WO2017094870A1 - 冷間鍛造調質品用圧延棒線 - Google Patents

冷間鍛造調質品用圧延棒線 Download PDF

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佐野　直幸
直樹 松井
根石　豊
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a rolled bar that is a steel bar or a wire rod that has been hot-rolled (as-rolled), and more particularly, a cold-forged portion that is a cold forged and tempered part. It relates to a rolled rod for quality products.
  • parts such as shafts and bolts used as parts of various industrial machines, automobiles, and building structures are sometimes manufactured by cold forging from the viewpoint of dimensional accuracy, yield, and manufacturing cost.
  • a cold forged product may be used in the cold working state, but if further enhancement of strength is desired, tempering (quenching and tempering) is performed to increase the strength. It is done.
  • tempering quenching and tempering
  • those subjected to tempering treatment are referred to as cold forged tempered products in this specification.
  • alloy steel for machine structure As a steel material that is subjected to a tempering treatment to increase the strength, there is an alloy steel for machine structure defined in JIS G4053 (2008).
  • the alloy steel for machine structure include chrome steel, chrome molybdenum steel, and nickel chrome molybdenum steel. These steel materials contain a large amount of expensive Mo and Ni mainly for enhancing the hardenability and temper softening resistance.
  • B-containing steel steel containing boron (B) (B-containing steel) has become widespread.
  • B enhances the hardenability of steel, like alloy elements such as Mo and V.
  • the hydrogen embrittlement resistance may be low. Therefore, a B-containing steel having excellent hydrogen embrittlement resistance is required. Further, since the B-containing steel becomes a part (bolt or the like) by cold forging as described above, excellent cold workability is also required.
  • Patent Document 1 JP 2012-162798 A
  • Patent Document 2 JP 9-104945 A
  • Patent Document 3 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2013-227602
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-234277
  • Patent Document 1 proposes a steel for bolts having excellent delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance).
  • the bolt steel disclosed in this document has C: 0.20 to less than 0.40%, Si: 0.20 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.0%, P: 0.03 %: S: 0.03% or less, Ni: 0.05 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.50%, Cu: 1.0% or less, Al: 0.01 to 0.10 %, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0003 to 0.0050% and N: 0.002 to 0.010%, and further selected from the group consisting of Cu, Ni and Cr In addition, 0.10 to 3.0% in total is contained, the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the ratio of Si content [Si] to C content [C] ([Si ] / [C]) is 1.0 or more, and it is a ferrite pearlite structure.
  • Patent Document 2 proposes a steel for bolts having excellent cold workability and delayed fracture resistance.
  • the steel for bolts disclosed in this document is C: 0.15 to 0.35%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.3 to 1.3%, P: 0.01% or less, S : 0.01% or less, Cr: less than 0.5%, Ti: 0.01 to 0.10%, Al: 0.01 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.003%, and the balance : Fe and inevitable impurities, and satisfying the following formula 0.50 ⁇ [C] +0.15 [Si] +0.2 [Mn] +0.11 [Cr] ⁇ 0.60.
  • Patent Document 3 proposes a machine structural steel for cold working that can be sufficiently softened by performing a spheroidizing annealing treatment.
  • the mechanical structural steel disclosed in this document is C: 0.2-0.6%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.2-1.5%, P: 0.03 %: S: 0.001 to 0.05%, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.015% or less, and Cr: more than 0.5%, containing 2.0% or less
  • the balance is iron and inevitable impurities
  • Patent Document 4 proposes a high-strength steel excellent in fatigue characteristics.
  • the lower limit and upper limit of the total amount of C, Si, Mn, and Cr are specified, and the strength of the rolled material that can maintain cold workability, and the desired strength after tempering treatment The strength of the rolled material from which is obtained.
  • the Cr content and the Si content of the steel are low, the hardenability and the softening resistance after tempering may be low.
  • the area ratio of pro-eutectoid ferrite is estimated on the assumption of an equilibrium state, and the cold workability is improved by making it equal to or greater than a predetermined value.
  • the actual manufacturing process is continuous cooling, and the cooling rate varies depending on the manufacturing conditions. Therefore, cold workability may not be sufficiently obtained in actual operation.
  • the rolled bar for cold forged tempered product according to the present invention is in mass%, C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.35 to 1.5%, Mn: 0.20 to 0.40. %, P: less than 0.020%, S: less than 0.015%, Cr: 0.70 to 1.45%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.01 to 0.05% , B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0020 to 0.0080%, O: 0.0020% or less, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.30%, Mo : 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, and Nb: 0 to 0.05%, with the balance being Fe and impurities, satisfying formula (1) and formula (2) Has a chemical composition.
  • the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 30% or more.
  • the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention has a tensile strength of 700 MPa or less. 0.50 ⁇ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ⁇ 0.85 (1) Si / Mn> 1.0 (2)
  • the content (mass%) of a corresponding element is substituted for the element symbol in the above formula.
