钢的成分标准还高。另外，钢中的Mn有助于P的晶界偏析，促进晶界破坏。因此，有效的是，使Mn含量比上述机械结构用合金钢的成分标准还低。
(C)为了使冷锻调质品的拉伸强度为1000～1300MPa这样的高强度、且得到高的疲劳强度，需要充分的淬火性。然而，淬火性如果过高，则成为冷锻调质品的坯料的轧制线棒的冷加工性降低。上述情况下，在对轧制线棒实施拉丝和冷锻等冷加工前，必须实施多次以轧制线棒的软化为目的的长时间的软化热处理。因此，即使不大量含有Mo、V等合金元素，制造成本也变高。因此，期望即使不实施多次长时间的软化热处理也能进行冷加工、且具有可得到上述高强度和高的疲劳强度的淬火性的轧制线棒。
因此，为了确保淬火性、且维持冷加工性，本发明的轧制线棒满足式(1)。
0.50≤C+Si/10+Mn/5+5Cr/22≤0.85 (1)
此处，式(1)中的各元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
定义为fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22。C、Si、Mn和Cr均为用于提高淬火性的元素。因此，fn1成为淬火性和冷加工性的指标。
fn1如果过低，则无法得到充分的淬火性。上述情况下，冷锻调质品中，无法得到高的拉伸强度和高的疲劳强度。另一方面，fn1如果过高，则轧制线棒的淬火性变得过高。上述情况下，对钢坯进行精轧而制造轧制线棒时，钢中生成贝氏体，强度和硬度提高，冷加工性降低。上述情况下，在下一个工序的拉丝工序和冷锻工序前如果不实施多次长时间的软化热处理，则无法得到充分的冷加工性。
fn1如果满足式(1)，则可以得到优异的淬火性和疲劳强度、且即使不实施多次长时间的软化热处理也可以得到充分的冷加工性。
(D)为了提高冷锻调质品的疲劳强度和耐氢脆化特性，有效的是，减少钢中的夹杂物、或使夹杂物微细化。Cr含量为1％左右的钢的情况下，如果使钢中的Si含量相对于Mn含量之比大于1，即、如果满足式(2)，则夹杂物成为软质的MnO-SiO2。该夹杂物在轧制中玻璃化并拉伸和断裂，从而微细化。因此，降低疲劳强度的粗大的夹杂物减少，疲劳强度提高，且耐氢脆化特性提高。
Si/Mn>1.0 (2)
此处，式(2)中的各元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
(E)冷锻调质品用轧制线棒的冷加工性在上述事项的基础上，还依赖于钢的基质组织。基质组织只要为先共析铁素体与珠光体的混合组织，且先共析铁素体的面积率如果高，则冷加工性优异。具体而言，冷锻调质品用轧制线棒的内部的基质组织中，如果先共析铁素体与珠光体的总面积率为整体的90％以上、且先共析铁素体的面积率为30％以上，则冷加工性提高。
基于以上的见解而完成的本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.22～0.40％、Si：0.35～1.5％、Mn：0.20～0.40％、P：不足0.020％、S：不足0.015％、Cr：0.70～1.45％、Al：0.005～0.060％、Ti：0.01～0.05％、B：0.0003～0.0040％、N：0.0020～0.0080％、O：0.0020％以下，Cu：0～0.50％、Ni：0～0.30％、Mo：0～0.05％、V：0～0.05％和Nb：0～0.05％，余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)。在基质组织中，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上，先共析铁素体的面积率为30％以上。本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有700MPa以下的拉伸强度。
0.50≤C+Si/10+Mn/5+5Cr/22≤0.85 (1)
Si/Mn>1.0 (2)
此处，式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应元素的含量(质量％)。
此处，冷锻调质品是指，经冷锻、调质处理(淬火和回火)的部件。另外，轧制线棒是指，保持热轧状态(所谓轧态材(as roll material))的棒钢或线材。
上述化学组成可以含有选自由Cu：0.02～0.50％、Ni：0.01～0.30％、Mo：0.005～0.05％和V：0.005～0.05％组成的组中的1种或2种以上。另外，上述化学组成可以含有Nb：0.0015～0.05％。
上述冷锻调质品用轧制线棒的制造方法具备初轧工序和精轧工序。初轧工序中，将具有上述化学组成的坯料加热至1200℃以上的温度后，实施初轧制造钢坯。精轧工序中，将钢坯加热至1050℃以下的温度后，实施精轧制造轧制线棒。精轧工序包括如下工序：在钢坯的温度为750～850℃的范围内，使由式(3)定义的加工速度Z为5～15/秒，对钢坯进行精轧制造轧制线棒的工序；和，使从轧制刚刚结束后至500℃为止的冷却速度为0.2～5.0℃/秒，对轧制线棒进行冷却的工序。
Z＝-ln(1-R)/t (3)
此处，式(3)中的R为精轧中的截面减少率(％)，由式(4)定义。t为精轧时间(秒)。
R＝(A0-A)/A0 (4)
式(4)中的A0为精轧前的钢坯的截面积(mm2)，A为精轧后的轧制线棒的截面积(mm2)。
以下，对本发明的冷锻调质品用轧制线棒进行详述。关于元素的“％”只要没有特别限定，是指质量％。
[化学组成]
本发明的冷锻调质品用轧制线棒的化学组成含有如下元素。
C：0.22～0.40％
碳(C)用于提高钢的强度。C含量如果不足0.22％，则无法得到该效果。另一方面，C含量如果超过0.40％，则钢材的冷加工性降低。因此，C含量为0.22～0.40％。进一步提高淬火性时的C含量的优选的下限为0.26％。C含量的优选的下限为0.24％、进一步优选0.26％。进一步提高冷加工性时的C含量的优选的上限为0.35％。
Si：0.35～1.5％
硅(Si)用于使钢脱氧。Si进而固溶于铁素体而使钢材强化。Si进而抑制渗碳体的析出、提高钢材的回火软化阻力。
Si进而具有如下效果。脱氧产物的MnO-SiO2的熔点低至1250℃左右。因此，MnO-SiO2在凝固前的熔液中是液体，凝固后，成为玻璃化的软质的夹杂物。MnO-SiO2在热轧中被拉伸和断裂，从而微细化。因此，妨碍疲劳强度和耐氢脆化特性的粗大夹杂物降低，疲劳强度和耐氢脆化特性提高。
