JP2017141502A - 冷間鍛造調質品用圧延棒線 - Google Patents
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Abstract
【課題】優れた冷間加工性を有し、冷間鍛造及び調質処理された場合、高い強度及び優れた耐水素脆化特性を有する冷間鍛造調質品用圧延棒線を提供する。
【解決手段】
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１５％未満、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％、及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
【選択図】なし
【解決手段】
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１５％未満、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％、及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
【選択図】なし
Description
本発明は、熱間圧延されたまま（圧延まま材）の棒鋼又は線材である圧延棒線に関し、さらに詳しくは、冷間鍛造されて、かつ、調質処理された部品である冷間鍛造調質品用の圧延棒線に関する。
近年、各種産業機械、自動車及び建築構造物の部品として用いられるシャフト及びボルト等の部品は、寸法精度や歩留まり、製造コストの観点から、冷間鍛造により製造される場合がある。このような冷間鍛造品は、冷間加工ままで使われたりもするが、より一層の高強度化が望まれる場合には、調質処理（焼入れ焼戻し処理）を行って高強度化が図られる。このような冷間鍛造品のうち、調質処理されたものを、本明細書では、冷間鍛造調質品という。
調質処理を行って高強度化を図る鋼材として、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）に規定された機械構造用合金鋼がある。機械構造用合金鋼はたとえば、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、及び、ニッケルクロムモリブデン鋼等である。これらの鋼材は、主に焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めるために、高価なＭｏ、Ｎｉを多く含有する。
近年、Ｍｏ、Ｎｉ等の合金元素の価格が高騰しており、需給環境も変動しやすくなっている。そのため、これらの合金元素を低減、又は省略して鋼材コストを抑えつつ、冷間鍛造品に求められる、疲労特性や耐水素脆化特性といった機械特性に優れる鋼材が求められている。
そこで、Ｍｏ及びＶ等の合金元素に代えて、ボロン（Ｂ）を含有した鋼（Ｂ含有鋼）が普及している。Ｂは、ＭｏやＶ等の合金元素と同様に、鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｂ含有鋼を冷間鍛造及び調質処理して、引張強さが１０００ＭＰａ以上の冷間鍛造調質品（たとえばボルト）として使用した場合、耐水素脆化特性が低い場合がある。したがって、耐水素脆化特性に優れたＢ含有鋼が求められている。Ｂ含有鋼はさらに、上述のとおり冷間鍛造により部品（ボルト等）となるため、優れた冷間加工性も求められる。
疲労強度、耐水素脆化特性、又は、冷間加工性に優れたＢ含有鋼が、特開２０１２−１６２７９８号公報（特許文献１）、特開平９−１０４９４５号公報（特許文献２）、特開２０１３−２２７６０２号公報（特許文献３）、及び、特開２００１−２３４２７７号公報（特許文献４）に提案されている。
特許文献１では、耐遅れ破壊性（耐水素脆化特性）に優れたボルト用鋼を提案する。この文献に開示されたボルト用鋼は、Ｃ：０．２０〜０．４０％未満、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％及びＮ：０．００２〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０〜３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であり、フェライト・パーライト組織であることを特徴とする。
特許文献２では、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼を提案する。この文献に開示されたボルト用鋼は、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：０．５％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、並びに残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなると共に、次式０．５０≦［Ｃ］＋０．１５［Ｓｉ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｃｒ］≦０．６０を満足することを特徴とする。
特許文献３では、球状化焼鈍処理を施すことによって、十分な軟質化を実現できる冷間加工用機械構造用鋼を提案する。この文献に開示された機械構造用鋼は、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、及びＣｒ：０．５％超、２．０％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、金属組織が、パーライトと初析フェライトを有し、全組織に対するパーライトと初析フェライトの合計面積率が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（ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］＋０．１１×［Ｃｒ］）と、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。
特許文献４では、疲労特性に優れた高強度鋼を提案する。この文献に開示された高強度鋼は、Ｃ：０．２〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭素等量Ｃｅｑ（ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／１５＋［Ｍｎ］／１０＋［Ｃｒ］／１１＋［Ｍｏ］／７＋［Ｖ］／５＋［Ｎｉ］／４５＋［Ｃｕ］／４５）が０．８％以上であり、且つ室温から５００℃に加熱する際に放出される水素量が０．３ｐｐｍ以下である。
"Ｅｌｅｍｅｎｔｓ ｏｆ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａｌｌｏｙｓ"， ｅｄ．ｂｙ Ｆ．Ｃ．Ｃａｍｐｂｅｌｌ，ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐａｒｋ，２００８，ｐｐ１８５−１９１．
特許文献１に開示された鋼では、Ｓｉ含有量をＣ含有量よりも高めて、マトリクスの強度をＳｉの固溶強化で確保しつつ、耐遅れ破壊性を向上する。しかしながら、高価なＮｉが必須元素となっているので、鋼材コストが高くなる。
特許文献２に開示された鋼では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒの総量の下限と上限とを規定して、冷間加工性を維持できる圧延材の強度と、調質処理後に所望の強度が得られる圧延材の強度とを規定する。しかしながら、鋼のＣｒ含有量及びＳｉ含有量が低いため、焼入れ性や、焼戻し後の軟化抵抗が低い場合がある。
特許文献３に開示された鋼では、平衡状態を仮定して初析フェライトの面積率を推定し、それが既定の値以上になるようにして、冷間加工性の改善を図る。しかしながら、実際の製造工程は連続冷却であり、冷却速度も製造条件によって種々変化する。したがって、実操業において、冷間加工性が十分に得られない場合がある。
特許文献４に開示された鋼では、炭素等量Ｃｅｑの下限を規定するとともに、鋼材を室温から５００℃まで加熱したときに放出される、鋼中に含まれていた水素含有量を０．３ｐｐｍ以下にする。これにより、疲労特性の向上を図る。しかしながら、冷間加工性を確保する方法については開示されておらず、さらに、冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性についても開示がない。
本発明の目的は、優れた冷間加工性を有し、冷間鍛造及び調質処理された場合、高い強度及び優れた耐水素脆化特性を有する冷間鍛造調質品用圧延棒線を提供することである。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１５％未満、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％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．００５％、及び、Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、上記式における元素記号は、それぞれ対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、上記式における元素記号は、それぞれ対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、優れた冷間加工性を有し、冷間鍛造及び調質処理された場合、高い強度及び優れた耐水素脆化特性を有する。
本発明者らは、上記課題を解決するために種々の検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
（Ａ）冷間加工性を保ちながら、焼入れ性を確保し、かつ鋼材コストを抑えるためには、クロム鋼（ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）で規定された記号「ＳＣｒ」）をベースにするのが好ましい。しかしながら、上記ＪＩＳ規格で規定された機械構造用合金鋼の成分規格では、耐水素脆化特性が低い。
（Ｂ）冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性を高めるためには、製造工程中の焼戻し温度を高めることが有効である。しかしながら、焼戻し温度を高めると、焼戻し軟化が生じる。焼戻し軟化抵抗を高めるためには、Ｓｉ含有量を上記機械構造用合金鋼の成分規格よりも高めることが有効である。また、鋼中のＭｎはＰの粒界偏析を助長して、粒界破壊を促進する。したがって、Ｍｎ含有量を上記機械構造用合金鋼の成分規格よりも低くすることが有効である。
