JP6465206B2 - 熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法に関する。
本願は、２０１５年３月３１日に、日本に出願された特願２０１５−０７１７１４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

歯車、プーリなどの機械部品は、自動車又は産業機械に利用される。これらの機械部品の多くは、次の方法で製造される。機械構造用合金鋼からなる素材を準備する。素材はたとえば、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０又はＳＮＣＭ４２０に相当する化学組成を有する熱間圧延棒線材である。まず、素材に対して必要に応じて焼きならしを実施する。次に、素材に対して切削加工を実施する。切削された中間品に対して表面硬化処理を実施する。表面硬化処理はたとえば、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、又は高周波焼入れである。表面硬化処理された中間品に対して２００℃以下の焼戻し温度で焼戻しを実施する。焼戻し後の中間品に対して、必要に応じてショットピーニング処理を実施する。以上の工程により機械部品が製造される。

近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化に対応するために、機械部品が軽量化され、小型化されている。機械部品にかかる負荷は従来と比較して増加している。そのため、機械部品には、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度（接触疲労強度）及び耐摩耗性が求められている。

特許文献１には、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０１％以下である歯車用鋼が記載されている。特許文献１に記載の歯車用鋼は、ＳｉおよびＰを低減することで、高い強度を有し、強靱で信頼性が高くなるとされている。

特許文献２には、Ｃｒ：１．５０〜５．０％を含有し、さらに必要に応じて、７．５％＞２．２×Ｓｉ（％）＋２．５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋５．７×Ｍｏ（％）を満たし、Ｓｉ：０．４０〜１．０％を含有する歯車用鋼が記載されている。特許文献２に記載の歯車用鋼では、このような化学組成を有することにより、優れた歯面強度を有するとされている。

特許文献３には、Ｓｉ：０．３５〜３．０％以下、Ｖ：０．０５〜０．５％等を含有する浸炭歯車用鋼が開示されている。特許文献３に記載の浸炭歯車用鋼では、このような化学組成を有することにより、高い曲げ疲労強度と、高い面疲労強度とを有するとされている。

特許文献４には、硫化物の粗大化を抑制するために、鋳造時の凝固速度を制御し、硫化物を微細に分散させることにより被削性を向上させる肌焼鋼が開示されている。

特許文献５には、Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、Ｃｒ：１．６０〜２．００％、を含有し、さらにＣｒ含有量とＭｏ含有量を規定した熱間鍛造用棒鋼及び線材が開示されている。特許文献５に記載の熱間鍛造用棒鋼及び線材では、疲労強度及び被削性を両立するとされている。

特許文献６には、合金元素を厳密に制御して塑性変形抵抗能と粒界強度の向上を図ることによって、大きな歪を伴う低サイクル疲労強度の優れた肌焼鋼が開示されている。

日本国特開昭６０−２１３５９号公報 日本国特開平７−２４２９９４号公報 日本国特開平７−１２６８０３号公報 日本国特許第５１１４６８９号公報 日本国特許第５５６１４３６号公報 日本国特開平１０−２５９４５０号公報

しかしながら、特許文献１に記載の歯車用鋼は、面疲労強度について検討されていないため、面疲労強度が低い場合がある。また、特許文献２に記載の歯車用鋼は、曲げ疲労強度について検討されていないため、曲げ疲労強度が低い場合がある。特許文献３に記載の浸炭歯車用鋼はＶを含有するが、Ｖは、熱間圧延または熱間鍛造後の鋼の硬さを高めるため、熱間圧延または熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する場合がある。

また、特許文献４に記載の肌焼鋼は、面疲労強度及び曲げ疲労強度について検討されておらず、これらが低い場合が考えられる。特許文献５に記載の熱間鍛造用棒鋼は、Ｃｒ及びＭｏ含有量の総量を規定することにより、高い曲げ疲労強度、面疲労強度及び被削性を両立している。しかしながら、特許文献５に記載の熱間鍛造用棒鋼では、偏析に対する考慮がなされていないので、大規模な量産の場合、被削性が不十分になる恐れがある。特許文献６に記載の肌焼鋼は、低サイクル疲労強度向上のみ言及されており、曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性、被削性について検討されていない。

以上のように、特許文献１〜特許文献６には、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を有し、かつ、優れた被削性を有する鋼が開示されていない。
本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであって、本発明の課題は、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性を有する、熱間圧延棒線材、部品およびその製造方法を提供することである。

従来、Ｓｉ、ＣｒおよびＭｏ含有量の調整などによって、浸炭または浸炭窒化後の曲げ・面疲労強度に優れた鋼材を得られることが知られていた。しかし、一般には相反する曲げ・面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することはできていなかった。そこで、曲げ・面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することのできる、熱間圧延棒線材の開発を目標に調査・研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。