为了生成适当的MnO-SiO2、且提高调质处理后的回火软化阻力，对于J IS标准的铬钢中规定的Si含量(0.15～0.35％)是不充分的。具体而言，Si含量如果不足0.35％，则无法得到上述效果。另一方面，Si含量如果超过1.5％，则钢材的强度过度变高，冷加工性降低。因此，Si含量为0.35～1.5％。Si含量的优选的下限为0.36％、进一步优选0.38％。进一步提高冷加工性时，Si含量的优选的上限不足1.0％。
Mn：0.20～0.40％
锰(Mn)用于提高钢材的淬火性、或提高韧性。Mn含量不足0.20％时，无法得到这些效果。另一方面，Mn含量如果过高，则实施调质处理的情况下，Mn在晶界偏析，有时有助于晶界破坏。进而，不易得到适当的MnO-S iO2。因此，耐氢脆化特性降低。对于JIS标准的铬钢中规定的Mn含量(0.60～0.85％)，不易抑制偏析所导致的晶界破坏，不易得到适当的MnO-SiO2。因此，Mn含量为0.20～0.40％。Mn含量的优选的下限为0.22％，优选的上限为0.35％。
P：不足0.020％
磷(P)为杂质。P容易在奥氏体晶界偏析，调质处理后，成为烧裂、晶界破坏的原因。因此，P含量不足0.020％。P含量的优选的上限低于0.010％。优选P含量尽量低。
S：不足0.015％
硫(S)是杂质。S形成硫化物而使冷加工性降低。因此，S含量不足0.015％。优选S含量尽量低。
Cr：0.70～1.45％
铬(Cr)用于提高钢材的淬火性。Cr含量如果不足0.70％，则无法得到该效果。另一方面，Cr含量如果超过1.45％，则淬火性过度变高，热轧后的冷却中生成贝氏体。上述情况下，钢的强度过度地变高，轧制线棒的冷加工性降低。因此，Cr含量为0.70～1.45％。Cr含量的优选的下限为0.90％，优选的上限为1.20％。
Al：0.005～0.060％
铝(Al)用于使钢脱氧。Al进而与N结合形成AlN，使N固定。Al进而通过AlN颗粒的钉扎效应而抑制加热时的奥氏体晶粒的粗大化。Al含量如果不足0.005％，则无法得到这些效果。另一方面，Al含量如果超过0.060％，则Al2O3过量地生成，冷加工性降低。因此，Al含量为0.005～0.060％。提高冷加工性的情况下，Al含量的优选的上限为0.060％、进一步优选0.050％、进一步优选0.045％。本发明的冷锻调质品用轧制线棒的化学组成中，Al含量是指钢中含有的全部Al量。
Ti：0.01～0.05％
钛(Ti)与N结合形成TiN，使N固定。Ti进而通过TiN颗粒的钉扎效应而抑制加热时的奥氏体晶粒的粗大化。Ti含量如果不足0.01％，则无法得到这些效果。另一方面，Ti含量如果超过0.05％，则Ti(C，N)较多地析出，钢材的强度过度地变高。上述情况下，钢的冷加工性降低。因此，Ti含量为0.01～0.05％。Ti含量的优选的下限为0.05％。Ti含量的优选的上限为0.045％。
B：0.0003～0.0040％
硼(B)用于提高钢的淬火性。B进而用于抑制P的晶界偏析、提高钢的耐氢脆化特性。B含量如果不足0.0003％，则无法得到这些效果。另一方面，B含量如果超过0.0040％，则淬火性提高的效果饱和。进而，生成粗大的BN，冷加工性和韧性降低。因此，B含量为0.0003～0.0040％。B与固溶N结合形成BN的情况下，固溶B量降低，因此，淬火性降低。用于充分确保固溶B量、进一步提高淬火性的B含量的优选的下限为0.0005％、进一步优选0.0010％。用于进一步抑制冷加工性和韧性的降低的B含量的优选的上限为0.0030％、进一步优选0.0025％。
N：0.0020～0.0080％
氮(N)与钢中的Al、Ti结合生成氮化物，抑制加热时的奥氏体晶粒的粗大化。N含量如果不足0.0020％，则无法得到该效果。另一方面，N含量如果超过0.0080％，则BN过量地生成，固溶B量降低。上述情况下，钢的淬火性降低。因此，N含量为0.0020～0.0080％。N含量的优选的下限为0.0022％。用于进一步提高淬火性的N含量的优选的上限低于0.0070％、进一步优选0.0060％。
O：0.0020％以下
氧(O)是杂质。O形成氧化物而使冷加工性降低。O含量如果超过0.0020％，则氧化物大量生成，且MnS粗大化，冷加工性显著降低。因此，O含量为0.0020％以下。O含量的优选的上限为0.0018％。优选O含量尽量低。
本发明的冷锻调质品用轧制线棒的化学组成的余量为Fe和杂质。此处，杂质是指，工业上制造上述轧制线棒时，从作为原料的矿石、废料、或从制造环境等混入的物质，且在不对本发明造成不良影响的范围内允许的物质。
[关于任意元素]
上述冷锻调质品用轧制线棒进而可以含有选自由Cu、Ni、Mo和V组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。这些元素均为任意元素，用于提高钢的淬火性。
Cu：0～0.50％
铜(Cu)是任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Cu用于提高钢的淬火性。然而，Cu含量如果超过0.50％，则淬火性过度变高，容易生成贝氏体。上述情况下，冷加工性降低。因此，Cu含量为0～0.50％。用于更有效地得到上述效果的Cu含量的优选的下限为0.02％、进一步优选0.05％。提高冷加工性时，Cu含量的优选的上限为0.30％、进一步优选0.20％。
Ni：0～0.30％
镍(Ni)是任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Ni用于提高钢的淬火性，进而，也用于提高晶界强度。然而，Ni含量如果超过0.30％，则该效果饱和，钢材成本也变高。因此，Ni含量为0～0.30％。用于更有效地得到上述效果的Ni含量的优选的下限为0.01％、进一步优选0.03％。提高冷加工性时，Ni含量的优选的上限为0.20％、进一步优选0.10％。
Mo：0～0.05％
钼(Mo)是任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Mo用于提高钢的淬火性。然而，Mo含量如果超过0.05％，则淬火性过度变高，容易生成贝氏体和马氏体。上述情况下，钢的冷加工性降低。因此，Mo含量为0～0.05％。用于更有效地得到上述效果的Mo含量的优选的下限为0.005％。Mo含量的优选的上限为0.03％、进一步优选0.02％。
V：0～0.05％
