TWI589706B - 冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材 - Google Patents

Description

冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材 發明領域

本發明係有關於一種適合作為冷鍛造部品之素材且冷鍛造性及耐粗粒化特性優異的輥軋棒鋼或輥軋線材。本發明尤其適合作為可在淬火回火後成為HRC硬度34以上且可抑制淬火時異常粒子成長之高強度冷鍛造部品之素材且冷鍛造性優異的輥軋棒鋼或輥軋線材。

本案係依據已於2014年11月18日於日本提申之特願2014-233973號主張優先權並在此引申其內容。

發明背景

冷鍛造對鍛造後的部品表面層及尺寸精度有益，且藉由冷鍛造製造之部品比藉熱鍛造製造之部品製造成本更低，成品率也優異。所以，冷鍛造常廣泛應用在齒輪及車軸、螺栓等汽車等各種產業機械或建築結構物用之部品製造。

近年，在汽車、產業機械等使用的機械結構用部品已進展到小型、輕量化的階段，在建築結構物則進展到 大型化。在此背景下，對於藉冷鍛造製造之部品便期盼能有更卓越的高強度化。

對於該等冷鍛造部品以往係使用JIS G 4051中規定之機械結構用碳鋼鋼材或JIS G 4053中規定之機械結構用合金鋼鋼材等。該等鋼材一般係將以熱製品輥軋成棒鋼或線材之形狀的鋼材重複進行球狀化退火、拉製或冷抽之步驟後，藉由冷鍛造成形為部品形狀，再藉淬火、回火等熱處理調整成預定的強度或硬度。

上述的機械結構用鋼材含有0.20~0.40%左右之較高碳量，經過調質處理可作為高強度部品使用。另一方面，上述的機械結構用鋼材在成為鍛造素材之輥軋鋼材的棒鋼或線材時強度會增高。所以，如果未在製造過程中附加冷抽及其後之球狀化退火的步驟使鋼材軟質化，在成形部品的冷鍛造時便容易發生模具之磨耗及破裂或是於部品產生破裂等製造上的問題。

尤其，近年在部品高強度化的同時，也有部品形狀趨複雜化的傾向。部品形狀愈複雜愈有破裂發生之疑慮，所以在使藉淬火、回火取得高強度之鋼材於冷鍛造前進一步軟質化之目的下，現行係採取拉長球狀化退火處理的時間或重複多次的冷抽步驟及球狀化退火步驟等對策。

然而，該等對策不僅會耗費人事費或設備費等成本，能源損失也很大。所以，眾所期待的係一種可省略步驟或縮短步驟時間的鋼材。

在此背景下，以可省略球狀化退火處理或縮短處 理時間為目的曾提出一種減低C、Cr、Mn等合金元素之含量以降低鍛造素材之輥軋鋼材的強度並以添加硼來彌補合金元素減低所造成的淬火性降低之硼鋼等。

例如，專利文獻1中揭示一種防止結晶粒粗大化之特性及冷鍛造性優異的冷鍛造用熱輥軋鋼材及其製造方法。具體上，專利文獻1中係揭示一種結晶粒粗大化特性及冷鍛造性優異的冷鍛造用熱輥軋鋼材及其製造方法，其特徵在於：含有C：0.10~0.60%、Si：0.50%以下、Mn：0.30~2.00%、P：0.025%以下、S：0.025%以下、Cr：0.25%以下、B：0.0003~0.0050%、N：0.0050%以下、Ti：0.020~0.100%，且鋼之基質中具有20個/100μm2以上之直徑0.2μm以下的TiC或Ti(CN)。

又，專利文獻2中揭示一種冷加工用機械結構用鋼及其製造方法。具體上係揭示一種冷加工用機械結構用鋼及其製造方法，其特徵在於：含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、及Cr，且金屬組織具有波來鐵及初析肥粒鐵，波來鐵與初析肥粒鐵相對於全組織的合計面積率為90%以上且初析肥粒鐵之面積率A與Ae=(0.8-Ceq)×96.75(惟，Ceq=[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]+0.11×[Cr]([(元素名)]表示各元素之含量(質量%))所示之Ae之間具有A>Ae之關係，且初析肥粒鐵及波來鐵中之肥粒鐵的平均粒徑為15~25μm。又，在專利文獻2之冷加工用機械結構用鋼中揭示藉由施行一般的球狀化處理，即可實現充分的軟質化。

根據專利文獻1所揭示之技術，可減低輥軋鋼材 之硬度。所以，可以低成本進行冷鍛造，又可具備淬火加熱時防止結晶粒粗大化之特性。然而，專利文獻1之鋼材中，鋼之Cr含量很低，因此淬火性低，在提高部品強度上有其侷限。

專利文獻2所揭示之冷加工用機械結構用鋼可藉由施行一般的球狀化退火處理達成軟質化，可適用於高強度部品。然而，鋼之化學成分的含量均衡未達最佳化，且輥軋鋼材組織的肥粒鐵分率實質上很小。所以，在部品冷鍛造時使用製品輥軋後之狀態或經短時間之球狀化退火處理之狀態的鋼材時，曾有產生破裂而無法以低成本製造部品的問題。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本國專利第3443285號公報

專利文獻2：日本國特開2013-227602號公報

發明概要

本發明係有鑑於上述現狀所施行者，其目的在於提供一種淬火性、冷鍛造性及耐粗粒化特性優異的高強度冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材。在此，淬火性優異係指於淬火、回火後中心部之HRC硬度達34以上。又，冷鍛造性優異係指即使在冷鍛造前省略球狀化退火處理或縮短處理時間仍可有效抑制冷鍛造時破裂的發 生。還有，耐粗粒化特性優異係指可在淬火處理之加熱時抑制結晶粒的異常粗大化。

本發明人等為求解決前述課題而實施了各種研討。結果獲得以下見解。

(a)如欲在省略球狀化退火處理或縮短處理時間之情況下仍可確保可成形部品之程度的冷鍛造性，必須使處於製品輥軋後之狀態的鋼材(輥軋棒鋼或輥軋鋼材)之抗拉強度在750MPa以下。又，除了可能生成脫碳層之表層部分以外的內部組織必須為肥粒鐵、波來鐵組織且肥粒鐵分率須超過40%。

(b)為了藉由淬火、回火確保高部品強度，必須增加C含量以提高淬火硬度(淬火後之硬度)，同時必須含有Mn、Cr等合金元素以提高淬火性。即，為了作為高強度冷鍛造部品使用，必須確保充分的淬火硬度及其所需的淬火性。