  • the rolled bar wire for cold forged tempered product according to the present invention has excellent cold workability, and has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when cold forged and tempered.
  • FIG. 1 is a side view of a test piece used in the Ono type rotating bending fatigue test of the example.
  • FIG. 2 is a side view of the annular V-notch test piece used in the hydrogen embrittlement resistance evaluation test of the example.
  • the present inventors have made various studies in order to solve the above problems. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • (B) In order to increase the hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product, it is effective to increase the tempering temperature during the manufacturing process. However, when the tempering temperature is increased, temper softening occurs. In order to increase the temper softening resistance, it is effective to increase the Si content above the component standard of the alloy steel for machine structure. Further, Mn in the steel promotes grain boundary segregation of P and promotes grain boundary fracture. Therefore, it is effective to make the Mn content lower than the component standard of the alloy steel for machine structure.
  • the rolled rod according to the present invention satisfies the formula (1) in order to maintain the cold workability while ensuring the hardenability. 0.50 ⁇ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ⁇ 0.85 (1) Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • fn1 C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22.
  • C, Si, Mn, and Cr are all elements that enhance the hardenability. Therefore, fn1 is an index of hardenability and cold workability.
  • fn1 If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained. In this case, high tensile strength and high fatigue strength cannot be obtained in a cold forged tempered product. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability of the rolled bar becomes too high. In this case, when the billet is finish-rolled to produce a rolled bar, bainite is generated in the steel, strength and hardness are increased, and cold workability is decreased. In this case, sufficient cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step.
  • the cold workability of the rolled bar for cold forged tempered products depends on the matrix structure of the steel. If the matrix structure is mainly a mixed structure of pro-eutectoid ferrite and pearlite and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is high, the cold workability is excellent. Specifically, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more of the total in the matrix structure inside the cold forged tempered rolled bar, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite Is 30% or more, the cold workability is enhanced.
  • the rolled bar wire for cold forged tempered product according to the present invention completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.35 to 1.5%, Mn : 0.20 to 0.40%, P: less than 0.020%, S: less than 0.015%, Cr: 0.70 to 1.45%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.01 to 0.05%, B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0020 to 0.0080%, O: 0.0020% or less, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.30%, Mo: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, and Nb: 0 to 0.05%, with the balance being Fe and impurities.
  • the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 30% or more.
  • the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention has a tensile strength of 700 MPa or less. 0.50 ⁇ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ⁇ 0.85 (1) Si / Mn> 1.0 (2)
  • the content (mass%) of a corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) and (2).
  • the cold forged tempered product means a part that has been cold forged and tempered (quenched and tempered).
  • a rolled bar means a steel bar or a wire as hot rolled (a so-called as-roll material).
  • the chemical composition is Cu: 0.02 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.30%, Mo: 0.005 to 0.05%, and V: 0.005 to 0.05%. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of.
  • the chemical composition may contain Nb: 0.0015 to 0.05%.
  • the manufacturing method of the above-mentioned cold forged tempered rolled bar wire includes a split rolling process and a finish rolling process.
  • the material having the above chemical composition is heated to a temperature of 1200 ° C. or higher, and then the block rolling is performed to manufacture the billet.
  • the finish rolling step the billet is heated to a temperature of 1050 ° C. or lower, and then finish rolling is performed to produce a rolled bar.
  • the finish rolling step is a step of producing a rolled bar by finishing rolling the billet at a processing speed Z defined by the formula (3) of 5 to 15 / second in the range of the billet temperature of 750 to 850 ° C.
  • R in Formula (3) is a cross-sectional reduction rate (%) in finish rolling, and is defined by Formula (4).
  • t is the finish rolling time (seconds).
  • R (A 0 ⁇ A) / A 0 (4)
  • a 0 is the cross-sectional area (mm 2 ) of the billet before finish rolling
  • A is the cross-sectional area (mm 2 ) of the rolled bar after finish rolling.
  • the chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered products of the present invention contains the following elements.
  • C 0.22 to 0.40% Carbon (C) increases the strength of the steel. If the C content is less than 0.22%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the cold workability of the steel material decreases. Therefore, the C content is 0.22 to 0.40%.
  • the preferable lower limit of the C content when further improving the hardenability is 0.26%.
  • the minimum with preferable C content is 0.24%, More preferably, it is 0.26%.
  • the upper limit with preferable C content in the case of improving cold workability further is 0.35%.
  • Si 0.35-1.5% Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further strengthens the steel material by dissolving in ferrite. Si further suppresses precipitation of cementite and increases the temper softening resistance of the steel material.
  • Si has the following effects.
  • the melting point of deoxidation product MnO—SiO 2 is as low as about 1250 ° C. Therefore, MnO—SiO 2 is a liquid in the molten metal before solidification, and becomes a vitrified soft inclusion after solidification. MnO—SiO 2 is refined by being stretched and divided during hot rolling. For this reason, the coarse inclusion which inhibits fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance decreases, and fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance increase.