（ａ）Ｓｉ含有量が高ければ、鋼の面疲労強度及び耐摩耗性が高くなる。さらに、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が高ければ、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性が高くなる。
（ｂ）Ｍｏ含有量を高めると、熱間圧延または熱間鍛造後、あるいはさらに焼きならしを行った後に、フェライト組織、パーライト組織に加えてベイナイト組織の生成が促進されて鋼が硬くなるため、被削性が低下する。また、Ｍｏを添加しない場合でもＣｒ含有量が多くなり過ぎると、同様にベイナイト組織の生成が促進されて、被削性が低下する。

（ｃ）以上より、熱間圧延棒線材において、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性、及び被削性を得るためには、Ｓｉ、Ｃｒ及びＭｏの各含有量の限定に加えて、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量との総量を調整するのが好ましいことを知見した。具体的には、鋼の化学組成が下記の式（１）を満たせば、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性、及び被削性が得られることが判明した。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。
１．７０≦Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．１０ ・・・（１）

（ｄ）上述のとおり、熱間圧延棒線材において、被削性を高めるには、熱間鍛造後、あるいはさらに焼きならしを行った後のベイナイト組織の生成を抑制することが必要である。ベイナイト生成を抑制するには、焼入れ性を高める元素であるＣｒ、Ｍｏ含有量を調整することが好ましい。

（ｅ）一方、熱間圧延棒線材のＭｎのミクロ偏析が大きい場合、被削性が低下する傾向があった。Ｃｒ、Ｍｏ含有量を調整したとしても、大規模な量産の場合、Ｍｎのミクロ偏析によりベイナイト生成量が増え、被削性が不十分になる恐れがある。

（ｆ）連続鋳造時に鋼中にＭｎがミクロ偏析し、このミクロ偏析が圧延、鍛造時に消えることなく鋼中に存在する。Ｍｎがミクロ偏析することにより、熱間圧延または熱間鍛造後、あるいはさらに焼ならしを行った後も鋼中においてフェライト組織、パーライト組織に加えてベイナイト組織の生成が促進されて、硬くなるため被削性が低下する。

（ｇ）溶鋼から鋳造した鋳片におけるＭｎのミクロ偏析を減らすことにより、熱間圧延棒線材においてミクロ偏析に起因した硬質なベイナイト組織の生成を抑制し，被削性が向上する。より具体的には、鋳片が次の式（２）を満たせば、熱間圧延棒線材の被削性が高まる。なお、式（２）中のＭｎは、鋼中のＭｎの含有量（質量％）であり、Ｍｎ_ｍａｘは、鋳片のデンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率である。
Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ＜２．４ ・・・（２）
Ｍｎ_ｍａｘは、次の方法で求められる。製造した連続鋳造鋳片の表層から厚さ方向に幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍ×厚さ８ｍｍの試験片を採取する。幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの表面を「被検面」とする。試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨する。

Ｍｎ含有率の分布の測定にはＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を使用する。ＥＰＭＡによる測定時のビーム径は１μｍとし、鋳片表面から１５ｍｍ離れた位置において表面と平行に５０ｍｍの範囲で線分析を行う。

ＥＰＭＡによる線分析によって、デンドライトの一次アーム間のＭｎ含有率の分布を測定し、測定されたＭｎ含有率の最大値をデンドライト樹間のＭｎ含有率とする。式（２）は、線分析で測定されたデンドライト樹間のＭｎ含有率を、あらかじめ測定した鋳片のＭｎ平均含有率で除した値と定義した。

式（２）が１．０の場合には、鋳片のデンドライト１次アームの樹芯と樹間でＭｎ含有率に差がなく、Ｍｎの偏析のない理想的な状態を示す。Ｍｎ偏析比が大きいほど、鋳片のデンドライト１次アームの樹芯と樹間のＭｎ含有率の差が大きく、多くの硬質なベイナイト組織を生成し、被削性が低下することを示す。

本発明の熱間圧延棒線材は、上述の知見に基づいて完成された。以下、本発明による熱間圧延棒線材について詳しく説明する。以下、化学組成を構成する元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（１）本発明は、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．４０〜１．０％、
Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、
Ｃｒ：１．６０〜２．００％、
Ｍｏ：０〜０．１％、
Ａｌ：０．０２５〜０．０５％、
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、
Ｔｉ：０〜０．００３％、
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
を含有するとともに、
残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下及び、
Ｏ：０．００２％以下、
である化学組成を有し、組織がフェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・
ベイナイトからなり、かつ、式（１）を満たし、さらに、ＪＩＳ−ＳＣＭ４２０Ｈの鋼を１０分間、超硬Ｐ２０種グレードのチップで切削した場合の逃げ面主切刃摩耗量を１００とした場合の規格化した主切刃摩耗量が７０％以下であることを特徴とする熱間圧延棒線材に関する。
１．７０≦Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．１０ …（１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