(c)為了提升冷鍛造性且藉由提升淬火性來確保淬火後之硬度，進一步全面滿足耐粗粒化特性，必須在充分考慮C、Si、Mn、Cr、Ti、Nb等元素含量及含量均衡的前提下，同時控制內部組織。

本發明係有鑑於上述見解所完成者，其主旨如下。

(1)本發明之一態樣之冷鍛造部品用輥軋棒鋼或輥軋線材，該化學組成以質量%計含有C：0.24~0.36%、 Si：低於0.40%、Mn：0.20~0.45%、S：低於0.020%、P：低於0.020%、Cr：0.70~1.45%、Al：0.005~0.060%、Ti：大於0.010%且在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Mg：0~0.0050%，且剩餘部分係由Fe及雜質所構成，並且，下述式<1>、<2>所示之Y1、Y2滿足下述式<3>所示之關係，抗拉強度為750MPa以下，且內部組織為肥粒鐵、波來鐵組織，而且在前述內部組織中肥粒鐵分率為40%以上。

Y1=[Mn]×[Cr]…<1>

Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])…<2>

Y1>Y2…<3>

惟，上述式之[C]、[Mn]、[Cr]表示各元素以質量%計之含量，D表示輥軋棒鋼或輥軋線材以單位mm計之直徑。

(2)如上述(1)記載之冷鍛造部品用輥軋棒鋼或輥軋線材，其中前述鋼材之化學組成以質量%計含有選自於由下述元素所構成群組中之1種以上；Cu：0.03~0.50%、Ni：0.01~0.30%、Mo：0.005~0.050%、及V：0.005~0.050%。

(3)如上述(1)或(2)記載之冷鍛造部品用輥軋棒鋼或輥軋線材，其中前述化學組成以質量%計可含有選自於 由下述元素所構成群組中之1種以上；Zr：0.003~0.050%、Ca：0.0005~0.0050%、及Mg：0.0005~0.0050%。

作為剩餘部分的「Fe及雜質」之「雜質」為非刻意含於鋼材中之成分，指在工業製造鋼鐵材料時作為原料之礦石、廢料或從製造環境等混入者。

輥軋棒鋼或輥軋線材係指以熱製品輥軋後之狀態且具有棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材。以下在本發明之說明書中，有時會將「輥軋棒鋼或輥軋線材」彙整以「輥軋棒線」或「輥軋鋼材」來表現。又，以熱進行的製品輥軋有時會以「熱輥軋」表現。

本發明之上述態樣的冷鍛造部品用輥軋棒線(輥軋棒鋼或輥軋線材)，該抗拉強度為750MPa以下，內部的金屬組織為肥粒鐵分率40%以上之肥粒鐵、波來鐵組織，且各元素之含量已受控制，因此冷鍛造性、淬火性及耐粗粒化特性優異。所以，藉由使用本發明之輥軋棒線作為素材，即使省略球狀化退火處理或縮短處理時間，仍可藉冷鍛造成形為部品，再經過淬火及回火即可獲得HRC硬度34以上的高強度冷鍛造部品。又，本發明之輥軋棒線在淬火時即使加熱到沃斯田鐵區，也可抑制結晶粒之異常粒子成長，所以可在製得之高強度冷鍛造部品中抑制部品強度的參差。

B‧‧‧境界線

圖1係顯示以實施例鍛造成形之螺栓形狀之圖。

圖2係顯示Cr含量及Mn含量與淬火性之關係之圖。

用以實施發明之形態

以下將就本發明一實施形態之冷鍛造部品用輥軋棒鋼或輥軋線材(有時係指本實施形態之輥軋棒線)詳細說明。以下說明之各元素含量的「%」標示意指「質量%」。

(A)關於化學組成(化學成分)：

C：0.24~0.36%

C係可提高鋼材之淬火性而有助於提升強度的元素。為了獲得該效果，令C含量為0.24%以上。此外，在欲提高冷鍛造部品之淬火硬度的情況下，令C含量為0.26%以上為佳。另一方面，C含量一旦超過0.36%，冷鍛造性便會降低。因此，令C含量為0.36%以下。此外在欲提高冷鍛造性時，令C含量為0.33%以下為佳。

Si：低於0.40%

為了降低熱輥軋後(剛經輥軋之狀態)之輥軋鋼材的抗拉強度，Si含量愈低愈佳，所以Si含量亦可為0%。另一方面，Si可藉由固溶強化使肥粒鐵強化，因此在獲得提高冷鍛造部品之回火硬度效果之目的下，亦可含有Si。然而，Si含量為0.40%以上時冷鍛造性會明顯降低，所以即使含有，亦須令Si含量低於0.40%。從冷鍛造性的觀點來看，令Si含量低於0.30%為佳，又以令其低於0.20%較佳，如亦考慮輥軋鋼材之抗拉強度，在0.10%以下又更佳。

Mn：0.20~0.45%

Mn係可提高鋼材之淬火性的元素，為了獲得該效果，令Mn含量為0.20%以上。為了進一步提高淬火性，Mn含有0.25%以上為佳。另一方面，Mn含量一旦超過0.45%，在精整輥軋後的冷卻時肥粒鐵變態的開始溫度會降低，造成肥粒鐵分率降低且生成變韌鐵，其結果會導致鋼材之冷鍛造性降低。所以令Mn含量為0.45%以下。此外在欲提升冷鍛造性時，令Mn含量為0.42%以下為佳，令其在0.40%以下較佳，令其在0.35%以下又更佳。

S：低於0.020%

S係作為雜質含有。且S係使冷鍛造性降低之元素，其含量以少量為上策。尤其，S含量一旦在0.020%以上，MnS就會變成延伸的粗大形態，使冷鍛造性明顯降低。所以，將S含量限制成低於0.020%。理想係低於0.010%。

P：低於0.020%

P係作為雜質含有。P不僅係使冷鍛造性降低，亦係在加熱到沃斯田鐵溫度區時偏析於粒界而成為淬火時破裂發生主因的元素。所以，P含量以少量為上策。尤其，P含量一旦在0.020%以上，冷鍛造性的降低或破裂的發生就會變明顯。所以令P含量低於0.020%。理想係低於0.010%。