钒(V)是任意元素，也可以不含有。含有的情况下，V用于提高钢的淬火性。V进而形成碳化物、氮化物或碳氮化物提高钢的强度。然而，V含量如果超过0.05％，则碳化物等粗大化，使冷加工性降低。因此，V含量为0～0.05％。用于更有效地得到上述效果的V含量的优选的下限为0.005％。提高冷加工性时，V含量的优选的上限为0.03％、进一步优选0.02％。
本发明的冷锻调质品用轧制线棒的化学组成进而可以含有Nb代替Fe的一部分。
Nb：0～0.05％
铌(Nb)是任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Nb与C和N结合，形成碳化物、氮化物或碳氮化物，使晶粒微细化。Nb进而用于提高使用本发明的轧制线棒制造的冷锻调质品的耐氢脆化特性。然而，Nb含量如果超过0.05％，则生成粗大的碳化物等，轧制线棒的冷加工性降低。因此，Nb含量为0～0.05％。用于更有效地得到上述效果的Nb含量的优选的下限为0.0015％。Nb含量的优选的上限为0.04％、进一步优选0.03％。
[关于式(1)]
本发明的冷锻调质品用轧制线棒的化学组成进而满足式(1)。
0.50≤C+Si/10+Mn/5+5Cr/22≤0.85 (1)
式(1)中的各元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22是钢材的强度和冷加工性的指标。fn1表示钢材的碳当量。fn1如果过低，则无法得到充分的淬火性，无法得到拉伸强度和疲劳强度。另一方面，fn1如果过高，则淬火性过度变高。上述情况下，轧制线棒经轧制时，生成贝氏体和/或马氏体，钢的强度和硬度过度变高，冷加工性降低。上述情况下，如果不在使用轧制线棒实施下一个工序的拉丝工序和冷锻工序前对轧制线棒实施多次长时间的软化热处理，则无法得到充分的冷加工性。fn1如果为0.50～0.85，则可以得到优异的淬火性，且即使不实施长时间的软化热处理，也可以得到充分的冷加工性。fn1的优选的下限为0.55。fn1的优选的上限为0.80。
[关于式(2)]
本发明的冷锻调质品用轧制线棒的化学组成进而满足式(2)。
Si/Mn>1.0 (2)
此处，式(2)的各元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
定义为fn2＝Si/Mn。Si和Mn在脱氧的过程中生成MnO-SiO2。MnO-SiO2的熔点为1250℃左右。因此，在凝固前的熔液中是液体，但在凝固后的钢坯中成为固体，成为玻璃化的软质的夹杂物。该夹杂物在热轧中被拉伸和断裂，从而微细化。因此，疲劳强度提高，耐氢脆化特性提高。为了得到微细的M nO-SiO2，必须适当控制Si相对于Mn的比率。该指标是fn2。
fn2越增加，使用上述轧制线棒制造的冷锻调质品的疲劳强度和耐氢脆化特性越提高。而且，fn2超过1.0时，与JIS标准的SCM435相比，耐氢脆化特性显著优异。因此，如式(2)所示，fn2>1.0。fn2的优选的下限为1.2。
[基质组织和拉伸强度]
本发明的冷锻调质品用轧制线棒的基质组织主要由先共析铁素体和珠光体形成。本说明书中所谓“基质组织主要由先共析铁素体和珠光体形成”是指，在基质组织中，先共析铁素体与珠光体的总面积率为90％以上。本发明的冷锻调质品用轧制线棒的基质组织的余量例如为贝氏体和马氏体。进而，本发明的冷锻调质品用轧制线棒的拉伸强度为700MPa以下。
先共析铁素体和珠光体比贝氏体还软质，冷加工性优异。进而，先共析铁素体与珠光体相比，冷加工性优异。如果先共析铁素体和珠光体的总面积率不足90％、或先共析铁素体面积率不足30％，则无法得到充分的冷加工性。如果先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上、且先共析铁素体的面积率为30％以上，则可以得到优异的冷加工性。
先共析铁素体和珠光体的总面积率优选92％以上、进一步优选95％以上。先共析铁素体的面积率的优选的下限为35％以上、进一步优选40％以上。
由于上述基质组织和拉伸强度，本发明的冷锻调质品用轧制线棒具有优异的冷加工性。需要说明的是，拉伸强度的下限没有特别限定，例如为500MPa。
基质组织用如下方法测定。从轧制线棒的R/2部(R为从线棒的中心轴至外周面的距离)采集样品。所采集的样品的表面中，将与轧制线棒的轧制方向垂直的面设为观察面。对观察面进行研磨后，用3％硝酸乙醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。用500倍的光学显微镜观察经蚀刻的观察面，生成任意5个视野的照片图像。
各视野中，对于先共析铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体等各相，每个相的对比度不同。因此，基于对比度，特定各相。特定的相中，求出各视野中的先共析铁素体的面积(μm2)、和珠光体的面积(μm2)。将全部视野中的先共析铁素体的面积与珠光体的面积的总和相对于全部视野的总面积之比定义为先共析铁素体和珠光体的总面积率(％)。同样地，将全部视野中的先共析铁素体的面积的总和相对于全部视野的总面积之比定义为先共析铁素体面积率(％)。
[轧制线棒的优选的外径]
优选轧制线棒的直径Dc(临界直径、单位为mm)满足如下式(A)。
DC＝4×(0.70Si+1.0)×(3.33Mn+1.0)×(2.16Cr+1.0) (A)
此处，各元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
关于淬火性的预测，例如记载于非专利文献1。设想符合本发明的钢材的一例。C含量为0.3％、奥氏体晶粒的粒度编号为No.8的圆棒的基准直径DB为约0.165英寸(约4mm)。此处，基准直径DB是指，仅由C含量得到的临界直径(圆棒中心部成为50％马氏体的直径)。利用基准直径DB，定义临界直径DC。
考虑了合金元素所带来的淬火性的提高效果(淬火性倍数)的临界直径DC用DC＝DB×f(Si)×f(Mn)×f(Cr)表示。此处，f(X)为合金元素X的含量X的函数，被称为各合金元素特有的淬火性倍数。本发明中，使用非专利文献1中记载的数值，用如下式定义。
f(Si)＝0.70Si+1.0
f(Mn)＝3.33Mn+1.0
f(Cr)＝2.16Cr+1.0
因此，本发明中，确保了淬火性的轧制线棒的临界直径DC用如下式(A)定义。
DC＝4×(0.70Si+1.0)×(3.33Mn+1.0)×(2.16Cr+1.0) (A)
轧制线棒的直径如果为临界直径DC以下，则可以得到更充分的淬火性。
[制造方法]
[冷锻调质品用轧制线棒的制造方法]