（２）本発明は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８％以下を含有する、（１）に記載の熱間圧延棒線材に関する。
（３）本発明は、（１）又は（２）に記載の熱間圧延棒線材であって、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．４０％以下、及びＮｉ：０．８０％以下から選ばれる１種以上を含有する、熱間圧延棒線材に関する。
（４）本発明は、（１）乃至（３）の何れか一項に記載の熱間圧延棒線材を切削加工して得られた部品に関する。

（５）本発明の製造方法は、（１）〜（３）の何れか一項に記載の化学成分を有し、かつデンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率Ｍｎｍａｘと鋼中のＭｎ含有率との比（Ｍｎｍａｘ／Ｍｎ）が下記式（２）を満たす鋳片を連続鋳造法または造塊法で製造し、前記鋳片を熱間圧延することを特徴とする（１）〜（３）の何れか一項に記載の熱間圧延棒線材の製造方法に関する。
Ｍｎｍａｘ／Ｍｎ＜２．４ … （２）
ここで、式（２）中のＭｎには、鋼のＭｎ含有量（質量％）が代入され、Ｍｎｍａｘは、鋳片のデンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率が代入される。
（６）本発明の製造方法は、（５）に記載の熱間圧延棒線材の製造方法において、前記連続鋳造法または造塊法で製造する際に溶鋼の液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とする熱間圧延棒線材の製造方法に関する。

本発明の熱間圧延棒線材は、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性を有する。

図１は、実施例で作製したローラピッチング試験用の小ローラ試験片の側面図である。 図２は、実施例で作製した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の側面図である。 図３は、実施例における浸炭焼入れ条件を示す図である。 図４は、実施例におけるローラピッチング試験用の大ローラの正面図である。

以下本発明の熱間圧延棒線材を更に詳細に説明する。
熱間圧延棒線材の成分元素の含有量について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％である。
（Ｃ：０．０５〜０．３０％）
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。一方、Ｃ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．３０％である。好ましいＣ含有量は０．１０〜０．２８％であり、さらに好ましくは、０．１５〜０．２５％である。

（Ｓｉ：０．３０〜０．６０％）
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｓｉはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。したがって、Ｓｉは、鋼の面疲労強度及び耐摩耗性を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、鋼の熱間圧延または熱間鍛造後の強度が過剰に高くなる。その結果、鋼の被削性が低下する。Ｓｉが過剰に含有されればさらに、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０〜０．６０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．３０％よりも高く、さらに好ましくは０．４０％以上であり、さらに好ましくは０．４５％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は０．６０％未満であり、さらに好ましくは０．５７％以下であり、さらに好ましくは０．５５％以下である。

（Ｍｎ：０．４０〜１．０％）
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。したがって、Ｍｎは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れされた機械部品の芯部の強度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、熱間圧延または熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する。さらに、Ｍｎはデンドライト樹間で偏析し易く、偏析することにより硬質なベイナイトを生成しやすく被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜１．０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．５０％超であり、さらに好ましくは０．５５％以上であり、さらに好ましくは０．６０％以上である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．９５％以下であり、さらに好ましくは０．９％以下である。

（Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満）
硫黄（Ｓ）はＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは鋼の被削性を高める。一方、Ｓが過剰に含有されれば、粗大なＭｎＳが形成される。粗大なＭｎＳは鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度を低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００８〜０．０４０％未満である。好ましいＳ含有量の下限は０．００８％超であり、さらに好ましくは０．００９％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。好ましいＳ含有量の上限は０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％未満である。

（Ｃｒ：１．６０〜２．００％）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性、及び、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｃｒは鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、熱間圧延後、熱間鍛造後、又は、焼きならし後の鋼でベイナイトの生成が促進される。そのため、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．６０〜２．００％である。好ましいＣｒ含有量の下限は１．６０％超であり、さらに好ましくは１．７０％以上であり、さらに好ましくは１．８０％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は２．００％未満であり、さらに好ましくは１．９５％以下であり、さらに好ましくは１．９０％以下である。

（Ｍｏ：０〜０．１０％（０．１０％以下、０％を含む））
モリブデン（Ｍｏ）は、含有されなくても含有されてもよい。Ｍｏは鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｍｏは鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、熱間圧延後、熱間鍛造後、又は、焼きならし後の鋼でベイナイト生成が促進される。そのため、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．１０％である。好ましいＭｏ含有量の下限は０．０２％以上である。好ましいＭｏ含有量の上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。