Cr：0.70~1.45%

Cr與Mn同樣為可提高鋼材之淬火性的元素。為了獲得該效果，令Cr含量為0.70%以上。為了穩定獲得高淬火性， 令Cr含量為0.80%以上為佳，令其在0.90%以上較佳。另一方面，Cr含量一旦超過1.45%，淬火性雖會升高，但在精整輥軋後的冷卻時，肥粒鐵變態之開始溫度會降低且肥粒鐵分率降低而生成變韌鐵。於是，鋼材之冷鍛造性便會降低。所以令Cr含量為1.45%以下。此外，在欲提高冷鍛造性時，令Cr含量為1.30%以下為佳，令其在1.20%以下較佳。

Al：0.005~0.060%

Al係具有脫氧作用之元素。又，Al係具有與N結合形成AlN，並藉其釘紮效果使熱輥軋時之沃斯田鐵粒微細化而抑制變韌鐵生成之作用的元素。為了取得該等效果，令Al含量為0.005%以上。在欲更確實抑制變韌鐵生成的情況下，令Al含量為0.015%以上為宜，令其在0.020%以上較佳。另一方面，Al含量一旦超過0.060%，其效果不僅達飽和，還會生成粗大的AlN使冷鍛造性降低。所以令Al含量為0.060%以下。從提高冷鍛造性的觀點來看，Al含量在0.050%以下為佳，0.045%以下較佳。

Ti：大於0.010%且在0.050%以下

Ti係具有與N或C結合形成碳化物、氮化物或碳氮化物，並藉由其等之釘紮效果於熱輥軋時使沃斯田鐵粒微細化之效果的元素。沃斯田鐵粒之微細化可在精整輥軋後之冷卻過程中抑制變韌鐵生成，有助於肥粒鐵分率之提升。又，Ti會將固溶於鋼中之N固定成TiN而抑制BN之生成，因此亦具有提高藉B提升淬火性之效果的作用。為了取得該等效果，令Ti含量大於0.010%。令Ti含量在0.020%以上為佳， 令其大於0.025%較佳。另一方面，Ti含量一旦超過0.050%，在精整輥軋時便會多量析出微細的Ti之碳化物或碳氮化物，使肥粒鐵受強化而讓抗拉強度過度增高。所以令Ti含量為0.050%以下。Ti含量在0.040%以下為佳，在0.035%以下較佳。

Nb：0.003~0.050%

Nb係具有與C或N結合形成碳化物、氮化物或碳氮化物，或與Ti一起形成複合碳氮化物，並藉由其等之釘紮效果於熱輥軋時使沃斯田鐵粒微細化之效果的元素。沃斯田鐵粒之微細化可在精整輥軋後之冷卻過程中抑制變韌鐵生成，有助於肥粒鐵分率之提升。又，Nb之碳化物、氮化物或碳氮化物可在將冷鍛造部品淬火時抑制加熱時結晶粒的異常粒子成長。為了取得該等效果，令Nb含量為0.003%以上。Nb含量在0.005%以上為佳，在欲更穩定取得該等效果時，令Nb含量為0.010%以上較佳。另一方面，Nb含量一旦超過0.050%，該等效果不僅達飽和，還會讓冷鍛造性降低。所以令Nb含量為0.050%以下。Nb含量在0.040%以下為佳，在0.030%以下較佳。

B：0.0003~0.0040%

B係可以微量含有有效提高淬火性的元素。為了獲得該效果，令B含量為0.0003%以上。欲進一步提高淬火性時，令B含量為0.0005%以上為佳，令其在0.0010%以上較佳。另一方面，B含量一旦超過0.0040%，淬火性提升效果便達飽和，同時冷鍛造性會降低。欲使冷鍛造性進一步提升時， 令B含量為0.0030%以下為佳，令其在0.0025%以下較佳。

N：0.0020~0.0080%

N具有與Al、Ti或Nb結合生成氮化物或碳氮化物，在熱輥軋時使沃斯田鐵粒微細化或於冷鍛造部品淬火時抑制加熱時之異常粒子成長的效果。為了獲得其效果，令N含量為0.0020%以上。理想為0.0030%以上。另一方面，N含量一旦過剩，效果不僅達飽和，N還會與B結合生成氮化物，減弱藉B提升淬火性的效果。所以，令N含量為0.0080%以下。為了穩定提升淬火性，令N含量低於0.0070%為佳，令其在0.0060%以下較佳。

在本實施形態之棒線，除了控制各元素之含量以外，也必須控制元素的含量均衡。具體上係下述式<1>所示之Y1與式<2>所示之Y2滿足式<3>所示之關係。

Y1=[Mn]×[Cr]…式<1>

Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])…式<2>

Y1>Y2…式<3>

在此，式中之[C]、[Mn]、[Cr]係表示各元素以質量%計之含量，D表示輥軋棒線之直徑(mm)。

若Y1>Y2，於一般的淬火、回火(例如加熱到880~900℃之溫度區以後，藉油冷進行淬火，在400℃~600℃下實施回火)之調質處理後，便可在中心部獲得以HRC硬度計為34以上之淬火性。

接著說明式<1>~式<3>。

Y1如上述係以鋼中含有之Mn、Cr之質量%乘積表示之值，為高強度冷鍛造部品用輥軋棒線所需之淬火性的參數。

Y2係表示將直徑為D(mm)之輥軋棒線加熱至Ac3點以上之溫度並藉油冷進行淬火處理時D與[C]之關係的參數，且該D與[C]之關係會影響可在輥軋棒線中心部之表面至D/2(mm)位置間取得的麻田散鐵組織分率。藉油冷進行淬火處理之冷卻速度也會依輥軋棒線之直徑D而改變，不過一般為10~40℃/sec左右。

Ac3點可依據化學組成，藉由公知算式例如Ac3=912.0-230.5×C+31.6×Si-20.4×Mn-39.8×Cu-18.1×Ni-14.8×Cr+16.8×Mo算出。或者，也可以實驗方式測定加熱升溫時鋼材的膨脹率，再從膨脹率的變化來推定。

藉由淬火、回火進行調質處理後，為了在中心部獲得HRC硬度34以上，必須將輥軋棒線中心部(D/2部)進行回火前的淬火硬度控制成以HRC硬度計為45以上。而且，為了令淬火硬度以HRC硬度計為45以上，就必須調整對淬火硬度有大幅影響的C、Mn、Cr之含量。

組織若為麻田散鐵，其硬度以C含量即大致決定，而且C含量只要在本實施形態之輥軋棒線的範圍內，就會在HRC硬度45以上。所以，為了確保以HRC硬度計為45以上之淬火硬度，令淬火後之組織主要為(以組織分率計為90%以上)麻田散鐵即可。