对本发明的冷锻调质品用轧制线棒的制造方法的一例进行说明。本实施方式的轧制线棒的制造方法包括如下工序：制造钢坯的工序(初轧工序)；和，将制造好的钢坯轧制为线棒的工序(精轧工序)。以下，对各工序进行详述。
[初轧工序]
首先，准备具有上述化学组成的坯料。例如，用如下方法制造坯料。使用转炉和电炉等制造具有上述化学组成的钢水。使用钢水通过连续铸造法制造铸坯。或，使用钢水通过铸锭法制造钢锭。
将准备好的坯料(铸坯、钢锭)加热后，利用初轧机进行初轧，根据需要，在初轧后用连续轧制机进一步进行轧制，制造钢坯。连续轧制机中，将水平辊轧机、垂直辊轧机交替地排为一列，使用形成于各轧机的轧辊的轧槽轧制坯料，形成钢坯。
初轧前的坯料的优选加热温度为1200℃以上。加热温度如果为1200℃以上，则坯料凝固时生成的Ti(C，N)、TiC之类的粗大碳氮化物、碳化物在加热时固溶。粗大的碳氮化物被抑制，因此，轧制线棒的冷加工性提高。
[精轧工序]
对通过初轧工序制造的钢坯进一步实施热轧，制造冷锻调质品用轧制线棒。
首先，将钢坯装入至加热炉并加热。优选的加热温度为1050℃以下。制品轧制时的加热温度如果过高，则初轧工序后析出的微细的碳化物和碳氮化物再次固溶。上述情况下，精轧后的冷却时的铁素体相变时，碳化物和碳氮化物共格析出。析出的碳氮化物和碳化物提高制品轧制后的钢的强度，使冷加工性降低。加热温度如果为1050℃以下，则加热时碳化物和碳氮化物的过量的固溶被抑制，因此，可以进一步提高冷加工性。
使用经加热的钢坯，在精轧机列上进行精轧(热轧)，形成规定直径的线棒。精轧机列包括排列为一列的多个轧机。各轧机包括配置于轧制线周围的多个辊。使用形成于各轧机的轧辊的轧槽轧制钢坯，制造轧制线棒。
利用精轧机列的精轧中的制造条件如下所述。
精加工温度：750～850℃
精加工温度是指，精轧机列的多个轧机中、最后压下钢坯的轧机(以下，称为精加工轧机)的出口侧处的钢坯的表面温度(℃)。精加工温度如下求出：使用配置于精加工轧机的出口侧的红外线辐射温度计，测定钢坯的表面温度而求出。
精加工温度不足750℃时，从未再结晶的奥氏体晶粒开始铁素体相变，冷却后的基质组织变得过度微细。上述情况下，钢的拉伸强度超过700MPa，冷加工性降低。另一方面，精加工温度超过850℃时，再结晶后的奥氏体晶粒粗大化，铁素体相变的开始温度变低。因此，冷却后的先共析铁素体的面积率变小。进而，有时生成贝氏体等硬质组织。其结果，钢的拉伸强度超过700MPa，冷加工性降低。
精加工温度如果为750～850℃，则以满足后述的冷却条件为条件，基质组织由先共析铁素体和珠光体形成。具体而言，基质组织中的先共析铁素体和珠光体的总面积成为90％以上。
加工速度Z：5～15/秒
加工速度Z(/秒)用式(3)定义。
Z＝-ln(1-R)/t (3)
式(3)中的R为利用精轧机列的精轧中的截面减少率(％)。t为精轧时间(秒)。
截面减少率R用式(4)定义。
R＝(A0-A)/A0 (4)
式(4)中的A0为精轧前的钢坯的截面积(mm2)，A为精轧后的线棒的截面积(mm2)。
精轧时间t为钢坯通过精轧机列的时间，是从精轧机列的最初的轧机(轧制机)至最后的轧机(轧制机)的距离(m)除以钢坯的平均输送速度(m/秒)而得到的值(秒)。
加工速度Z如果为5～15/秒，则冷却后的基质组织不易变微细，可以使线棒的拉伸强度为700MPa以下。其结果，冷加工性提高。加工速度Z如果不足5/秒，则未充分产生再结晶，奥氏体晶粒变粗，淬火性增加。其结果，先共析铁素体的面积率降低，硬质的贝氏体、马氏体组织的面积率增加，轧制线棒的拉伸强度超过700MPa。加工速度Z如果超过15/秒，则由于再结晶而使奥氏体晶粒微细化，淬火性降低，先共析铁素体面积率增加，但铁素体晶粒变得过度微细，线棒的拉伸强度超过700MPa。
精轧后直至500℃的冷却速度：0.2～5.0℃/秒
精轧后，轧制线棒的表面温度成为500℃为止之间的冷却速度为0.2～5.0℃/秒。冷却速度如果为0.2～5.0℃/秒，则可以使基质组织中的先共析铁素体和珠光体的总面积为90％以上、先共析铁素体的面积率为30％以上。冷却速度如果超过5.0℃/秒，则硬质的贝氏体等容易在钢中生成，轧制线棒的拉伸强度超过700MPa。冷却速度的下限没有特别限定，如果考虑实际的生产操作，则冷却速度的下限例如为0.2℃/秒。
通过以上的制造工序，制造本发明的冷锻品用轧制线棒。即，冷锻品用轧制线棒为所谓保持轧制状态的材料(轧态材)。冷锻品用轧制线棒的基质组织由先共析铁素体和珠光体形成，拉伸强度成为700MPa以下。因此，冷加工性优异。
[冷锻调质品的制造方法]
对作为使用上述轧制线棒的冷锻调质品的制造方法的一例的螺栓的制造方法进行说明。本制造方法包括：拉丝工序、冷锻工序和调质处理工序(淬火和回火工序)。以下，对各工序进行说明。
[拉丝工序]
首先，对上述轧制线棒实施拉丝加工，制造钢线。拉丝加工可以仅为一次拉丝，也可以实施二次拉丝等多次拉丝加工。拉丝时，在线材表面形成润滑覆膜。润滑覆膜例如为磷酸盐覆膜、非磷系的润滑覆膜。
[冷锻工序]
将拉丝后的钢线切断成规定的长度，对于切断的钢线实施冷锻，制造冷锻品(此处为螺栓)。
[关于软化热处理]
以往的冷锻品的制造方法中，为了拉伸强度过高的线棒的软化，在拉丝加工前和冷锻前，实施多次软化热处理。然而，本发明的轧制线棒中，通过满足式(1)，冷加工性优异。因此，可以省略或简化软化热处理。
[调质处理工序(淬火和回火工序)]
对于冷锻品，在公知的条件下实施调质处理(淬火和回火)，制造冷锻调质品。上述轧制线棒的淬火性高，因此，通过实施调质处理，可以得到高强度的冷锻调质品。具体而言，通过适宜调整淬火温度和回火温度，可以制造具有1000～1300MPa的拉伸强度的冷锻调质品。
通过以上制造工序制造的冷锻调质品具有高强度，且具有优异的耐氢脆化特性。
实施例1
制造具有表1的化学组成的钢水。
[表1]
参照表1，钢种l具有相当于JIS G4053(2008)的SCM435的化学组成。
使用各钢种的钢水，制造初轧坯。将初轧坯以1250℃加热后，实施初轧，制造横截面为162mm×162mm的钢坯(初轧工序)。将钢坯加热至1030～1050℃，实施精轧，制造直径20mm的圆棒(精轧工序)。精轧温度为750～780℃，加工速度为5～15/秒。精轧后，表面温度成为500℃为止的冷却速度为0.2～5.0℃/秒。对于通过以上的制造工序制造的圆棒，实施如下评价试验。
[显微组织观察试验]