（Ｃ）冷間鍛造調質品の引張強度を１０００〜１３００ＭＰａといった高強度とし、かつ、高い疲労強度を得るためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、冷間鍛造調質品の素材となる圧延棒線の冷間加工性が低下する。この場合、圧延棒線に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、圧延棒線の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、上記高強度及び高い疲労強度が得られる焼入れ性を有する圧延棒線が望ましい。
そこで、本発明による圧延棒線は、焼入れ性を確保しつつ、冷間加工性を維持するために、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２と定義する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒはいずれも、焼入れ性を高める元素である。したがって、ｆｎ１は、焼入れ性及び冷間加工性の指標となる。
ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られない。この場合、冷間鍛造調質品において、高い引張強度及び高い疲労強度が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、圧延棒線の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、ビレットを仕上げ圧延して圧延棒線を製造するとき、鋼中にベイナイトが生成して、強度及び硬さが高まり、冷間加工性が低下する。この場合、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。
ｆｎ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性及び疲労強度を得つつ、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。
（Ｄ）冷間鍛造調質品の疲労強度及び耐水素脆化特性を高めるためには、鋼中の介在物を少なくする、又は、介在物を微細化するのが有効である。Ｃｒ含有量が１％程度の鋼の場合、鋼中のＳｉ含有量のＭｎ含有量に対する比を１よりも大きくすれば、つまり、式（２）が満たされれば、介在物が軟質なＭｎＯ−ＳｉＯ２となる。この介在物は、圧延中にガラス化して延伸及び分断され、微細化される。そのため、疲労強度を低下する粗大な介在物が減少し、疲労強度が高まり、かつ、耐水素脆化特性が向上する。
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
以上の知見に基づいて完成した本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１５％未満、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％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．００５％、及び、Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）における各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）における各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ここで、冷間鍛造調質品とは、冷間鍛造され、調質処理（焼入れ及び焼戻し）された部品を意味する。また、圧延棒線とは、熱間圧延まま（いわゆるアズロール材）の棒鋼又は線材を意味する。
上記化学組成は、Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．００５〜０．０５％、及び、Ｖ：０．００５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｎｂ：０．００１５〜０．０５％を含有してもよい。
上記化学組成は、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及び、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
上述の冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法は、分塊圧延工程と、仕上げ圧延工程とを備える。分塊圧延工程は、上述の化学組成を有する素材を１２００℃以上の温度に加熱した後、分塊圧延を実施してビレットを製造する。仕上げ圧延工程は、ビレットを１０５０℃以下の温度に加熱した後、仕上げ圧延を実施して圧延棒線を製造する。仕上げ圧延工程は、ビレットの温度が７５０〜８５０℃の範囲において、式（３）で定義される加工速度Ｚを５〜１５／秒としてビレットを仕上げ圧延して圧延棒線を製造する工程と、圧延完了直後から５００℃までの冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として、圧延棒線冷却する工程とを含む。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
ここで、式（３）中のＲは仕上げ圧延での断面減少率（％）であり、式（４）で定義される。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
Ｒ＝（Ａ０−Ａ）／Ａ０ （４）
式（４）中のＡ０は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の圧延棒線の断面積（ｍｍ２）である。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
ここで、式（３）中のＲは仕上げ圧延での断面減少率（％）であり、式（４）で定義される。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
Ｒ＝（Ａ０−Ａ）／Ａ０ （４）
式（４）中のＡ０は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の圧延棒線の断面積（ｍｍ２）である。
以下、本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本発明の冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明の冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．２２〜０．４０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．２２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えれば、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２２〜０．４０％である。焼入れ性をさらに高める場合のＣ含有量の好ましい下限は０．２６％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２６％である。冷間加工性をさらに高める場合のＣ含有量の好ましい上限は０．３５％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．２２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えれば、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２２〜０．４０％である。焼入れ性をさらに高める場合のＣ含有量の好ましい下限は０．２６％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２６％である。冷間加工性をさらに高める場合のＣ含有量の好ましい上限は０．３５％である。
Ｓｉ：０．３５〜１．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトに固溶して鋼材を強化する。Ｓｉはさらに、セメンタイトの析出を抑制し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトに固溶して鋼材を強化する。Ｓｉはさらに、セメンタイトの析出を抑制し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。
Ｓｉはさらに、次の効果を有する。脱酸生成物のＭｎＯ−ＳｉＯ２の融点は１２５０℃程度と低い。そのため、ＭｎＯ−ＳｉＯ２は凝固前の溶湯中では液体であり、凝固後に、ガラス化した軟質の介在物となる。ＭｎＯ−ＳｉＯ２は、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化する。このため、疲労強度及び耐水素脆化特性を阻害する粗大介在物が低減し、疲労強度及び耐水素脆化特性が高まる。
適正なＭｎＯ−ＳｉＯ２を生成し、かつ、調質処理後の焼戻し軟化抵抗を高めるためには、ＪＩＳ規格のクロム鋼で規定されているＳｉ含有量（０．１５〜０．３５％）では不十分である。具体的には、Ｓｉ含有量が０．３５％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えれば、鋼材の強度が高くなりすぎて、冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３５〜１．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３６％であり、さらに好ましくは０．３８％である。冷間加工性をさらに高める場合、Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満である。