（Ａｌ：０．０２５〜０．０５％）
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を形成する。ＡｌＮは、浸炭加熱によるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、粗大なＡｌ酸化物を形成する。粗大なＡｌ酸化物は、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２５〜０．０５％である。好ましいＡｌ含有量の下限は０．０２５％超であり、さらに好ましくは０．０２７％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。好ましいＡｌ含有量の上限は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０４５％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。

（Ｎ：０．０１０〜０．０２５％）
窒素（Ｎ）は、Ａｌ又はＮｂと結合して、ＡｌＮ又はＮｂＮを形成する。ＡｌＮ又はＮｂＮは、浸炭加熱によるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、製鋼工程において安定して製造しにくくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０２５％である。好ましいＮ含有量の下限は０．０１０％超であり、さらに好ましくは０．０１２％以上であり、さらに好ましくは０．０１３％以上である。好ましいＮ含有量の上限は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１８％以下である。

（Ｔｉ：０〜０．００３％（０．００３％以下、０％を含む））
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して粗大なＴｉＮを形成する。粗大なＴｉＮは、鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｔｉ含有量は０〜０．００３％である。好ましいＴｉ含有量の上限は０．００３％未満であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。

（Ｂｉ：０．０００１％〜０．００５０％未満）
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。微量のＢｉは、凝固の接種核となって、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を微細化する作用がある。その結果、Ｍｎ等の偏析し易い元素の偏析を軽減し、ミクロ偏析起因のベイナイト組織の生成を抑制し、被削性を向上する。凝固組織の微細化効果を得るには、Ｂｉの含有率を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉの含有率が０．００５０％以上になると、凝固組織の微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有率を０．０００１％以上０．００５０％未満とする。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ含有率を０．００１０％以上とすることが好ましい。

（Ｐ：０．０２５％以下）
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の疲労強度や熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下である。

（Ｏ（酸素）：０．００２％以下）
酸素（Ｏ）は、Ａｌと結合して酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物は、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は０．００２％以下である。好ましいＯ含有量は０．００２％未満であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。

本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。

（Ｎｂ：０〜０．０８％、（０．０８％以下、０を含む））
ニオブ（Ｎｂ）は選択元素である。Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物又はＮｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物及びＮｂ炭窒化物は、Ａｌ窒化物と同様に、浸炭加熱時においてオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｂが過剰に含有されれば、Ｎｂ炭窒化物、Ｎｂ窒化物及びＮｂ炭窒化物が粗大化する。そのため、浸炭加熱時においてオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できない。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０８％以下である。好ましいＮｂ含有量の下限は０．０１％以上である。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０８％未満であり、さらに好ましくは、０．０５％以下である。

本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。本実施の形態において、不純物はたとえば、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）等である。不純物であるＣｕ及びＮｉ含有量は、ＪＩＳ Ｇ４０５３機械構造用合金鋼鋼材に規定されたＳＣｒ鋼及びＳＣＭ鋼中のＣｕ及びＮｉ含有量と同程度であり、Ｃｕ含有量は０．４０％以下であり、Ｎｉ含有量は０．８０％以下である。

（Ｎｉ：０〜０．８％、（０．８％以下、０％を含む））
ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰に含有されると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間圧延後、熱間鍛造後又は焼準処理後において、鋼中にベイナイト組織が生成しやすくなる。そのため、含有させる場合のＮｉの量を０．８０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は０．６０％以下であることが好ましい。さらに、Ｎｉの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．１０％以上であることが好ましい。

（Ｃｕ：０〜０．４０％、（０．４０％以下、０％を含む））
銅（Ｃｕ）は、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰に含有されると、熱間延性及び熱間加工性の低下が顕著となる。そのため、含有させる場合のＣｕの量を０．４０％以下とした。さらに、含有させる場合のＣｕの量は０．３０％以下であることが好ましい。好ましいＣｕ含有量の下限は０．１％以上である。

［式（１）について］
本発明の実施形態による熱間圧延棒線材の化学組成においてさらに、式（１）で定義されるＦ１は、１．７０〜２．１０である。
Ｆ１＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ …（１）
ここで、式Ｆ１中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上述のとおり、Ｃｒ及びＭｏはともに、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、面疲労強度及び耐摩耗性を高める。さらに、Ｃｒ及びＭｏは、鋼の曲げ疲労強度を高める。ＭｏとＣｒとを比較して、ＭｏはＣｒの半分の含有量で、Ｃｒと同程度の効果（曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性の向上）を奏する。したがって、Ｆ１＝Ｃｒ＋２×Ｍｏと定義する。Ｆ１中の各元素記号には、対応する元素（Ｃｒ及びＭｏ）の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１が１．７０未満であれば、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性のうちの少なくとも１種以上が低くなる。一方、Ｆ１が２．１０を超えれば、熱間圧延後、熱間鍛造後又は焼きならし後の鋼中でベイナイトの生成が促進される。そのため、鋼の被削性が低下する。Ｆ１が１．７０〜２．１０であれば、鋼の被削性の低下を抑えつつ、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高めることができる。Ｆ１の好ましい下限は１．８０以上である。Ｆ１の好ましい上限は２．００未満である。