将各试验编号的圆棒沿与轧制方向垂直的方向切断，从切断面的2/R部(连接圆棒的中心轴与外周面的线段的中心部分)采集样品。以上述切断面成为观察面的方式进行树脂填埋，进行镜面研磨。之后，用上述方法实施显微组织观察，求出先共析铁素体和珠光体的总面积率(％)和先共析铁素体的面积率。将求出的结果示于表2。表2中的“F+P”表示基质组织由先共析铁素体和珠光体形成，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上。“F+B”表示基质组织由先共析铁素体和贝氏体形成。“F+P+B”是指基质组织由先共析铁素体、珠光体和贝氏体形成。
[表2]
[拉伸试验]
从各试验编号的圆棒的中心位置采集JIS Z2241(2011)中规定的14A号试验片。试验片的长度方向为线材的轧制方向，平行部的直径为6mm，标点距离为30mm。对所采集的试验片，在室温(25℃)下实施拉伸试验，求出拉伸强度TS(MPa)。将所得拉伸强度TS示于表2。拉伸强度如果为700MPa以下，则判断具有优异的冷加工性。
[冷加工性评价试验]
从各试验编号的圆棒的中心位置采集圆柱状试验片。圆柱状试验片的直径为14mm，长度为21mm。圆柱状试验片的长度方向与圆棒的长度方向平行。
使用圆柱状试验片，在大气中、在室温(25℃)下，以变形速度2mm/分钟(如果换算为应变速度则为10-3/秒)实施压缩试验。实施压缩直至由高度方向的变化量计算的压缩率成为60％，之后，卸除载荷。用10倍放大镜以目视观察试验后的圆柱状试验片的表面，确认裂纹的有无。未确认到裂纹的情况下，判断为冷加工性高(表2中为“○”)。另一方面，确认到裂纹的情况下，判断为冷加工性低(表2中的“×”)。
[使用经调质处理的试验片的维氏硬度试验]
制作模拟了冷锻调质品的试验片，求出维氏硬度。具体而言，从各试验编号的圆棒采集上述圆柱状试验片。将圆柱状试验片在表2所示的淬火温度(℃)下加热1小时，之后，浸渍于60℃的油中进行淬火。对于淬火后的圆柱状试验片，在表2所示的回火温度(℃)下实施回火。回火温度的保持时间设为1小时。回火后，将圆柱状试验片放置冷却。通过以上的工序，制作经调质处理的圆柱状试验片。
将经调质处理的圆柱状试验片沿与轴向垂直的方向切断。在切断面的2/R部的任意的5个点，实施依据JIS Z2244(2011)的维氏硬度试验。试验力为4.9N。将所得5点的数值的平均值定义为该试验编号的维氏硬度(HV)。维氏硬度为320HV以上的情况下，判断为调质后体现高强度。
[疲劳强度试验]
使用模拟了冷锻调质品的试验片，实施疲劳试验。对于各试验编号的圆棒实施调质处理(淬火回火)，以表面的维氏硬度成为360～370HV的方式进行调整。由调质处理后的圆棒制作图1所示的疲劳试验片。图1中的各数值表示对应部位的尺寸(mm)。图1中的“R24”表示对应的弯曲部分的曲率半径为24mm，“φ8”表示直径为8mm。疲劳试验片的中心轴与圆棒的中心轴为同轴。
使用上述疲劳试验片，在室温下、在大气气氛中，实施依据JIS Z2274(1978)的小野式旋转弯曲疲劳试验。使转速为3400rpm，使在应力载荷重复次数为107个循环后未断裂的最大应力为疲劳强度σw(MPa)。疲劳强度σw为550MPa以上的情况下，判断为疲劳强度优异。
[耐氢脆化特性评价试验]
使用模拟了冷锻调质品的试验片，实施耐氢脆化特性评价试验。对于各试验编号的圆棒实施调质处理(淬火回火)，以表面的维氏硬度成为360～370HV的方式进行调整。其中，对于回火温度为435℃且无法得到表面硬度320HV以上的情况，判断为强度不足，未实施耐氢脆化特性评价，判断为本发明的对象之外。
对于各试验编号的圆棒，由调质处理后的圆棒制作多个图2所示的环状V缺口试验片。图2中的未表示单位的数值表示试验片的对应部位的尺寸(单位为mm)。图中的“φ数值”表示指定的部位的直径(mm)。“60°”表示V缺口角度为60°。“0.175R”表示V缺口底半径为0.175mm。
利用电解充电法，根据各钢种，对试验片导入各种浓度的氢。电解充电法如下实施。将试验片浸渍于硫氰酸铵水溶液中。在浸渍有试验片的状态下，使试验片的表面产生阳极电位，将氢收集至试验片内。
在试验片内导入氢后，在试验片表面形成镀锌覆膜，防止试验片中的氢的逸散。接着，对试验片的V缺口截面，以负载公称应力1080MPa的拉伸应力的方式，实施负载一定载荷的恒定负载试验。对于试验中断裂了的试验片和未断裂的试验片，实施使用气相色谱装置的升温分析法，测定试验片中的氢量。测定后，各试验编号中，将未断裂的试验片中的最大氢量定义为极限扩散性氢量Hc。
进而，将具有相当于JIS G4053(2008)的SCM435的化学组成的钢l的极限扩散氢量作为极限扩散性氢量比HR的基准(Href)。将极限扩散性氢量Href作为基准，使用式(B)求出极限扩散性氢量比HR。
HR＝Hc/Href (B)
HR如果高于1.00，则判断为耐氢脆化特性优异。
[试验结果]
表2中示出试验结果。
试验编号1～6的轧制线棒的化学组成适当，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)。进而，制造条件适当。因此，在基质组织中，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上、先共析铁素体的面积率为30％以上。拉伸强度为700MPa以下。其结果，这些轧制线棒具有优异的冷加工性。
进而，模拟了冷锻调质品的、这些轧制线棒的调质处理试验片中，回火后的维氏硬度均为320HV以上，相当于1000MPa以上的拉伸强度。进而，疲劳强度为550MPa以上，HR超过1.00，体现优异的疲劳强度和耐氢脆化特性。
另一方面，试验编号7的Mn含量过高。因此，HR为1.00以下，耐氢脆化特性低。
试验编号8中，fn1低于式(1)的下限。因此，在435℃的回火温度下实施回火，维氏硬度也低于320HV。因此，疲劳强度低于550MPa。
试验编号9中，fn1超过式(1)的上限。因此，基质组织由铁素体和贝氏体形成，轧制线棒的拉伸强度超过900MPa。其结果，轧制线棒的冷加工性低。
试验编号10和11中，fn2不满足式(2)。因此，疲劳强度低于550MPa。进而，HR成为1.00以下，耐氢脆化特性低。
实施例2
[试验方法]
制造多个钢种a和钢种d的初轧坯。将初轧坯在表3所示的加热温度T1(℃)下加热后，实施初轧，制造横截面为162mm×162mm的钢坯。将钢坯在表3所示的制造条件(加热温度T2、精加工温度T3、加工速度Z、冷却速度)下制造直径20mm的圆棒。
[表3]
对于制造好的圆棒，用与实施例1同样的方法，实施显微组织观察试验、拉伸试验和冷加工性评价试验。
[评价结果]