經由本發明人等研討的結果發現，令Mn含量與Cr含量為預定值以上，便可在輥軋棒線之中心部獲得淬火 後為90%以上的麻田散鐵。具體上係發現，以提高淬火性之Mn及Cr之含量之積表示的Y1，大於表示會影響可在輥軋棒線中心部取得之麻田散鐵組織分率之D與[C]之關係的參數Y2時，淬火後的輥軋棒線之中心部組織會含有90%以上的麻田散鐵。因此，在本實施形態之輥軋棒線中令Y1>Y2。另一方面，當Y1≦Y2時，淬火時會產生變韌鐵或肥粒鐵等不完全淬火組織，無法確保90%以上的麻田散鐵。此時，強度或耐氫脆化特性會降低。

圖2係表示輥軋棒線徑長為15mm且C含量為0.30%時的Cr含量及Mn含量與淬火性之關係之圖。圖2中，當Mn含量及Cr含量為位在境界線B之上側時，Y1>Y2，且淬火後之輥軋棒線的中心部組織有90%以上為麻田散鐵。

淬火性的具體衡量標準係如JIS G 0561鋼之淬火性試驗方法(端淬方法)即所謂的Jominy Test中，至少在淬火端至7mm位置間的硬度J7mm為HRC硬度45以上即可。

淬火後的輥軋棒線硬度也與輥軋棒線之直徑D相依，所以從淬火性觀點來看，輥軋棒線之直徑D短比較好，而在適用於高強度冷鍛造部品時，作為輥軋棒線以直徑6~35mm左右為佳，且以8~16mm之範圍較佳。

本實施形態之輥軋棒線基本上含有上述化學成分且剩餘部分為Fe及雜質。然而，亦可因應需求含有選自Cu、Ni、Mo、V、Zr、Ca及Mg之至少1種以上元素來替代剩餘部分之Fe的一部分。惟，該等元素並非必須含有的元素，因此其下限為0%。在此，「雜質」為非刻意含於鋼材 中的成分，指在工業製造鋼鐵材料時作為原料之礦石、廢料、或從製造環境等混入者。

以下將說明任意元素之Cu、Ni、Mo、V、Zr、Ca及Mg的作用效果及含有時的適當含量。

Cu：0.50%以下

Cu係可提高淬火性的元素，亦可含有。為了穩定獲得該效果，Cu含量在0.03%以上為佳，若在0.05%以上較佳。另一方面，Cu含量一旦超過0.50%，淬火性就會變得太高而於精整輥軋後生成變韌鐵，招致冷鍛造性降低。因此，即使含有也須令Cu含量為0.50%以下。從提升冷鍛造性的觀點來看，含有時的Cu含量在0.30%以下為佳，若在0.20%以下較佳。

Ni：0.30%以下

Ni係可提高淬火性的元素，亦可含有。為了穩定獲得該效果，Ni含量在0.01%以上為佳，若在0.03%以上較佳。另一方面，Ni含量一旦超過0.30%，不僅其效果會達飽和，淬火性也會變得太高而於精整輥軋後生成變韌鐵，招致冷鍛造性降低。因此，即使含有也須令Ni含量為0.30%以下。從提升冷鍛造性的觀點來看，含有時的Ni含量在0.20%以下為佳，若在0.10%以下較佳。

Mo：0.050%以下

Mo係藉由固溶強化使鋼材強化之元素，可大幅提升鋼材之淬火性。為了獲得該效果，可含有Mo。為了穩定獲得該效果，Mo含量在0.005%以上為佳。另一方面，Mo含量 一旦超過0.050%，於精整輥軋後會生成變韌鐵或麻田散鐵而招致冷鍛造性降低。因此，即使含有也須令Mo含量為0.050%以下。從提升冷鍛造性的觀點來看，含有時的Mo含量在0.030%以下為佳，若在0.020%以下較佳。

V：0.050%以下

V係與C及N結合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素。又，V亦係以微量含有即可提升鋼之淬火性的元素。因此，可含有V。為了穩定獲得該等效果，V含量在0.005%以上為佳。另一方面，V含量一旦超過0.050%，輥軋鋼材之強度會受析出之碳化物或碳氮化物影響而增大，進而招致冷鍛造性降低。因此，即使含有也須令V含量在0.050%以下。從提升冷鍛造性的觀點來看，含有時的V含量在0.030%以下為佳，若在0.020%以下較佳。

Zr：0.050%以下

Zr係具有以微量含有即可提升鋼材之淬火性之作用的元素。在其目的下可含有微量的Zr。為了穩定獲得該效果，Zr含量在0.003%以上為佳。另一方面，Zr含量一旦超過0.050%，便會生成粗大的氮化物，使冷鍛造性降低。因此，即使含有也須令Zr含量為0.050%以下。從提升冷鍛造性的觀點來看，含有時的Zr含量在0.030%以下為佳，若在0.020%以下較佳。

Ca：0.0050%以下

Ca會與S結合形成硫化物而成為MnS的生成核。以CaS作為生成核的MnS會微細分散，於精整輥軋後之冷卻時成 為令肥粒鐵析出的生成核，因此若有微細分散的MnS存在，便可提升肥粒鐵分率。即，藉由含有Ca可期許肥粒鐵分率的提升，所以亦可含有Ca。為了穩定獲得該效果，令Ca含量為0.0005%以上為佳。另一方面，Ca含量如超過0.0050%，不僅上述效果達飽和，Ca還會連同Al一起與鋼中之氧發生反應而生成粗大的氧化物，使冷鍛造性降低。因此，即使含有也須令Ca含量在0.0050%以下。從提升冷鍛造性的觀點來看，含有時的Ca含量在0.0030%以下為佳，若在0.0020%以下較佳。

Mg：0.0050%以下

Mg係與S結合形成硫化物而成為MnS之生成核的元素，具有使MnS微細分散的效果。藉由MnS微細分散，在精整輥軋後之冷卻時可讓分散之MnS作為生成核使肥粒鐵析出，進而提升肥粒鐵分率。為了獲得該效果，亦可含有Mg。為了穩定獲得該效果，令Mg含量在0.0005%以上為佳。另一方面，Mg含量如超過0.0050%，其效果便達飽和。又，Mg會讓添加成品率變差，使製造成本惡化，所以含有時的Mg量在0.0030%以下為佳，若在0.0020%以下較佳。