［式（２）について］
本発明の熱間圧延棒線材を熱間圧延によって製造する際に用いる鋼鋳片においてＭｎがミクロ偏析すると、熱間圧延後の鋼組織中において硬質なベイナイト組織の生成を助長し、被削性が低下する。したがって、鋼鋳片においてＭｎのミクロ偏析を抑制することが好ましい。式（１）を満たしても、Ｍｎのミクロ偏析が大きければ、硬質なベイナイト組織の量が増え、被削性が低下する。

そこで、式（２）を満たせば、Ｍｎのミクロ偏析が小さく、硬質なベイナイト組織の生成が抑制され、被削性が向上する。
Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ＜２．４ … （２）

式（２）の左辺をＦ２＝Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎと定義する。Ｆ２の値が、式（２）を満たさない場合、Ｍｎのミクロ偏析が大きければ、鋼材中に硬質なベイナイト組織の量が増え、被削性が低下する。要するにＦ１の値が式（１）を満たしても、Ｆ２の値が式（２）を満たさなければ、Ｍｎのミクロ偏析による、硬質なベイナイト組織生成が助長され、被削性が目標値を満たさない。

［ミクロ組織］
熱間圧延棒線材の組織（相）がマルテンサイトを含む場合には、マルテンサイトが硬質で延性が低いことに起因して、熱間圧延棒鋼または線材の矯正や運搬時に割れが発生しやすくなる。従って本発明の熱間圧延棒線材は、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織とする。

［製造方法］
本発明の一実施形態による熱間圧延棒線材の製造方法を説明する。
［連続鋳造工程］
上記化学組成を満たし、かつデンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率Ｍｎ_ｍａｘと鋼中のＭｎ含有率との比（Ｍｎ_ｍａｘ／Ｍｎ）が式（２）を満たす鋳片を製造する。上記化学組成を有する鋼を連続鋳造法により鋳片にしてもよく、造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする。

更に、鋳造工程で生じる、Ｍｎ偏析を抑制するために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸でエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置におけるデンドライト１次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、その値から溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度Ａ（℃／ｍｉｎ）を求めることができる。
λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}

上記温度域での平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、凝固が遅すぎるため、デンドライト樹間が広がり、Ｍｎが偏析し、ミクロ偏析起因のベイナイト組織が生成しすぎてしまい、被削性が低下する。一方、５００℃／ｍｉｎ以上では、凝固組織が不均一となり、不均一組織を起因とした割れが発生してしまう恐れがある。

液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却温度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等は適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法及び造塊法共に適用可能である。

次いで、製造した鋳片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１０時間以上加熱した後、分塊圧延して鋼片を製造する。なお、上記の加熱温度は炉内の平均温度を意味し、加熱時間は在炉時間を意味する。

このようにして得た鋼片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃として熱間圧延する。仕上げ圧延を行った後は、大気中で、冷却速度が放冷以下となる条件で冷却する。

仕上げ圧延を行った後は、冷却速度が上記の放冷以下となる条件で、室温に至るまで冷却しても構わないが、生産性を高めるためには、６００℃に至った時点で、空冷、ミスト冷却及び水冷など、適宜の手段で冷却することが好ましい。

なお、上記の加熱温度及び加熱時間もそれぞれ、炉内の平均温度及び在炉時間を意味する。また、熱間圧延の仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での棒線材の表面温度を意味する。仕上げ圧延を行った後の冷却速度は、棒線材の表面での冷却速度を指す。

鋼片から熱間圧延によって熱間圧延棒線材に加工する際、下記の式（３）で表される減面率（ＲＤ）を、８７．５％以上にすることが好ましい。
ＲＤ＝｛１−（棒鋼または線材の断面積／鋼片の断面積）｝×１００…（３）
なお、上記の断面積は、長手方向に対して垂直な断面における面積、つまり、横断面の面積を意味する。
このようにして、本実施形態の熱間圧延棒線材が製造される。

また、必要に応じて熱間圧延棒線材に焼きならしを行い、更に表面効果処理を行い、表面硬化処理後の中間品を機械加工により所定の形状に切削することで、熱間圧延棒線材からなる部品を製造する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜３５を２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施し、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。鋳造条件は、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とした。また、連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。

表１の鋼１〜１５は、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。鋼１６〜３５は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼、平均冷却速度を望ましい範囲から外れた比較例の鋼、あるいは、Ｆ１の値かＦ２の値が望ましい範囲から外れた比較例の鋼である。なお、表１中の数値の下線は、本実施の形態による熱間鍛造用圧延棒線材の範囲外であることを示す。