表3中示出评价结果。试验编号13和试验编号19中，初轧工序和精轧工序的制造条件(加热温度T1、加热温度T2、精加工温度T3、加工速度Z、冷却速度)均适当。因此，在基质组织中，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上、先共析铁素体的面积率为30％以上。拉伸强度TS为700MP a以下。其结果，冷加工性优异。
另一方面，试验编号14和试验编号20中，初轧时的加热温度T1过低。其结果，冷加工性低。认为这是由于，加热温度T1过低，粗大的夹杂物未完全固溶。
试验编号15和试验编号21中，加热温度T2过高。因此，拉伸强度超过700MPa，冷加工性低。
试验编号16和试验编号22中，加工速度Z过慢。因此，拉伸强度超过700MPa，冷加工性低。
试验编号17和试验编号23中，精加工温度T3过高。因此，拉伸强度超过700MPa，冷加工性低。
试验编号18和试验编号24中，冷却速度过快。因此，基质组织包含贝氏体，拉伸强度超过700MPa。其结果，冷加工性低。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内，可以适宜变更上述实施方式而实施。

Claims (4)

1.一种冷锻调质品用轧制线棒，其具有如下化学组成：
以质量％计含有
C：0.22～0.40％、
Si：0.35～1.5％、
Mn：0.20～0.40％、
P：不足0.020％、
S：不足0.015％、
Cr：0.70～1.45％、
Al：0.005～0.060％、
Ti：0.01～0.05％、
B：0.0003～0.0040％、
N：0.0020～0.0080％、
O：0.0020％以下，
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.30％、
Mo：0～0.05％、
V：0～0.05％、和
Nb：0～0.05，余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)，
在基质组织中，先共析铁素体和珠光体的总面积率为90％以上，所述先共析铁素体的面积率为30％以上，
所述冷锻调质品用轧制线棒具有700MPa以下的拉伸强度，
0.50≤C+Si/10+Mn/5+5Cr/22≤0.85 (1)
Si/Mn>1.0 (2)
此处，所述式中的元素符号代入各自对应的元素的含量，单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的冷锻调质品用轧制线棒，其中，
所述化学组成含有
选自由Cu：0.02～0.50％、
Ni：0.01～0.30％、
Mo：0.005～0.05％、和
V：0.005～0.05％组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的冷锻调质品用轧制线棒，其中，
所述化学组成含有
Nb：0.0015～0.05％。
4.一种冷锻调质品用轧制线棒的制造方法，其具备如下工序：
初轧工序，将具有权利要求1～权利要求3中任一项所述的化学组成的坯料加热至1200℃以上的温度后，实施初轧制造钢坯；和，
精轧工序，将所述钢坯加热至1050℃以下的温度后，实施精轧制造轧制线棒，
所述精轧工序包括如下工序：
在所述钢坯的表面温度为750～850℃的范围内，使由式(3)定义的加工速度Z为5～15/秒，对所述钢坯进行精轧制造所述轧制线棒的工序；
使从所述轧制刚刚结束后至500℃的冷却速度为0.2～5.0℃/秒，对所述轧制线棒进行冷却的工序，
Z＝-ln(1-R)/t (3)
此处，式(3)中的R为精轧中的截面减少率、单位为％，由式(4)定义，t为精轧时间、单位为秒，
R＝(A0-A)/A0 (4)
式(4)中的A0为精轧前的所述钢坯的截面积、单位为mm2，A为精轧后的所述轧制线棒的截面积、单位为mm2。
CN201680070826.2A 2015-12-04 2016-12-02 冷锻调质品用轧制线棒 Expired - Fee Related CN108368575B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015237721 2015-12-04
JP2015-237721 2015-12-04
JP2016-021984 2016-02-08
JP2016021984 2016-02-08
PCT/JP2016/085854 WO2017094870A1 (ja) 2015-12-04 2016-12-02 冷間鍛造調質品用圧延棒線

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108368575A true CN108368575A (zh) 2018-08-03
CN108368575B CN108368575B (zh) 2020-07-28

Family

ID=58797450

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680070826.2A Expired - Fee Related CN108368575B (zh) 2015-12-04 2016-12-02 冷锻调质品用轧制线棒

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20180347019A1 (zh)
EP (1) EP3385400A4 (zh)
JP (1) JP6497450B2 (zh)
KR (1) KR102090196B1 (zh)
CN (1) CN108368575B (zh)
WO (1) WO2017094870A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023246096A1 (zh) * 2022-06-22 2023-12-28 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种合金耐蚀钢筋及其制备方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6819198B2 (ja) * 2016-02-08 2021-01-27 日本製鉄株式会社 冷間鍛造調質品用圧延棒線
KR102314433B1 (ko) * 2019-12-17 2021-10-19 주식회사 포스코 우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법