(B)關於鋼材之抗拉強度

本實施形態之輥軋棒線具有優異的冷鍛造性。所以，即使省略製品輥軋後之球狀化退火處理或以短時間進行處理，也不會發生冷鍛造時之模具壽命變短或成形時部品發生破裂的情況。此不單只因為控管上述方式調整而成之鋼之化學成分，更藉由控管輥軋鋼材的製造條件，將輥 軋鋼材之組織或析出物控制成適合冷鍛造，讓鋼材之強度降低而達成。在本實施形態中，冷鍛造性優異係指例如將從輥軋棒線切出之φ 10.5mm×40mmL的丸棒加工成圖1所示之螺栓時也不會發生破裂的態樣。

抗拉強度超過750MPa時，冷鍛造時部品發生破裂的可能性大增。所以，在本實施形態之輥軋棒線中，在以後述方式控制組織的前提下必須將抗拉強度設定在750MPa以下。

即使抗拉強度超過750MPa，只要進行20小時左右之長時間球狀化退火處理或數次的球狀化退火處理(例如10小時×2次)，於冷鍛造時就不容易產生部品破裂。然而，本實施形態之輥軋棒線的目的在於即使省略球狀化退火處理或以至少可在10小時以內完成熱處理的方式縮短處理時間，依舊可確保冷鍛造性。所以，為了達成該目的，在本實施形態之輥軋棒線中在抗拉強度設定上限。輥軋棒線之抗拉強度在700MPa以下為佳，在650MPa以下較佳。

(C)關於鋼材之內部組織

本實施形態之輥軋棒線具有優異的冷鍛造性。所以，即使將以往需要20小時左右之製品輥軋後的球狀化退火處理予以省略或以一半程度的時間處理、又或將須進行2次以上之球狀化退火處理改成1次等，也不會發生冷鍛造時之模具壽命降低或成形部品破裂等阻礙。此不單只因為調整鋼之化學成分，更是藉由控管輥軋棒線的製造條件，將輥軋棒線之金屬組織控制成適合冷鍛造的形態所致。

具體上，在本實施形態之輥軋棒線中表層部分以外之部分的組織(內部組織)為肥粒鐵、波來鐵組織且肥粒鐵分率在40%以上，而該表層部分係指可能生成脫碳層之從表面起至100μm之範圍。在此，肥粒鐵、波來鐵組織係指以面積率計整體之95%以上為肥粒鐵與波來鐵之混合組織的組織(肥粒鐵之面積率與波來鐵之面積率之合計為95%以上的組織)。又，在肥粒鐵分率之測定中，肥粒鐵不含波來鐵中所含之層狀雪明碳鐵間的肥粒鐵相。肥粒鐵與波來鐵之混合組織以面積率計為整體之95%以上係表示麻田散鐵或變韌鐵等肥粒鐵及波來鐵以外之組織的面積率合計低於5%。為了獲得良好的冷鍛造性，肥粒鐵與波來鐵之混合組織以面積率計必須為整體之95%以上，且以100%為佳。

在內部組織中，肥粒鐵分率小於40%時，抗拉強度即使在750MPa以下也無法確保良好的冷鍛造性，成形時會發生部品產生破裂或模具壽命變短等問題。肥粒鐵分率在45%以上為佳，若在50%以上較佳。肥粒鐵分率之上限並無特別規定，但若欲在熱輥軋之狀態下讓肥粒鐵分率超過80%，就必須使形成波來鐵組織的層狀雪明碳鐵球狀化，為此，於輥軋後就需要長時間的均熱處理，所以會加高成本而難以於工業上實現。因此，亦可令肥粒鐵分率之上限為80%。

又，肥粒鐵與波來鐵之混合組織以面積率計小於整體之95%時，可能會因為麻田散鐵或變韌鐵等硬質組織使輥軋棒線之抗拉強度超過750MPa。還有硬質組織成為破壞起 點讓冷鍛造性降低之疑慮。

各組織之鑑定及面積率之計算例如可以下述方式進行。

將輥軋棒線切斷成10mm之長度後，以橫截面為被檢測面的方式進行樹脂包埋並施行鏡面研磨。接著以3%硝酸醇(硝太蝕劑液)腐蝕表面使微組織露出。然後在相當於輥軋棒鋼或輥軋線材之D/4位置(D：輥軋鋼材之直徑)的位置上，以500倍倍率藉由光學顯微鏡拍攝5視野之微組織照片、鑑定各「相」，再使用影像解析軟體測定各視野之肥粒鐵面積率並視作肥粒鐵分率，求出平均值。又，肥粒鐵與波來鐵之合計分率係以同樣方式求出波來鐵分率後，將肥粒鐵分率與波來鐵分率合計加總而求得。

(D)關於適當的製造過程

本實施形態之輥軋棒線不僅控制鋼之化學成分，控制輥軋狀態下的組織相當重要。因此，化學成分及組織形態只要在本發明範圍內，不論其製造方法為何都包含在本實施形態之輥軋棒線中。

然而，只要對具有預定化學成分的鋼材應用以下明示之含有各步驟的製造過程，即可將輥軋狀態下的組織控制在穩定且適當的範圍內。以下，針對適當的製造條件詳細說明。

<鋼片製造步驟>

首先，調整C、Si、Mn、Cr、Nb等化學成分，鑄造藉由轉爐或一般的電爐等熔製而成的熔鋼，獲得鋼塊或鑄 片。將獲得的鋼塊或鑄片分塊輥軋製成鋼片(製品輥軋用素材)。為了獲得本實施形態之輥軋棒線，宜在後述之輥軋前加熱步驟的前一階段進行高溫均熱處理，其係高溫加熱到1250℃以上並確保至少30min以上之均熱時間後再行冷卻。此用意在於使凝固時生成的Nb(C、N)及NbC、Ti(C、N))、TiC等粗大碳氮化物或碳化物可暫時固溶於鋼，爾後在冷卻過程中微細地再析出。在冷卻過程中析出的微細碳氮化物或碳化物會在其後進行之熱製品輥軋時的加熱期間作為釘紮粒子發揮作用，有助於防止沃斯田鐵粒的粗大成長。又，其結果可將在製品輥軋後之冷卻期間析出的肥粒鐵組織微細化，提高肥粒鐵分率。

高溫均熱處理可在鋼塊或鑄片分塊輥軋時的加熱階段進行，或者可將鋼塊或鑄片加熱到不及1250℃的溫度進行分塊輥軋後，再將分塊輥軋製成的鋼片加熱到1250℃。兩者皆可有效地在後述之加熱到1050℃以下以熱進行製品輥軋的前一階段，高溫加熱至1250℃以上並確保至少30min以上的均熱時間。