連続鋳造により得られた鋳片を素材として、分塊圧延及び熱間圧延を行い、棒鋼（熱間圧延棒線材）の試作を行った。本実施例では、Ｍｎ_ｍａｘ測定用の試験片を採取するために、鋳片を一旦室温まで冷却した。

その後、各マークの鋳片を１２５０℃で２時間加熱した。加熱後の鋳片を熱間圧延して、直径３５ｍｍの複数の丸棒を製造した。熱間圧延後、丸棒を大気中で放冷した。以上のようにして、各種の熱間圧延棒線材を製造した。

なお、分塊圧延は、製造した鋳片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１０時間以上加熱した後、分塊圧延した。また、熱間圧延は、分塊圧延後の鋼片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃として熱間圧延した。仕上げ圧延後は、大気中で、冷却速度が放冷以下となる条件で冷却した。鋼片から熱間圧延までの減面率（ＲＤ）は８７．５％以上とした。
また、鋳造時の表面割れ発生の有無を目視にて判定し、表１に記載した。

［Ｍｎ_ｍａｘの測定方法］
Ｍｎ_ｍａｘは次の方法で求めた。製造した鋳片の表層から厚さ方向に幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍ×厚さ８ｍｍの試験片を採取し、幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの表面を「被検面」とした。試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨した。Ｍｎ含有率の分布の測定にはＥＰＭＡを使用した。ＥＰＭＡによる測定時のビーム径は１μｍとし、鋳片表面から１５ｍｍ離れた位置において表面と平行に５０ｍｍの範囲で線分析を行った。ＥＰＭＡによる線分析によって、デンドライトの一次アーム間のＭｎ含有率の分布を測定し、測定されたＭｎ含有率の最大値をデンドライト樹間のＭｎ含有率（Ｍｎ_ｍａｘ）とした。そして、線分析で測定されたデンドライト樹間のＭｎ含有率を、鋳片のＭｎ平均含有率で除した値をＦ２値とした。

［ミクロ組織観察方法］
直径３５ｍｍの各棒鋼について、長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面（横断面）を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片を、光学顕微鏡を用い倍率４００倍で、表層の脱炭層を除いた領域から、ランダムに各１５視野観察して組織調査を行った。なお、各視野の大きさは２５０μｍ×２５０μｍである。

［面疲労強度試験片及び曲げ疲労強度試験片の作製］
各鋼番号の直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、図１に示すローラピッチング小ローラ試験片（以下、単に小ローラ試験片という）と、図２に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片（図１及び図２ともに、図中の寸法の単位はｍｍ）を作製した。図１に示す小ローラ試験片は、中央に試験部（直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円柱部）を備えた。

作成された各試験片に対して、ガス浸炭炉を用いて、図３に示す条件で浸炭焼入れを実施した。焼入れ後、１５０℃で１．５時間の焼戻しを実施した。小ローラ試験片、及び、小野式回転曲げ疲労試験片に対して、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を実施した。

［面疲労強度試験］
ローラピッチング試験では、上記の小ローラ試験片と、図４に示す形状の大ローラ（図中の寸法の単位はｍｍ）とを組合せた。図４に示す大ローラは、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０（鋼番号１７）の規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨、の工程によって作製された。
小ローラ試験片と大ローラとを用いたローラピッチング試験を表２に示す条件で行った。

表２に示すとおり、小ローラ試験片の回転数を１０００ｒｐｍとし、すべり率を−４０％、試験中の大ローラと小ローラ試験片との接触面圧を４０００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０^７回とした。大ローラの回転速度をＶ１（ｍ／ｓｅｃ）、小ローラ試験片の回転速度をＶ２（ｍ／ｓｅｃ）としたとき、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
すべり率＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００

試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション用オイル）を油温９０℃の条件で、大ローラと小ローラ試験片との接触部分（試験部の表面）に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、面疲労強度を評価した。

各鋼番号について、ローラピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０^７回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を、その鋼番号の面疲労強度と定義した。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ^２以上になった場合をピッチング発生と定義した。

表３に、試験により得られた面疲労強度を示す。表３中の面疲労強度では、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ規格ＳＣｒ４２０Ｈの規格を満たす鋼１６を浸炭した鋼番号１６の面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１２０％以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。

［耐摩耗性評価］
ローラピッチング試験において、繰り返し数が１．０×１０^６回となった小ローラ試験片の試験部の摩耗量を測定した。具体的には、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に準拠して、最大高さ粗さ（Ｒｚ）を求めた。Ｒｚ値が小さいほど、耐摩耗性が高いことを示す。摩耗量の測定には、粗さ計を用いた。表３に、摩耗量を示す。表３中の摩耗量では、鋼番号１６の摩耗量を基準値（１００％）とした。そして、各鋼番号の摩耗量を基準値に対する比（％）で示した。摩耗量が８０％以下であれば、優れた耐摩耗性が得られたと判断した。

