JPWO2016080315A1 - 冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材 - Google Patents
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Abstract
Description
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。
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。
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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
Claims (3)
- 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。 - 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。 - 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。
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