<輥軋前加熱步驟>

其後，在輥軋前先將鋼片加熱。此時的加熱溫度以可輥軋之範圍內設定為1050℃以下為佳。加熱溫度一旦過高，前述藉由高溫均熱處理而再析出的微細碳氮化物或碳化物便有再度固溶而於製品輥軋後的冷卻期間與肥粒鐵變態一起整合析出使製品輥軋後之強度升高、降低冷鍛造性的疑慮。不會受輥軋前之加熱固溶的Nb(C、N)及NbC、 Ti(C、N)、TiC的碳氮化物或碳化物不會影響製品輥軋後的強度，故不會使冷鍛造性劣化。又，Nb的碳氮化物或碳化物即使在冷鍛造後的淬火期間加熱到Ac3點以上，也具有抑制結晶粒之異常粒子成長的效果。

<輥軋步驟>

加熱後，藉由包含精整輥軋的製品輥軋作成預定徑長的棒鋼或線材。精整輥軋係以製品輥軋之最終步驟的精整輥軋機列實施之輥軋。在精整輥軋，宜在加工速度Z為5~15/sec且750~850℃之輥軋溫度範圍內進行。加工速度Z係從精整輥軋所致的鋼材截面減少率及精整輥軋時間，以下述式(i)求得之值。又，精整輥軋溫度以紅外線放射溫度計等測定精整輥軋機列出側之溫度即可。藉由管理精整輥軋的溫度、加工速度，便可使肥粒鐵變態前之沃斯田鐵粒變得更微細而提高肥粒鐵分率，因此可獲得預定的抗拉強度、組織。

Z={-ln(1-R)}/t…(i)

在此，R為精整輥軋所致的鋼材截面減少率，t係指精整輥軋時間(秒)。

截面減少率R係從輥軋棒線之精整輥軋前的截面積A0及精整輥軋後的截面積A以R=(A0-A)/A0求得。

精整輥軋時間t係輥軋棒線通過精整輥軋機列的時間(秒)，可將精整輥軋機列之第一台輥軋機至最後一台輥軋機的距離除以輥軋棒線之平均搬送速度而求得。

精整輥軋的溫度低於750℃或精整輥軋的加工速 度太大時，會從未再結晶的沃斯田鐵粒開始肥粒鐵變態。此時，冷卻後的組織會變得太過微細，使強度過度增高而降低冷鍛造性。相反地，精整輥軋的溫度超過850℃或加工速度太小時，再結晶後的沃斯田鐵粒會粗大化且肥粒鐵變態之開始溫度變低。此時，冷卻後的組織之肥粒鐵分率會變小，且冷鍛造性降低。

<冷卻步驟>

精整輥軋完畢後，令輥軋鋼材之表面溫度降至500℃的冷卻速度為0.2~5℃/sec來進行冷卻為佳。

降至500℃之平均冷卻速度一旦低於0.2℃/sec，從沃斯田鐵變態成肥粒鐵的時間就會變長，而有輥軋鋼材之表層部產生脫碳的疑慮。另一方面，平均冷卻速度一旦超過5℃/sec，便有形成麻田散鐵或變韌鐵等硬質組織的疑慮。

只要是包含上述製造步驟的製造過程，便可穩定獲得一輥軋棒線，該輥軋棒線具有可確保取得可作為高強度冷鍛造部品使用之程度之淬火硬度的淬火性，且即使省略球狀化退火處理或縮短處理時間仍可實現良好的冷鍛造性之抗拉強度及內部組織。

又，藉由將本實施形態之輥軋棒鋼或線材冷鍛造、施行淬火回火，可獲得高強度冷鍛造部品。

實施例

以下將藉由實施例具體說明本發明，惟本發明不受該等實施例限定。

即使為相同化學成分的鋼，組織也會因製造過程 而改變。所以，即使滿足本發明之化學成分，也有可能不符合本發明的重要條件。爰此，首先針對將化學成分相同之鋼在不同的製造條件下製造所得的各鋼材評估組織及特性。接著針對將化學成分互異之鋼塊熔製並在相同條件下製造輥軋鋼材所得的各鋼材評估組織及特性。

具體上，首先以電爐將表1所示化學成分之鋼熔製，並將製得之鋼塊加熱至1200℃，分塊輥軋成162mm方形的鋼片。在表1所示化學成分之鋼中，A0、A1、A2、A3具有相同的化學成分，B0、B1、B2、B3具有相同的化學成分。表1中之「-」標記係表示該元素含量為雜質等級，可判斷為實質上不含有。

針對該等鋼，就分塊輥軋後之鋼片到製品輥軋成預定徑長之線材的步驟分別改變製造條件而獲得棒鋼或線材。

即，表1中所示之本發明例A0、B0係進行高溫均熱處理將162mm方形的鋼片插入1280℃的爐內且均熱2hr後，取出至爐外並冷卻至室溫。接著在1040℃下將該鋼片加熱後，以精整輥軋溫度為820℃時成為預定徑長的方式進行製品輥軋而製出輥軋棒鋼或輥軋線材。此時，精整輥軋的加工速度為5~15/sec之範圍，且精整輥軋完畢後係以降至500℃之平均冷卻速度為0.4℃/sec來進行冷卻。

比較例A1、B1係使用分別與A0、B0為相同化學成分的162mm方形之鋼片並省略高溫均熱處理而進行製品輥軋。輥軋條件與A0、B0相同，在1040℃下加熱後以精整 輥軋溫度為820℃時成為預定徑長的方式進行製品輥軋而製出輥軋鋼材。此時，精整輥軋的加工速度為5~15/sec之範圍，且精整輥軋完畢後係以降至500℃之平均冷卻速度為0.4℃/sec來進行調整冷卻。

比較例A2、A3、B2、B3係進行高溫均熱處理將與本發明例A0、B0相同化學成分的162mm方形之鋼片插入已加熱至1280℃的爐內且均熱2hr後取出到爐外並冷卻至室溫。接著以表1所示方式設定製品輥軋前之加熱溫度及精整輥軋之溫度而製出輥軋棒鋼或輥軋線材。

具體上，比較例A2、B2係在製品輥軋之加熱溫度1050℃下加熱後，以輥軋溫度為920~940℃時成為預定徑長的方式進行精整輥軋而製出輥軋鋼材。此時，精整輥軋的加工速度為5~15/sec之範圍，且精整輥軋完畢後係以降至500℃之平均冷卻速度為0.4℃/sec來進行冷卻。