［曲げ疲労強度試験］
曲げ疲労強度は、小野式回転曲げ疲労試験により求めた。小野式回転曲げ疲労試験での試験数は各鋼番号８個とした。試験時の回転数は３０００ｒｐｍとし、その他は通常の方法により試験を行った。繰り返し数１．０×１０^４回、及び１．０×１０^７回まで破断しなかったもののうち、最も高い応力をそれぞれ中サイクル、及び高サイクル回転曲げ疲労強度と定義した。

表３に、中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度を示す。中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度では、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ規格ＳＣｒ４２０Ｈの規格を満たす鋼１６を浸炭した鋼番号１６の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各鋼番号の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。中サイクル及び高サイクルともに、曲げ疲労強度が１１５％以上であれば、優れた曲げ疲労強度が得られたと判断した。

［切削試験］
切削試験を実施し、被削性を評価した。以下の方法により切削試験片を得た。各鋼番号の直径７０ｍｍの棒鋼を１２５０℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱された棒鋼を９５０℃以上の仕上げ温度で熱間鍛造し、直径６０ｍｍの丸棒を得た。この丸棒から機械加工によって、直径５５ｍｍ、長さ４５０ｍｍの切削試験片を得た。切削試験片を用いて、下記の条件で切削試験を行った。

切削試験（旋削）
チップ：母材材質 超硬Ｐ２０種グレード、コーティング なし
条件：周速２００ｍ／分、送り０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．５ｍｍ、水溶性切削油を使用
測定項目：切削時間１０分後の逃げ面の主切刃摩耗量

表３に、得られた主切刃摩耗量を示す。表３では、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼番号１７の主切刃摩耗量を基準値（１００％）とした。そして、各鋼番号の主切刃摩耗量を、基準値に対する比（％）で示した。主切刃摩耗量が鋼番号１６の主切刃摩耗量である７０％以下であれば、優れた被削性が得られたと判断した。

表３に、平均冷却速度、Ｆ２値、鋳造時の割れ発生有無、ミクロ組織、中サイクル曲げ疲労強度、高サイクル曲げ疲労強度、面疲労強度、摩耗量及び主切刃摩耗量を示す。
ここで、表３中の下線は、本発明の式（２）の条件及び目標を満足しないことを意味する。

表１及び表３を参照して、鋼１〜１５の鋼の化学組成は、本実施の形態による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材の化学組成の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たした。その結果、鋼１〜１５は、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性を有した。

表３に示す通り、鋼１６は、ＪＩＳに規定するＳＣＲ４２０であり、Ｓｉ，Ｃｒ量、Ｆ１およびＦ２値が本発明の範囲から外れており、鋼１７は、ＪＩＳに規定するＳＣＭ４２０であり、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｏ量およびＦ２値が本発明の範囲から外れており、目標とする曲げ疲労強度、面疲労強度、及び被削性のいずれかが得られていない。

鋼１８は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＭｎ含有量及びＭｏ含有量の上限を超えた。Ｍｏ含有量が多く、曲げ疲労強度及び面疲労強度は規定以上であった。しかしながら、Ｆ１の値が式（１）の上限を超え、更にＭｎが過剰に含有されたため、硬質なベイナイトが多く生成し、被削性が低下した。
鋼１９は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＭｏ含有量の上限を超え、Ａｌ含有量の下限以下であった。Ａｌ含有量が少なく、オーステナイト結晶粒が粗大化したが、Ｍｏ含有量が過剰であり、曲げ疲労強度の低下は避けられた。しかしながら、Ｆ１の値が式（１）の上限を超え、被削性が低くなった。

鋼２０は本実施の形態による熱間圧延棒線材のＣｒ含有量を下回り、Ｍｎ含有量及びＭｏ含有量の上限を超えた。鋼２０はＭｏ含有量が多く、曲げ疲労強度及び面疲労強度は規定以上であった。しかしながら、Ｆ１の値が式（１）の上限を超え、更にＭｎが過剰に含有されたため、硬質なベイナイトが多く生成し、被削性が低下した。鋼２１は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、Ｆ１値が式（１）の上限を超え、被削性が低くなった。

鋼２２は、本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学成分範囲内であった。しかしながら、鋼２２のＦ１の値が式（１）の下限を下回り、疲労強度が低くなった。

鋼２３は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＣｒ含有量の下限以下であり、更にＭｎ含有量及びＭｏ含有量の上限を超えた。Ｍｏが過剰に含有されているにもかかわらずＣｒ含有量が下限以下であり、Ｆ１の値が式（１）の下限を下回った。このため、その結果、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低くなった。