Ｍｎ：０．２０〜０．４０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高めたり、靭性を高める。Ｍｎ含有量が０．２０％未満である場合、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、調質処理を実施した場合に、Ｍｎが粒界に偏析して粒界破壊を助長する場合がある。さらに、適正なＭｎＯ−ＳｉＯ２が得られにくい。そのため、耐水素脆化特性が低下する。ＪＩＳ規格のクロム鋼で規定されているＭｎ含有量（０．６０〜０．８５％）では、偏析による粒界破壊を抑制しにくく、適正なＭｎＯ−ＳｉＯ２が得られにくい。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、好ましい上限は０．３５％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高めたり、靭性を高める。Ｍｎ含有量が０．２０％未満である場合、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、調質処理を実施した場合に、Ｍｎが粒界に偏析して粒界破壊を助長する場合がある。さらに、適正なＭｎＯ−ＳｉＯ２が得られにくい。そのため、耐水素脆化特性が低下する。ＪＩＳ規格のクロム鋼で規定されているＭｎ含有量（０．６０〜０．８５％）では、偏析による粒界破壊を抑制しにくく、適正なＭｎＯ−ＳｉＯ２が得られにくい。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、好ましい上限は０．３５％である。
Ｐ：０．０２０％未満
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析しやすく、調質処理後、焼き割れや粒界破壊の原因となる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１０％未満である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析しやすく、調質処理後、焼き割れや粒界破壊の原因となる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１０％未満である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１５％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して冷間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％未満である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して冷間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％未満である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｃｒ：０．７０〜１．４５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒ含有量が０．７０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて熱間圧延後の冷却中にベイナイトが生成する。この場合、鋼の強度が過剰に高くなり、圧延棒線の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０〜１．４５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、好ましい上限は１．２０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒ含有量が０．７０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて熱間圧延後の冷却中にベイナイトが生成する。この場合、鋼の強度が過剰に高くなり、圧延棒線の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０〜１．４５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、好ましい上限は１．２０％である。
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、Ｎを固定する。Ａｌはさらに、ＡｌＮ粒子のピンニング効果により、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。冷間加工性を高める場合、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼中に含有する全Ａｌ量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、Ｎを固定する。Ａｌはさらに、ＡｌＮ粒子のピンニング効果により、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。冷間加工性を高める場合、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼中に含有する全Ａｌ量を意味する。
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、Ｎを固定する。Ｔｉはさらに、ＴｉＮ粒子のピンニング効果により、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ含有量が０．０１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えれば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）が多く析出して、鋼材の強度が過剰に高くなる。この場合、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、Ｎを固定する。Ｔｉはさらに、ＴｉＮ粒子のピンニング効果により、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ含有量が０．０１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えれば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）が多く析出して、鋼材の強度が過剰に高くなる。この場合、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、鋼の耐水素脆化特性を高める。Ｂ含有量が０．０００３％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して冷間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂが固溶Ｎと結合してＢＮを形成する場合、固溶Ｂ量が低下するため、焼入れ性が低下する。固溶Ｂ量を十分に確保し、焼入れ性をさらに高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。冷間加工性及び靭性の低下をさらに抑制するためのＢ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、鋼の耐水素脆化特性を高める。Ｂ含有量が０．０００３％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して冷間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂが固溶Ｎと結合してＢＮを形成する場合、固溶Ｂ量が低下するため、焼入れ性が低下する。固溶Ｂ量を十分に確保し、焼入れ性をさらに高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。冷間加工性及び靭性の低下をさらに抑制するためのＢ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）は、鋼中のＡｌやＴｉと結合して窒化物を生成し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が０．００２０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、ＢＮが過剰に生成し、固溶Ｂ量が低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２２％である。焼入れ性をさらに高めるためのＮ含有量の好ましい上限は０．００７０％未満であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
窒素（Ｎ）は、鋼中のＡｌやＴｉと結合して窒化物を生成し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が０．００２０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、ＢＮが過剰に生成し、固溶Ｂ量が低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２２％である。焼入れ性をさらに高めるためのＮ含有量の好ましい上限は０．００７０％未満であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して冷間加工性を低下する。Ｏ含有量が０．００２０％を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、ＭｎＳが粗大化して、冷間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して冷間加工性を低下する。Ｏ含有量が０．００２０％を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、ＭｎＳが粗大化して、冷間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記圧延棒線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されるものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述の冷間鍛造調質品用圧延棒線はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