比較例A3、B3係在製品輥軋之加熱溫度1150℃下加熱後，以輥軋溫度為830℃時成為預定徑長的方式進行精整輥軋而製作輥軋鋼材。此時，精整輥軋的加工速度為5~15/sec之範圍，且精整輥軋完畢後係以降至500℃之平均冷卻速度為0.4℃/sec來進行冷卻。

接著針對表2所示化學成分之鋼No.1~29，以下述方法製作輥軋鋼材。表2中之「-」標記係表示該元素含量為雜質等級，可判斷為實質上不含有。

具體上，以電爐將表2所示化學成分之鋼熔製並將製得之鋼塊加熱至1200℃，分塊輥軋成162mm方形的鋼 片。接著進行高溫均熱處理將162mm方形之鋼片插入1280℃之爐內且均熱2hr後取出至爐外並冷卻至室溫。接著在1030~1050℃下將製品輥軋用素材加熱後，將精整輥軋溫度調整到750~850℃之間進行製品輥軋。此時，精整輥軋的加工速度均為5~15/sec之範圍，且精整輥軋完畢後係在降至500℃之平均冷卻速度為0.4~2℃/sec下進行冷卻。

針對上述方法製得的輥軋棒鋼或輥軋線材之直 徑、抗拉強度、肥粒鐵分率、淬火及回火後的硬度、冷鍛造性、異常粒子成長的發生有無進行調查並將結果顯示於表3、表4。

以下述記載之方法調查輥軋棒鋼或輥軋線材的抗拉強度、肥粒鐵分率、肥粒鐵分率與波來鐵分率之合計、淬火後之硬度、淬火及回火後的硬度、冷鍛造性、異常粒子成長的發生有無。

〈1〉輥軋棒鋼或輥軋線材之抗拉強度的調查：

從輥軋棒鋼或輥軋線材的中心位置以試驗片的長邊方向為鋼材之輥軋方向的方式採取JIS Z 2241中規定之14A號試驗片(惟，平行部直徑：6mm)。然後，以標點距離為30mm在室溫下實施抗拉試驗，求出抗拉強度。

〈2〉輥軋棒鋼或輥軋線材之肥粒鐵分率、波來鐵分率的調查：

將輥軋棒鋼或輥軋線材切斷成10mm的長度後，以橫截面成為被檢測面的方式實施樹脂包埋並進行鏡面研磨。接著以3%硝酸醇(硝太蝕劑液)將表面腐蝕使微組織露出。然後在相當於輥軋棒鋼或輥軋線材之D/4位置(D：輥軋棒鋼或輥軋線材之直徑)的位置上，以500倍倍率利用光學顯微鏡拍攝5視野的微組織照片鑑定各「相」，並使用影像解析軟體測定各視野之肥粒鐵面積率作為肥粒鐵分率，求出平均值。又，以同樣方式求出波來鐵分率，並求出肥粒鐵分率與波來鐵分率之合計。

〈3〉淬火硬度的調查：

將輥軋棒鋼或輥軋線材在200mmL的長度切斷後，在Ar氣體環境下加熱880℃×60min後浸漬於60℃之油槽中進行淬火。接著，從經淬火之丸棒的長邊方向中心位置採取10mm長度的試驗片後，以橫截面作為被檢測面進行研磨並測定橫截面中心部的HRC硬度。

〈4〉回火硬度的調查：

進行回火：將以前述方法進行淬火之丸棒的剩餘部分在大氣氣體環境下加熱425℃×60min後取出至爐外進行冷卻(大氣放冷)。從回火後的丸棒中心位置採取10mm長度的試驗片後，以橫截面作為被檢測面進行研磨並測定橫截面中心部的HRC硬度。

針對冷鍛造性及冷鍛造後的異常粒子成長係以使用前述輥軋棒鋼或輥軋線材實際冷鍛造成螺栓來作評估。

〈5〉冷鍛造性的調查：

從相當於前述輥軋棒鋼或輥軋線材之中心部的位置進行機械加工而切出φ 10.5mm×40mmL的丸棒。接著，於脫脂、酸洗後實施磷酸鋅處理(75℃、浸漬時間600sec)及金屬皂處理(80℃、浸漬時間180sec)，使表面附上一由磷酸鋅皮膜及金屬皂皮膜所構成之潤滑處理膜，作成螺栓鍛造用素材。螺栓鍛造係以可鍛造成形為圖1所示之形狀的方式設計模具並將之安裝到油壓鍛造壓機而進行冷鍛造，該模具可在第1步驟之鍛造將軸部壓製成形後，在第2步驟進行成形螺栓頭部及凸緣部之加工。圖1中之數值單位為mm。

冷鍛造性係在螺栓成形時以目視判別有無於螺栓表面產生破裂。於螺栓表面產生破裂之情況評估為NG，所有部分均未產失破裂之情況評估為OK。在螺栓表面的破裂主要係發生在螺栓頭部凸緣部的前端。

〈6〉再加熱時之異常粒子成長的調查：

為了確認在冷鍛造後之再加熱期間有無異常粒子成長的發生，係在惰性氣體環境之爐中將以冷鍛造成形之螺栓進行880℃×60min加熱後，浸漬於60℃之油槽進行淬火，再觀察螺栓之微組織以確認有無異常粒子成長的發生。具體上，係以可觀察螺栓之凸緣與軸部接頭之R部的內部組織之方式，將已淬火的螺栓沿軸方向平行切斷、施行樹脂包埋並進行鏡面研磨後，將表面腐蝕以使舊沃斯田鐵粒界露出，再藉由光學顯微鏡觀察螺栓凸緣部及軸部接頭R部之表面附近的微組織。以500倍倍率，從螺栓凸緣部及軸部接頭R部之表面起觀察到深度0.5mm的位置，均為整粒之情況判定為OK，有觀察到異常粒子成長之結晶粒之情況則判定為NG。而，在整粒之組織均呈現5~30μm左右的舊沃斯田鐵粒且夾雜有成長超過100μm之結晶粒的鋼係判定為有異常粒子成長。

從表3可知，本發明例之試驗編號A0、B0皆滿足化學成分及前述式<1>~<3>，且鋼材之製造條件適 當，所以具有抗拉強度皆在750MPa以下且肥粒鐵分率為40%以上的肥粒鐵、波來鐵組織。又，鋼材中心部之淬火硬度也在HRC硬度45以上，冷鍛造性也無問題，即使於冷鍛造後再加熱亦無發生異常粒子成長。