JP2023510129A (ja) * 2019-12-20 2023-03-13 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 球状化熱処理性に優れた線材及びその製造方法
US20230040633A1 (en) * 2019-12-20 2023-02-09 Posco Steel wire rod having excellent spheroidizing heat treatment properties, and method for producing same
KR102437909B1 (ko) * 2020-11-06 2022-08-30 주식회사 삼원강재 냉간 압조용 강재 및 그 제조 방법
CN113481427B (zh) * 2021-04-13 2022-06-03 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种连铸坯生产冷镦模块用中碳低合金CrMnSiB系钢锻、轧制棒材及其制造方法
CN113462956B (zh) * 2021-05-25 2022-06-14 上海大学 一种大截面高淬透性高强度中锰锻钢及其制备方法
CN113621866A (zh) * 2021-06-30 2021-11-09 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 一种用于轧制电池极片的支承辊制造方法
CN114951573B (zh) * 2022-04-26 2024-04-02 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 12.9级紧固件用盘条及其生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006307272A (ja) * 2005-04-27 2006-11-09 Kobe Steel Ltd 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法
CN101365819A (zh) * 2005-12-27 2009-02-11 Posco公司 具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝及其制造方法
CN101405418A (zh) * 2006-03-15 2009-04-08 株式会社神户制钢所 断裂分离性优异的断裂分离型连杆用轧制材，断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件及断裂分离型连杆
JP2010196094A (ja) * 2009-02-24 2010-09-09 Aichi Steel Works Ltd 浸炭用鋼
JP2012237052A (ja) * 2011-04-28 2012-12-06 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法
CN103842546A (zh) * 2011-10-07 2014-06-04 株式会社神户制钢所 螺栓用钢丝和螺栓及其制造方法
CN104245987A (zh) * 2012-04-24 2014-12-24 株式会社神户制钢所 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
CN104903484A (zh) * 2013-01-10 2015-09-09 株式会社神户制钢所 冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板
JP2015189987A (ja) * 2014-03-27 2015-11-02 株式会社神戸製鋼所 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09104945A (ja) 1995-10-05 1997-04-22 Kobe Steel Ltd 冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、高強度ボルトの製造方法および高強度ボルト
JPH09194999A (ja) * 1996-01-19 1997-07-29 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト・パーライト型非調質鋼
JPH1129842A (ja) * 1997-07-15 1999-02-02 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト・パーライト型非調質鋼
JP3817105B2 (ja) 2000-02-23 2006-08-30 新日本製鐵株式会社 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法
JP4441434B2 (ja) * 2005-04-11 2010-03-31 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法
JP4268194B2 (ja) * 2006-03-15 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材、破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品、及び破断分離型コネクティングロッド
JP5608145B2 (ja) 2011-01-18 2014-10-15 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト
JP6031022B2 (ja) * 2013-12-02 2016-11-24 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼線および高強度ボルト並びにそれらの製造方法
CA2967283C (en) * 2014-11-18 2019-08-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006307272A (ja) * 2005-04-27 2006-11-09 Kobe Steel Ltd 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた肌焼用鋼およびその製法