上述の冷間鍛造調質品用圧延棒線はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながらＣｕ含有量が０．５０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイトが生成しやすくなる。この場合、冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。冷間加工性を高める場合、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながらＣｕ含有量が０．５０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイトが生成しやすくなる。この場合、冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。冷間加工性を高める場合、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｎｉ：０〜０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、さらに、粒界強度も高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、その効果が飽和し、鋼材コストも高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。上記効果を有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。冷間加工性を高める場合、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、さらに、粒界強度も高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、その効果が飽和し、鋼材コストも高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。上記効果を有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。冷間加工性を高める場合、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｍｏ：０〜０．０５％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて、ベイナイト及びマルテンサイトが生成しやすくなる。この場合、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて、ベイナイト及びマルテンサイトが生成しやすくなる。この場合、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｖ：０〜０．０５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％を超えれば、炭化物等が粗大化して冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％である。冷間加工性を高める場合、Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％を超えれば、炭化物等が粗大化して冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％である。冷間加工性を高める場合、Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂ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し、結晶粒を微細化する。Ｎｂはさらに、本発明の圧延棒線を用いて製造した冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えれば、粗大な炭化物等が生成して圧延棒線の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂ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し、結晶粒を微細化する。Ｎｂはさらに、本発明の圧延棒線を用いて製造した冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えれば、粗大な炭化物等が生成して圧延棒線の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の異方性を低減し、冷間加工性を向上させる。
Ｃａ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、ＣａＳ又は（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを生成して、ＭｎＳを球状化する。これにより、鋼材の異方性を低減し、さらに、冷間加工性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５％を超えれば、その効果が飽和し、さらに、鋼材コストも高くなる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％である。上記効果を有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、ＣａＳ又は（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを生成して、ＭｎＳを球状化する。これにより、鋼材の異方性を低減し、さらに、冷間加工性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５％を超えれば、その効果が飽和し、さらに、鋼材コストも高くなる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％である。上記効果を有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｍｇ：０〜０．００５％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、炭化物や硫化物を生成してＭｎＳの晶出核として働き、ＭｎＳを均一かつ微細な分散を促進する。さらに、ＭｇＯを含有するＭｎＳは変形能が低く、延伸しにくい。そのため、鋼材の異方性が低減し、冷間間加工性が高まる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えれば、過剰なＭｇＯが生成し、鋼材の被削性を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００５％である。上記効果を有効に得るためのＭｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、炭化物や硫化物を生成してＭｎＳの晶出核として働き、ＭｎＳを均一かつ微細な分散を促進する。さらに、ＭｇＯを含有するＭｎＳは変形能が低く、延伸しにくい。そのため、鋼材の異方性が低減し、冷間間加工性が高まる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えれば、過剰なＭｇＯが生成し、鋼材の被削性を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００５％である。上記効果を有効に得るためのＭｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
［式（１）について］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２は、鋼材の強度及び冷間加工性の指標である。ｆｎ１は鋼材の炭素当量を示す。ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、引張強度及び疲労強度が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、圧延棒線が圧延されたとき、ベイナイト及び／又はマルテンサイトが生成され、鋼の強度及び硬さが高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。この場合、圧延棒線を用いて次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程を実施する前に、圧延棒線に対して、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。ｆｎ１が０．５０〜０．８５であれば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。ｆｎ１の好ましい下限は０．５５である。ｆｎ１の好ましい上限は０．８０である。
［式（２）について］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ２＝Ｓｉ／Ｍｎと定義する。Ｓｉ及びＭｎは、脱酸の過程でＭｎＯ−ＳｉＯ２を生成する。ＭｎＯ−ＳｉＯ２は、融点が１２５０℃程度である。そのため、凝固前の溶湯中では液体であるが、凝固後の鋼片中では固体となり、ガラス化した軟質の介在物となる。この介在物は、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化される。そのため、疲労強度が向上し、耐水素脆化特性が向上する。微細なＭｎＯ−ＳｉＯ２を得るためには、ＳｉのＭｎに対する比率を適正に制御する必要がある。この指標がｆｎ２である。
ｆｎ２が増加するほど、上記圧延棒線を用いて製造された冷間鍛造調質品の疲労強度及び耐水素脆化特性が高まる。そして、ｆｎ２が１．０を超えると、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５よりも顕著に耐水素脆化特性が優れる。したがって、式（２）に示すとおり、ｆｎ２＞１．０である。ｆｎ２の好ましい下限は１．２である。
［マトリクス組織及び引張強度］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線のマトリクス組織は、初析フェライトとパーライトとからなる。本明細書でいう「マトリクス組織が初析フェライトとパーライトとからなる」とは、マトリクス組織において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が９０％以上であることを意味する。さらに、本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の引張強度は７００ＭＰａ以下である。
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線のマトリクス組織は、初析フェライトとパーライトとからなる。本明細書でいう「マトリクス組織が初析フェライトとパーライトとからなる」とは、マトリクス組織において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が９０％以上であることを意味する。さらに、本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の引張強度は７００ＭＰａ以下である。