相對地，試驗編號A1~A3、B1~B3的抗拉強度、肥粒鐵分率都未達目標，且組織不為肥粒鐵、波來鐵組織，在冷鍛造性、異常粒子成長發生上有任一項以上未達目標。

試驗編號A1與A0為相同的化學成分，但因省略製品輥軋前之高溫均熱處理，所以肥粒鐵分率在40%以下，冷鍛造性很差，也未抑制異常粒子成長的發生。

試驗編號A2與A0為相同的化學成分，但因精整輥軋溫度高達940℃，所以抗拉強度在750MPa以上，肥粒鐵分率在40%以下，其結果就是冷鍛造性很差。

試驗編號A3與A0為相同的化學成分，但因製品輥軋之加熱溫度高達1150℃，所以抗拉強度在750MPa以上，其結果就是冷鍛造性很差。

試驗編號B1與B0為相同的化學成分，但因省略製品輥軋前之高溫均熱處理，所以肥粒鐵分率在40%以下，其結果就是冷鍛造性很差。而且也未抑制異常粒子成長的發生。

試驗編號B2與B0為相同的化學成分，但因精整輥軋溫度高達920℃，所以抗拉強度在750MPa以上，肥粒鐵分率在40%以下，冷鍛造性很差。

試驗編號B3與B0為相同的化學成分，但因製品輥軋之加熱溫度高達1150℃，所以抗拉強度在750MPa以上，肥粒鐵分率在40%以下，其結果就是冷鍛造性很差。

從表4可知，本發明例之試驗編號1~16的輥軋棒鋼或輥軋線材皆滿足化學成分及前述式<1>~<3>，且鋼材之製造條件適當，所以抗拉強度都在750MPa以下且組織為肥粒鐵分率在40%以上的肥粒鐵、波來鐵組織。而且鋼材中心部之淬火硬度為HRC45以上，回火硬度以HRC計為34以上，冷鍛造性也無問題。此外，於冷鍛造後進行加熱淬火也沒有發生異常粒子成長。

相對地，試驗編號17~29之輥軋棒鋼或輥軋線材係化學成分中之任一者或前述式<1>、<2>所示之Y1、Y2之值不滿足本發明規定，在鋼材中心部之淬火硬度、冷鍛造性、異常粒子成長的發生上有任一項以上未達目標。

試驗編號17、18的化學成分雖然滿足本發明之規定範圍，但Y1之值為Y2以下，所以鋼材中心部之淬火硬度低於HRC45、淬火性不夠充分。還有，其結果回火硬度便低於HRC34。

試驗編號19係C含量低於本發明之規定範圍，所以鋼材中心部之淬火硬度低於HRC45，淬火硬度不夠充分。還有，其結果回火硬度便低於HRC34。

試驗編號20係C含量高於本發明之規定範圍，且抗拉強度在750MPa以上，肥粒鐵分率在40%以下，所以 冷鍛造性很差。

試驗編號21係Mn含量高於本發明之規定範圍，且肥粒鐵變態之開始溫度變低，因此肥粒鐵分率在40%以下，冷鍛造性很差。

試驗編號22雖然抗拉強度在750MPa以下且肥粒鐵分率在40%以上，但S含量高於本發明之規定範圍，所以MnS變粗大，冷鍛造性很差。

試驗編號23係Cr含量低於本發明之規定範圍，鋼材中心部之淬火硬度低於HRC45，淬火性不夠充分。

試驗編號24不含有Nb，所以未抑制異常粒子成長的發生。

試驗編號25係Ti含量低於本發明之規定範圍，鋼材中心部之淬火硬度低於HRC45，淬火性不夠充分。還有，其結果回火硬度便低於HRC34。其原因認為是因為B與N發生反應而以BN的態樣析出所致。

試驗編號26係Ti含量高於本發明之規定範圍，抗拉強度在750MPa以上，冷鍛造性很差。

試驗編號27係B含量低於本發明之規定範圍，鋼材中心部之淬火硬度低於HRC45，淬火性不夠充分。還有，其結果回火硬度便低於HRC34。

試驗編號28係Cr含量高於本發明之規定範圍，有生成變韌鐵，所以抗拉強度在750MPa以上且肥粒鐵分率小於40%，冷鍛造性很差。

試驗編號29係V含量高於本發明之規定範圍。 由於V以微細的碳氮化物或碳化物析出，所以肥粒鐵分率雖在40%以上，但抗拉強度在750MPa以上，冷鍛造性很差。

產業上之可利用性

藉由使用本發明之高強度冷鍛造部品用輥軋棒線作為素材，可獲得一種即使省略球狀化退火處理或縮短處理時間仍可藉冷鍛造成形且即使加熱也可抑制結晶粒之異常粒子成長、淬火性優異的高強度冷鍛造部品。

Claims (5)

1. 一種冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材，其特徵在於：化學組成以質量%計含有C：0.24~0.36%、Si：低於0.40%、Mn：0.20~0.45%、S：低於0.020%、P：低於0.020%、Cr：0.70~1.45%、Al：0.005~0.060%、Ti：大於0.010%且在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Mg：0~0.0050%，且剩餘部分係由Fe及雜質所構成，並且，下述式<1>、<2>所示之Y1、Y2滿足下 述式<3>所示之關係，抗拉強度為750MPa以下，且內部組織為肥粒鐵、波來鐵組織，而且在前述內部組織中肥粒鐵分率為40%以上；Y1=[Mn]×[Cr]…<1> Y2=0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])…<2> Y1>Y2…<3>惟，上述式之[C]、[Mn]、[Cr]表示各元素以質量%計之含量，D表示輥軋棒鋼或輥軋線材以單位mm計之直徑。
2. 如請求項1之冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由下述元素所構成群組中之1種以上；Cu：0.03~0.50%、Ni：0.01~0.30%、Mo：0.005~0.050%、及V：0.005~0.050%。
3. 如請求項1或2之冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由下述元素所構成群組中之1種以上；Zr：0.003~0.050%、Ca：0.0005~0.0050%、及Mg：0.0005~0.0050%。
4. 如請求項1或2之冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀 的輥軋鋼材，其中前述化學組成以質量%計含有Nb：0.003~0.018%。
5. 如請求項3之冷鍛造部品用之呈棒鋼或線材之形狀的輥軋鋼材，其中前述化學組成以質量%計含有Nb：0.003~0.018%。