CN101365819A (zh) * 2005-12-27 2009-02-11 Posco公司 具有优良冷镦性能和淬火特性的钢丝及其制造方法
CN101405418A (zh) * 2006-03-15 2009-04-08 株式会社神户制钢所 断裂分离性优异的断裂分离型连杆用轧制材，断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件及断裂分离型连杆
JP2010196094A (ja) * 2009-02-24 2010-09-09 Aichi Steel Works Ltd 浸炭用鋼
JP2012237052A (ja) * 2011-04-28 2012-12-06 Jfe Steel Corp 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法
CN103842546A (zh) * 2011-10-07 2014-06-04 株式会社神户制钢所 螺栓用钢丝和螺栓及其制造方法
CN104245987A (zh) * 2012-04-24 2014-12-24 株式会社神户制钢所 冷加工用机械结构用钢及其制造方法
CN104903484A (zh) * 2013-01-10 2015-09-09 株式会社神户制钢所 冷加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板
JP2015189987A (ja) * 2014-03-27 2015-11-02 株式会社神戸製鋼所 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023246096A1 (zh) * 2022-06-22 2023-12-28 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种合金耐蚀钢筋及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3385400A1 (en) 2018-10-10
EP3385400A4 (en) 2019-05-15
CN108368575B (zh) 2020-07-28
KR102090196B1 (ko) 2020-03-17
KR20180082581A (ko) 2018-07-18
JPWO2017094870A1 (ja) 2018-08-16
JP6497450B2 (ja) 2019-04-10
WO2017094870A1 (ja) 2017-06-08
US20180347019A1 (en) 2018-12-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108368575A (zh) 冷锻调质品用轧制线棒
CN105492642B (zh) 低合金油井用钢管及其制造方法
CN107002201B (zh) 油井管用低合金钢和低合金钢油井管的制造方法
EP2177634B1 (en) Process for production of duplex stainless steel tubes
JP4435954B2 (ja) 冷間鍛造用棒線材とその製造方法
EP2388341B1 (en) Process for production of duplex stainless steel pipe
EP3222742B1 (en) Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component
EP3222743B1 (en) Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component
US20130037182A1 (en) Mechanical part made of steel having high properties and process for manufacturing same
EP2902522B1 (en) Piercer plug material for producing seamless steel tube, and method for producing said material
EP3190200A1 (en) Thick-walled steel pipe for oil well and method of manufacturing same
JP6819198B2 (ja) 冷間鍛造調質品用圧延棒線
CN105378133B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP6190298B2 (ja) 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルト
JP6131890B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法ならびにその選定方法
JP6679935B2 (ja) 冷間加工部品用鋼
CN109790602A (zh) 钢
CN107075634B (zh) 钢材和扩管用油井钢管
JP2006097109A (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
CN108291284A (zh) 高强度螺栓
JP4016721B2 (ja) 継目無鋼管の製造方法
JP2019218585A (ja) 浸炭用鋼及び部品
EP2980242B1 (en) Case hardening steel
JP2002122144A (ja) 直動軸受け部材の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information
CB02 Change of applicant information

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Applicant after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20200728

Termination date: 20201202