上記マトリクス組織及び引張強度により、本発明の冷間鍛造調質品用圧延棒線は、優れた冷間加工性を有する。なお、引張強度の下限はとくに限定されないが、たとえば５００ＭＰａである。
マトリクス組織は次の方法で測定される。圧延棒線のＲ／２部（Ｒは棒線の中心軸から外周面までの距離）からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面のうち、圧延棒線の圧延方向に垂直な面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。
各視野において、初析フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野での初析フェライトの面積（μｍ2）と、パーライトの面積（μｍ2）とを求める。全ての視野での初析フェライトの面積とパーライトの面積との総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。
［圧延棒線の好ましい外径］
好ましくは、圧延棒線の直径は、臨界直径ＤＣ以下である。ここで、臨界直径ＤＣ（ｍｍ）は、以下の式（Ａ）で定義される。
ＤＣ＝４×（０．７０Ｓｉ＋１．０）×（３．３３Ｍｎ＋１．０）×（２．１６Ｃｒ＋１．０） （Ａ）
ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
好ましくは、圧延棒線の直径は、臨界直径ＤＣ以下である。ここで、臨界直径ＤＣ（ｍｍ）は、以下の式（Ａ）で定義される。
ＤＣ＝４×（０．７０Ｓｉ＋１．０）×（３．３３Ｍｎ＋１．０）×（２．１６Ｃｒ＋１．０） （Ａ）
ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
焼入れ性の予測については、たとえば非特許文献１に記載されている。本発明と整合する鋼材の一例を想定する。Ｃ含有量が０．３％、オーステナイト粒の粒度番号がＮｏ．８の丸棒の基準直径ＤＢは約０．１６５インチ（約４ｍｍ）である。ここで、基準直径ＤＢとは、Ｃ含有量のみで得られる臨界直径（丸棒中心部が５０％マルテンサイトになる直径）を意味する。基準直径ＤＢを利用して、臨界直径ＤＣを定義する。
合金元素による焼入れ性の向上効果（焼入性倍数）を勘案した臨界直径ＤＣは、ＤＣ＝ＤＢ×ｆ（Ｓｉ）×ｆ（Ｍｎ）×ｆ（Ｃｒ）、で表わされる。ここで、ｆ（Ｘ）は、合金元素Ｘの含有量Ｘの関数で、各合金元素に特有の焼入れ性倍数と呼ばれる。本発明では、非特許文献１に記載の数値を用いて、次の式で定義する。
ｆ（Ｓｉ）＝０．７０Ｓｉ＋１．０
ｆ（Ｍｎ）＝３．３３Ｍｎ＋１．０
ｆ（Ｃｒ）＝２．１６Ｃｒ＋１．０
したがって、本発明において、焼入れ性が確保された圧延棒線の臨界直径ＤＣは、次の式（Ａ）で定義される。
ＤＣ＝４×（０．７０Ｓｉ＋１．０）×（３．３３Ｍｎ＋１．０）×（２．１６Ｃｒ＋１．０） （Ａ）
ｆ（Ｓｉ）＝０．７０Ｓｉ＋１．０
ｆ（Ｍｎ）＝３．３３Ｍｎ＋１．０
ｆ（Ｃｒ）＝２．１６Ｃｒ＋１．０
したがって、本発明において、焼入れ性が確保された圧延棒線の臨界直径ＤＣは、次の式（Ａ）で定義される。
ＤＣ＝４×（０．７０Ｓｉ＋１．０）×（３．３３Ｍｎ＋１．０）×（２．１６Ｃｒ＋１．０） （Ａ）
圧延棒線の直径が臨界直径ＤＣ以下であれば、さらに十分な焼入れ性が得られる。
［製造方法］
［冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法の一例について説明する。本実施形態の圧延棒線の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上げ圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
［冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法の一例について説明する。本実施形態の圧延棒線の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上げ圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
［分塊圧延工程］
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
準備された素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延機を用いて分塊圧延し、必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。連続圧延機では、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列されており、各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いて素材を圧延して、ビレットにする。
分塊圧延前の素材の好ましい加熱温度は１２００℃以上である。加熱温度が１２００℃以上であれば、素材の凝固時に生成したＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＴｉＣといった粗大炭窒化物、炭化物が加熱時に固溶する。粗大な炭窒化物が抑制されるため、圧延棒線の冷間加工性が高まる。
［仕上げ圧延工程］
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、冷間鍛造調質品用圧延棒線を製造する。
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、冷間鍛造調質品用圧延棒線を製造する。
初めに、ビレットを加熱炉に装入して、加熱する。好ましい加熱温度は１０５０℃以下である。製品圧延時の加熱温度が高すぎれば、分塊圧延工程後に析出した微細な炭化物及び炭窒化物が再び固溶する。この場合、仕上げ圧延後の冷却時のフェライト変態時に、炭化物及び炭窒化物が整合析出する。析出した炭窒化物及び炭化物は製品圧延後の鋼の強度を高め、冷間加工性を低下する。加熱温度が１０５０℃以下であれば、加熱時に炭化物及び炭窒化物の過剰な固溶が抑制されるため、冷間加工性をさらに高めることができる。
加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で仕上げ圧延（熱間圧延）して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いてビレットを圧延して、圧延棒線を製造する。
仕上げ圧延機列を利用した仕上げ圧延での製造条件は次のとおりである。
仕上げ温度：７５０〜８５０℃
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレットの表面温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いてビレットの表面温度を測定して求める。
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレットの表面温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いてビレットの表面温度を測定して求める。
仕上げ温度が７５０℃未満である場合、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り、冷却後のマトリクス組織が微細になりすぎる。この場合、鋼の引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低下する。一方、仕上げ温度が８５０℃を超える場合、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。そのため、冷却後の初析フェライトの面積率が小さくなる。さらに、ベイナイト等の硬質組織が生成する場合もある。その結果、鋼の引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低下する。
仕上げ温度が７５０〜８５０℃であれば、後述の冷却条件を満たすことを条件として、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなる。具体的には、マトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積が９０％以上になる。
加工速度Ｚ：５〜１５／秒
加工速度Ｚ（／秒）は式（３）で定義される。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
式（３）中のＲは仕上げ圧延機列による仕上げ圧延での断面減少率（％）である。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
加工速度Ｚ（／秒）は式（３）で定義される。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
式（３）中のＲは仕上げ圧延機列による仕上げ圧延での断面減少率（％）である。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
断面減少率Ｒは式（４）で定義される。
Ｒ＝（Ａ０−Ａ）／Ａ０ （４）
式（４）中のＡ０は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の棒線の断面積（ｍｍ２）である。
Ｒ＝（Ａ０−Ａ）／Ａ０ （４）
式（４）中のＡ０は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の棒線の断面積（ｍｍ２）である。
仕上げ圧延時間ｔは、ビレットが仕上げ圧延機列を通過する時間であり、仕上げ圧延機列の最初のスタンド（圧延機）から最後のスタンド（圧延機）までの距離（ｍ）をビレットの平均搬送速度（ｍ／秒）で除した値（秒）である。
加工速度Ｚが５〜１５／秒であれば、冷却後のマトリクス組織が微細になりにくく、棒線の引張強度を７００ＭＰａ以下とすることができる。その結果、冷間加工性が高まる。
仕上げ圧延後５００℃までの冷却速度：０．２〜５℃／秒
仕上げ圧延後、圧延棒線の表面温度が５００℃になるまでの間の冷却速度は０．２〜５℃／秒である。冷却速度が５℃を超えれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、圧延棒線の引張強度が７００ＭＰａを超える。冷却速度の下限は特に限定されないが、実際の生産操業を考慮すれば、冷却速度の下限はたとえば０．２℃／秒である。