鋼２４は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＳｉ含有量の下限以下であり、Ｍｎ含有量が上限を超えた。その結果、鋼２４は面疲労強度が低く、被削性も低くなった。

鋼２５は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＳｉ含有量及びＭｎ含有量の上限を超えた。その結果、鋼２５は被削性が低くなった。

鋼２６は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＳｉ含有量、Ｍｏ含有量及びＭｎ含有量の上限を超え、Ａｌ含有量の下限以下であった。Ａｌ含有量が少なく、オーステナイト結晶粒が粗大化したが、Ｍｏ含有量が過剰であり、曲げ疲労強度の低下は避けられた。しかしながら、Ｆ１の値が式（１）の上限を超え、被削性が低くなった。

鋼２７および鋼２８は、Ｂｉを含有しなかった。Ｂｉ含有量以外は本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学成分範囲内であり、式（１）を満たした。しかしながら、式（２）の上限を超えた。その結果、被削性が低かった。具体的には、Ｂｉを含有しなかったため、Ｍｎのミクロ偏析が大きく、硬質なベイナイトが生成し、被削性が低下したと推測される。

鋼２９は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＭｎ含有量の下限以下であった。その結果、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低くなった。Ｍｎ含有量が少ないため、芯部強度が不足し、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下したと考えられる。

鋼３０は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＭｎ含有量の上限を超えた。その結果、曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性が低かった。Ｍｎが過剰に含有されたため、浸炭異常層の深さが大きくなり、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下し、さらに、Ｍｎが過剰に含有されたため、硬質なベイナイトが多く生成し、被削性が低下したと考えられる。

鋼３１は、Ｂｉの含有量が本発明規定の範囲を上回った例である。このため熱間加工性が低下し、鋳造時に割れが生じた。
鋼３２は、本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学成分範囲内であった。しかしながら、Ｆ１の値が式（１）の上限を超えたため、被削性が低くなった。
鋼３３は、本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学成分範囲内であった。しかしながら、平均冷却速度が望ましい上限値以上であり、凝固組織が不均一となり、不均一組織を起因とした割れが発生してしまう恐れがある。このため熱間加工性が低下し、割れが生じた。
鋼３４は、本実施の形態による熱間圧延棒線材の化学成分範囲内であった。しかしながら、平均冷却速度が下限未満であり、凝固が遅すぎるため、デンドライト樹間が広がり、Ｍｎが偏析し、結果としてＦ２の値が式（２）の上限を超え、被削性が低下した。
鋼３５は、本実施の形態による熱間圧延棒線材のＡｌ含有量の上限を超えた。この結果、粗大なＡｌ酸化物が生成し、曲げ疲労強度が低くなった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、
   Ｍｎ：０．４０〜１．０％、
   Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、
   Ｃｒ：１．６０〜２．００％、
   Ｍｏ：０〜０．１％以下、
   Ａｌ：０．０２５〜０．０５％、
   Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、
   Ｔｉ：０〜０．００３％、
   Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
   を含有するとともに、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＯがそれぞれ、
   Ｐ：０．０２５％以下及び、
   Ｏ：０．００２％以下、
   である化学組成を有し、組織がフェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、かつ、式（１）を満たし、さらに、
   ＪＩＳ−ＳＣＭ４２０Ｈの鋼を１０分間、超硬Ｐ２０種グレードのチップで切削した場合の逃げ面主切刃摩耗量を１００とした場合の規格化した主切刃摩耗量が７０％以下である熱間圧延棒線材。
   １．７０≦Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．１０ … （１）
   ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８％以下を含有する、請求項１に記載の熱間圧延棒線材。
3. 請求項１又は請求項２に記載の熱間圧延棒線材であって、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．４０％以下、及びＮｉ：０．８０％以下から選ばれる１種以上を含有する、熱間圧延棒線材。
4. 請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の熱間圧延棒線材を切削加工して得られた部品。
5. 請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の化学成分を有し、かつデンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率Ｍｎｍａｘと鋼中のＭｎ含有率との比（Ｍｎｍａｘ／Ｍｎ）が下記式（２）を満たす鋳片を連続鋳造法または造塊法で製造し、前記鋳片を熱間圧延することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の熱間圧延棒線材の製造方法。
   Ｍｎｍａｘ／Ｍｎ＜２．４ … （２）
   ここで、式（２）中のＭｎには、鋼のＭｎ含有量（質量％）が代入され、Ｍｎｍａｘは、鋳片のデンドライトの１次アームの樹間のＭｎ含有率が代入される。
6. 前記連続鋳造法または造塊法で製造する際に溶鋼の液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とする請求項５に記載の熱間圧延棒線材の製造方法。

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