仕上げ圧延後、圧延棒線の表面温度が５００℃になるまでの間の冷却速度は０．２〜５℃／秒である。冷却速度が５℃を超えれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、圧延棒線の引張強度が７００ＭＰａを超える。冷却速度の下限は特に限定されないが、実際の生産操業を考慮すれば、冷却速度の下限はたとえば０．２℃／秒である。
以上の製造工程により、本発明の冷間鍛造品用圧延棒線が製造される。つまり、冷間鍛造品用圧延棒線は、いわゆる圧延まま材（アズロール材）である。冷間鍛造品用圧延棒線のマトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度は７００ＭＰａ以下となる。そのため、冷間加工性に優れる。
［冷間鍛造調質品の製造方法］
上述の圧延棒線を用いた冷間鍛造調質品の製造方法の一例として、ボルトの製造方法を説明する。本製造方法は、伸線工程、冷間鍛造工程、及び、調質処理工程（焼入れ及び焼戻し工程）を含む。以下、それぞれの工程について説明する。
上述の圧延棒線を用いた冷間鍛造調質品の製造方法の一例として、ボルトの製造方法を説明する。本製造方法は、伸線工程、冷間鍛造工程、及び、調質処理工程（焼入れ及び焼戻し工程）を含む。以下、それぞれの工程について説明する。
［伸線工程］
初めに、上述の圧延棒線に対して伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。伸線時において、線材の表面に潤滑被膜を形成する。潤滑被膜はたとえば、リン酸塩被膜や非リン系の潤滑被膜である。
初めに、上述の圧延棒線に対して伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。伸線時において、線材の表面に潤滑被膜を形成する。潤滑被膜はたとえば、リン酸塩被膜や非リン系の潤滑被膜である。
［冷間鍛造工程］
伸線後の鋼線を所定の長さに切断して、切断された鋼線に対して冷間鍛造を実施して冷間鍛造品（ここではボルト）を製造する。
伸線後の鋼線を所定の長さに切断して、切断された鋼線に対して冷間鍛造を実施して冷間鍛造品（ここではボルト）を製造する。
［軟化熱処理について］
従前の冷間鍛造品の製造方法では、引張強度が高すぎる棒線の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本発明による圧延棒線では、式（１）を満たすことにより、冷間加工性に優れる。そのため、軟化熱処理を省略、又は、簡素化できる。
従前の冷間鍛造品の製造方法では、引張強度が高すぎる棒線の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本発明による圧延棒線では、式（１）を満たすことにより、冷間加工性に優れる。そのため、軟化熱処理を省略、又は、簡素化できる。
［調質処理工程（焼入れ及び焼戻し工程）］
冷間鍛造品に対して、周知の条件で調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施して、冷間鍛造調質品を製造する。上述の圧延棒線の焼入れ性は高いため、調質処理を実施することにより、高強度の冷間鍛造調質品が得られる。具体的には、焼入れ温度及び焼戻し温度を適宜調整することにより、１０００〜１３００ＭＰａの引張強度を有する冷間鍛造調質品を製造できる。
冷間鍛造品に対して、周知の条件で調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施して、冷間鍛造調質品を製造する。上述の圧延棒線の焼入れ性は高いため、調質処理を実施することにより、高強度の冷間鍛造調質品が得られる。具体的には、焼入れ温度及び焼戻し温度を適宜調整することにより、１０００〜１３００ＭＰａの引張強度を有する冷間鍛造調質品を製造できる。
以上の製造工程により製造された冷間鍛造調質品は、高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有する。
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。
表１を参照して、鋼種ｏはＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有した。
各鋼種の溶鋼を用いてブルームを製造した。ブルームを１２５０℃で加熱した後、分塊圧延を実施して、横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した（分塊圧延工程）。ビレットを１０３０〜１０５０℃に加熱して仕上げ圧延を実施し、直径２０ｍｍの丸棒を製造した（仕上げ圧延工程）。仕上げ圧延温度は７５０〜７８０℃であり、加工速度は５〜１５／秒であった。仕上げ圧延後、表面温度が５００℃になるまでの冷却速度は０．２〜５．０℃／秒であった。以上の製造工程により製造された丸棒に対して、次の評価試験を実施した。
［ミクロ組織観察試験］
各試験番号の丸棒を圧延方向と垂直な方向に切断し、切断面のＲ／２部（丸棒の中心軸と外周面とを結ぶ線分の中心部分）からサンプルを採取した。上記切断面が観察面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）を求めた。求めた結果を表２に示す。表２中の「Ｆ＋Ｐ」は、マトリクス組織が初析フェライト及びパーライトからなり、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であることを意味する。「Ｆ＋Ｂ」は、マトリクス組織が初析フェライトとベイナイトからなることを意味する。「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」は、マトリクス組織が初析フェライト、パーライト、及び、ベイナイトからなることを意味する。
各試験番号の丸棒を圧延方向と垂直な方向に切断し、切断面のＲ／２部（丸棒の中心軸と外周面とを結ぶ線分の中心部分）からサンプルを採取した。上記切断面が観察面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）を求めた。求めた結果を表２に示す。表２中の「Ｆ＋Ｐ」は、マトリクス組織が初析フェライト及びパーライトからなり、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であることを意味する。「Ｆ＋Ｂ」は、マトリクス組織が初析フェライトとベイナイトからなることを意味する。「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」は、マトリクス組織が初析フェライト、パーライト、及び、ベイナイトからなることを意味する。
［引張試験］
各試験番号の丸棒の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は線材の圧延方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は３０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度ＴＳを表２に示す。引張強度が７００ＭＰａ以下であれば、優れた冷間加工性を有すると判断した。
各試験番号の丸棒の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は線材の圧延方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は３０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度ＴＳを表２に示す。引張強度が７００ＭＰａ以下であれば、優れた冷間加工性を有すると判断した。
［冷間加工性評価試験］
各試験番号の丸棒の中心位置から、円柱状試験片を採取した。円柱状試験片の直径は１４ｍｍであり、長さは２１ｍｍであった。円柱状試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。
各試験番号の丸棒の中心位置から、円柱状試験片を採取した。円柱状試験片の直径は１４ｍｍであり、長さは２１ｍｍであった。円柱状試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。
円柱状試験片を用いて、大気中室温（２５℃）にて、変形速度２ｍｍ／分（ひずみ速度に換算すると、１０−３／秒）で圧縮試験を実施した。高さ方向の変化分から計算した圧縮率が６０％になるまで圧縮を実施し、その後、除荷した。試験後の円柱状試験片の表面を１０倍のルーペを用いて目視で観察し、割れの有無を確認した。割れが確認されなかった場合、冷間加工性が高いと判断した（表２中で「○」）。一方、割れが確認された場合、冷間加工性が低いと判断した（表２中の「×」）。
なお、Ｃａ及びＭｇを含有する効果を確認するため、試験番号１、４、及び、７〜９ではさらに、複数の円柱状試験片を用意して、圧縮率が６０％を超えるまで圧縮して、Ｃａ及びＭｇを含有すると、より高い限界圧縮率が得られるかどうかを試験した。具体的には、各円柱状試験片に対して、それぞれ異なる圧縮率で圧縮を実施した。圧縮率は、６０％を超えてから５％ずつ増大させ、最大８０％までとした。各試験片に対して対応する圧縮率で圧縮した後、除荷した。試験後の各円柱状試験片の表面を１０倍のルーペを用いて目視で観察し、割れの有無を確認した。割れが確認されなかった円柱状試験片のうち、最大の圧縮率を限界圧縮率（％）とした。表２中の冷間加工性欄において、限界圧縮率（％）を括弧内に記載する。
［調質処理された試験片を用いたビッカース硬さ試験］
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を作製し、ビッカース硬さを求めた。具体的には、各試験番号の丸棒から、上述の円柱状試験片を採取した。円柱状試験片を表２に示す焼入れ温度（℃）で１時間加熱し、その後、６０℃の油に浸漬して焼入れした。焼入れされた円柱状試験片に対して、表２に示す焼戻し温度（℃）で焼戻しを実施した。焼戻し温度の保持時間は１時間とした。焼戻し後、円柱状試験片を放冷した。以上の工程により、調質処理された円柱状試験片を作製した。
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を作製し、ビッカース硬さを求めた。具体的には、各試験番号の丸棒から、上述の円柱状試験片を採取した。円柱状試験片を表２に示す焼入れ温度（℃）で１時間加熱し、その後、６０℃の油に浸漬して焼入れした。焼入れされた円柱状試験片に対して、表２に示す焼戻し温度（℃）で焼戻しを実施した。焼戻し温度の保持時間は１時間とした。焼戻し後、円柱状試験片を放冷した。以上の工程により、調質処理された円柱状試験片を作製した。
調質処理された円柱状試験片を、軸方向と垂直な方向に切断した。切断面のＲ／２部の任意の５点において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２０１１）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は４．９Ｎであった。得られた５点の数値の平均値を、その試験番号のビッカース硬さ（ＨＶ）と定義した。ビッカース硬さが３２０ＨＶ以上である場合、調質後に高強度を示すと判断した。
［疲労強度試験］
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を用いて、疲労試験を実施した。各試験番号の丸棒に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施して、表面のビッカース硬さが３６０〜３７０ＨＶとなるように調整した。調質処理後の丸棒から、図１に示す疲労試験片を作製した。図１中の各数値は、対応する箇所の寸法（ｍｍ）を示す。図１中の「Ｒ２４」は対応する湾曲部分の曲率半径が２４ｍｍであることを示し、「φ８」は直径が８ｍｍであることを示す。疲労試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と同軸であった。
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を用いて、疲労試験を実施した。各試験番号の丸棒に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施して、表面のビッカース硬さが３６０〜３７０ＨＶとなるように調整した。調質処理後の丸棒から、図１に示す疲労試験片を作製した。図１中の各数値は、対応する箇所の寸法（ｍｍ）を示す。図１中の「Ｒ２４」は対応する湾曲部分の曲率半径が２４ｍｍであることを示し、「φ８」は直径が８ｍｍであることを示す。疲労試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と同軸であった。
上述の疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を３４００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度σｗ（ＭＰａ）とした。疲労強度σｗが５５０ＭＰａ以上の場合、疲労強度に優れると判断した。
［耐水素脆化特性評価試験］
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を用いて、耐水素脆化特性評価試験を実施した。各試験番号の丸棒に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施して、表面のビッカース硬さが３６０〜３７０ＨＶとなるように調整した。ただし、焼戻し温度が４３５℃で表面硬さ３２０ＨＶ以上を得られない場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を用いて、耐水素脆化特性評価試験を実施した。各試験番号の丸棒に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施して、表面のビッカース硬さが３６０〜３７０ＨＶとなるように調整した。ただし、焼戻し温度が４３５℃で表面硬さ３２０ＨＶ以上を得られない場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。
調質処理後の丸棒から図２に示す環状Ｖノッチ試験片を、各試験番号の丸棒につき複数作製した。図２中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。
電解チャージ法を用いて、各鋼種ごとに、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。
試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａの引張応力が負荷されるように一定加重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。
さらに、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼ｏの限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ｂ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ｂ）
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ｂ）
比ＨＲが１．００よりも高ければ、耐水素脆化特性に優れると判断した。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
表２に試験結果を示す。
試験番号１〜９の圧延棒線の化学組成は適切であり、ｆｎ１は式（１）を満たし、ｆｎ２は式（２）を満たした。さらに、製造条件が適切であった。そのため、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度は７００ＭＰａ以下であった。その結果、これらの圧延棒線は優れた冷間加工性を有した。
さらに、冷間鍛造調質品を模擬した、これらの圧延棒線の調質処理試験片では、焼戻し後のビッカース硬さがいずれも３２０ＨＶ以上であり、１０００ＭＰａ以上の引張強度に相当した。さらに、疲労強度は５５０ＭＰａ以上、比ＨＲは１．００を超え、優れた疲労強度及び耐水素脆化特性を示した。
さらに、試験番号１、４、７〜９を参照して、試験番号７〜９の圧延棒線の化学組成は、Ｃａ及びＭｇの少なくとも一方を含有した。そのため、Ｃａ及びＭｇを含有していない試験番号１及び４と比較して、限界圧縮率が高く、冷間加工性がさらに改善した。さらに、試験番号７〜９では、試験番号１及び４と比較して、疲労強度は同等以上であった。試験番号７〜９では、Ｃａ及び／又はＭｇの含有により、硫化物系介在物の延伸が抑えられたためと考えられる。
一方、試験番号１０のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、ＨＲが１．００以下であり、耐水素脆化特性が低かった。
試験番号１１では、ｆｎ１が式（１）の下限未満であった。そのため、４３５℃の焼戻し温度で焼戻しを実施してもビッカース硬さが３２０ＨＶ未満となった。そのため、疲労強度が５５０ＭＰａ未満であった。
試験番号１２では、ｆｎ１が式（１）の上限を超えた。そのため、マトリクス組織がフェライト及びベイナイトからなり、圧延棒線の引張強度が９００ＭＰａを超えた。その結果、圧延棒線の冷間加工性が低かった。
試験番号１３及び１４では、ｆｎ２が式（２）を満たさなかった。そのため、疲労強度が５５０ＭＰａ未満であった。さらに、ＨＲが１．００以下となり、耐水素脆化特性が低かった。
［試験方法］
鋼種ａのブルームを複数製造した。ブルームを表３に示す加熱温度Ｔ１（℃）で加熱した後、分塊圧延を実施して、横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。ビレットを表３に示す製造条件（加熱温度Ｔ２、仕上げ温度Ｔ３、加工速度Ｚ、冷却速度）で直径２０ｍｍの丸棒を製造した。
鋼種ａのブルームを複数製造した。ブルームを表３に示す加熱温度Ｔ１（℃）で加熱した後、分塊圧延を実施して、横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。ビレットを表３に示す製造条件（加熱温度Ｔ２、仕上げ温度Ｔ３、加工速度Ｚ、冷却速度）で直径２０ｍｍの丸棒を製造した。
製造された丸棒に対して、実施例１と同様の方法で、ミクロ組織観察試験、引張試験、及び、冷間加工性評価試験を実施した。
［評価結果］
表３に評価結果を示す。試験番号１６では、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程の製造条件（加熱温度Ｔ１、加熱温度Ｔ２、仕上げ温度Ｔ３、加工速度Ｚ、冷却速度）がいずれも適切であった。そのため、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度ＴＳは７００ＭＰａ以下であった。その結果、冷間加工性に優れた。
表３に評価結果を示す。試験番号１６では、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程の製造条件（加熱温度Ｔ１、加熱温度Ｔ２、仕上げ温度Ｔ３、加工速度Ｚ、冷却速度）がいずれも適切であった。そのため、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度ＴＳは７００ＭＰａ以下であった。その結果、冷間加工性に優れた。
一方、試験番号１７では、分塊圧延時の加熱温度Ｔ１が低すぎた。その結果、冷間加工性が低かった。加熱温度Ｔ１が低すぎ、粗大な介在物が固溶しきれなかったためと考えられる。
試験番号１８では、加熱温度Ｔ２が高すぎた。そのため、引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低かった。
試験番号１９では、加工速度Ｚが遅すぎた。そのため、引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低かった。
試験番号２０では、仕上げ温度Ｔ３が高すぎた。そのため、引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低かった。
試験番号２１では、冷却速度が速すぎた。そのため、マトリクス組織がベイナイトを含み、引張強度が７００ＭＰａを超えた。その結果、冷間加工性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．２２〜０．４０％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、
Ｐ：０．０２０％未満、
Ｓ：０．０１５％未満、
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％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、及び、
Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、
７００ＭＰａ以下の引張強度を有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、上記式における元素記号は、それぞれ対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載の冷間鍛造調質品用圧延棒線であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．０５％、及び、
Ｖ：０．００５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。 - 請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造調質品用圧延棒線であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．００１５〜０．０５％を含有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の冷間鍛造調質品用圧延棒線であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及び、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％からなる群から選択される１種または２種を含有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。 - 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を１２００℃以上の温度に加熱した後、分塊圧延を実施してビレットを製造する分塊圧延工程と、
前記ビレットを１０５０℃以下の温度に加熱した後、仕上げ圧延を実施して圧延棒線を製造する仕上げ圧延工程とを備え、
前記仕上げ圧延工程は、
前記ビレットの表面温度が７５０〜８５０℃の範囲において、式（３）で定義される加工速度Ｚを５〜１５／秒として前記ビレットを仕上げ圧延して前記圧延棒線を製造する工程と、
前記圧延完了直後から５００℃までの冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として、前記圧延棒線を冷却する工程とを含む、冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
ここで、式（３）中のＲは仕上げ圧延での断面減少率（％）であり、式（４）で定義される。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
Ｒ＝（Ａ０−Ａ）／Ａ０ （４）
式（４）中のＡ０は、仕上げ圧延前の前記ビレットの断面積（ｍｍ２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の前記圧延棒線の断面積（ｍｍ２）である。
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Cited By (6)
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|---|---|---|---|---|
| US10487372B2 (en) | 2015-12-04 | 2019-11-26 | Nippon Steel Corporation | High-strength bolt |
| KR20220074474A (ko) * | 2020-11-27 | 2022-06-03 | 주식회사 포스코 | 소입성 및 연화저항성이 향상된 저탄소 보론강 선재 및 그 제조방법 |
| CN114807744A (zh) * | 2022-03-18 | 2022-07-29 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种挖掘机引导轮外轮圈用钢及其制造方法 |
| CN115433875A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-12-06 | 鞍钢股份有限公司 | 具有大变形能力的12.9级合金冷镦钢盘条及其生产方法 |
| CN116727587A (zh) * | 2023-08-11 | 2023-09-12 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种tb5钛合金丝材及其制备方法 |
| 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 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000104115A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
| JP2009527638A (ja) * | 2005-12-27 | 2009-07-30 | ポスコ | 冷間加工性及び焼入れ性に優れた鋼線材、及びその製造方法 |
| JP2010168624A (ja) * | 2009-01-23 | 2010-08-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法 |
| JP2011241468A (ja) * | 2010-05-21 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法 |
| JP2012224928A (ja) * | 2011-04-21 | 2012-11-15 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 面圧疲労強度に優れた機械構造用鋼鋼材 |
| JP2013234354A (ja) * | 2012-05-09 | 2013-11-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材 |
| JP2015105428A (ja) * | 2013-12-02 | 2015-06-08 | 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 |
| JP2015183266A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP6497450B2 (ja) * | 2015-12-04 | 2019-04-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間鍛造調質品用圧延棒線 |
-
2016
- 2016-10-12 JP JP2016201345A patent/JP6819198B2/ja active Active
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000104115A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
| JP2009527638A (ja) * | 2005-12-27 | 2009-07-30 | ポスコ | 冷間加工性及び焼入れ性に優れた鋼線材、及びその製造方法 |
| JP2010168624A (ja) * | 2009-01-23 | 2010-08-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法 |
| JP2011241468A (ja) * | 2010-05-21 | 2011-12-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法 |
| JP2012224928A (ja) * | 2011-04-21 | 2012-11-15 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 面圧疲労強度に優れた機械構造用鋼鋼材 |
| JP2013234354A (ja) * | 2012-05-09 | 2013-11-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材 |
| JP2015105428A (ja) * | 2013-12-02 | 2015-06-08 | 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 |
| JP2015183266A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP6497450B2 (ja) * | 2015-12-04 | 2019-04-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間鍛造調質品用圧延棒線 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10487372B2 (en) | 2015-12-04 | 2019-11-26 | Nippon Steel Corporation | High-strength bolt |
| KR20220074474A (ko) * | 2020-11-27 | 2022-06-03 | 주식회사 포스코 | 소입성 및 연화저항성이 향상된 저탄소 보론강 선재 및 그 제조방법 |
| KR102424956B1 (ko) * | 2020-11-27 | 2022-07-25 | 주식회사 포스코 | 소입성 및 연화저항성이 향상된 저탄소 보론강 선재 및 그 제조방법 |
| CN114807744A (zh) * | 2022-03-18 | 2022-07-29 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种挖掘机引导轮外轮圈用钢及其制造方法 |
| CN114807744B (zh) * | 2022-03-18 | 2023-09-15 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种挖掘机引导轮外轮圈用钢及其制造方法 |
| 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 |
| CN115433875A (zh) * | 2022-08-30 | 2022-12-06 | 鞍钢股份有限公司 | 具有大变形能力的12.9级合金冷镦钢盘条及其生产方法 |
| CN116727587A (zh) * | 2023-08-11 | 2023-09-12 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种tb5钛合金丝材及其制备方法 |
| CN116727587B (zh) * | 2023-08-11 | 2023-10-27 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种tb5钛合金丝材及其制备方法 |
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