  • the Si content (0.15 to 0.35%) specified in JIS standard chromium steel is used. It is insufficient. Specifically, the above effect cannot be obtained if the Si content is less than 0.35%. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the strength of the steel material becomes too high and the cold workability deteriorates. Accordingly, the Si content is 0.35 to 1.5%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.36%, More preferably, it is 0.38%. When further improving the cold workability, the preferable upper limit of the Si content is less than 1.0%.
  • Mn 0.20 to 0.40%
  • Mn Manganese
  • Mn content is less than 0.20%, these effects cannot be obtained.
  • Mn content is too high, Mn may segregate at the grain boundary and promote grain boundary fracture when the tempering treatment is performed. Furthermore, it is difficult to obtain appropriate MnO—SiO 2 . For this reason, the hydrogen embrittlement resistance is reduced.
  • Mn content (0.60 to 0.85%) specified in JIS standard chromium steel, it is difficult to suppress grain boundary fracture due to segregation, and it is difficult to obtain appropriate MnO—SiO 2 . Therefore, the Mn content is 0.20 to 0.40%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.22%, and a preferable upper limit is 0.35%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P tends to segregate at austenite grain boundaries, and causes tempering cracks and grain boundary destruction after tempering treatment. Therefore, the P content is less than 0.020%. The upper limit with preferable P content is less than 0.010%. The P content is preferably as low as possible.
  • S Sulfur
  • S is an impurity. S forms sulfides and reduces cold workability. Accordingly, the S content is less than 0.015%.
  • the S content is preferably as low as possible.
  • Chromium (Cr) improves the hardenability of the steel material. If the Cr content is less than 0.70%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.45%, the hardenability becomes too high, and bainite is generated during cooling after hot rolling. In this case, the strength of the steel becomes excessively high, and the cold workability of the rolled bar wire decreases. Therefore, the Cr content is 0.70 to 1.45%.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.90%, and a preferable upper limit is 1.20%.
  • Al 0.005 to 0.060%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further binds to N to form AlN and fixes N. Al further suppresses austenite grain coarsening during heating due to the pinning effect of the AlN particles. If the Al content is less than 0.005%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.060%, Al 2 O 3 is excessively generated and cold workability is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.060%. When improving cold workability, the upper limit with preferable Al content is 0.060%, More preferably, it is 0.050%, More preferably, it is 0.045%.
  • the Al content means the total amount of Al contained in the steel.
  • Ti 0.01 to 0.05% Titanium (Ti) combines with N to form TiN, and fixes N. Ti further suppresses austenite grain coarsening during heating due to the pinning effect of TiN particles. If the Ti content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.05%, a large amount of Ti (C, N) precipitates and the strength of the steel material becomes excessively high. In this case, the cold workability of the steel is reduced. Therefore, the Ti content is 0.01 to 0.05%. A preferable lower limit of the Ti content is 0.05%. The upper limit with preferable Ti content is 0.045%.
  • B 0.0003 to 0.0040% Boron (B) increases the hardenability of the steel. B further suppresses the grain boundary segregation of P and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If the B content is less than 0.0003%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0040%, the effect of improving hardenability is saturated. Furthermore, coarse BN is generated and cold workability and toughness are reduced. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0040%. When B is combined with solute N to form BN, the amount of solute B is reduced, and the hardenability is reduced.
  • a preferable lower limit of the B content for sufficiently securing the solid solution B amount and further improving the hardenability is 0.0005%, and more preferably 0.0010%.
  • the upper limit with preferable B content for further suppressing the fall of cold workability and toughness is 0.0030%, More preferably, it is 0.0025%.
  • N 0.0020 to 0.0080% Nitrogen (N) combines with Al and Ti in the steel to form nitrides, and suppresses coarsening of austenite grains during heating. If the N content is less than 0.0020%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if N content exceeds 0.0080%, BN will produce
  • Oxygen (O) is an impurity. O forms an oxide and reduces cold workability. If the O content exceeds 0.0020%, a large amount of oxide is generated and MnS is coarsened, so that the cold workability is remarkably lowered. Therefore, the O content is 0.0020% or less. The upper limit with preferable O content is 0.0018%. The O content is preferably as low as possible.
  • the balance of the chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered product according to the present invention is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially manufacturing the rolled bar, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means what will be done.
  • the rolled bar for cold forged tempered product described above may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, and V instead of a part of Fe. . All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of the steel.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu increases the hardenability of the steel. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the hardenability becomes too high and bainite is likely to be generated. In this case, cold workability falls. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect more effectively is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.30%, More preferably, it is 0.20%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni increases the hardenability of the steel and further increases the grain boundary strength. However, if the Ni content exceeds 0.30%, the effect is saturated and the steel material cost is increased. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Ni content for acquiring the said effect more effectively is 0.01%, More preferably, it is 0.03%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.20%, More preferably, it is 0.10%.
  • Mo 0 to 0.05%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the hardenability of the steel. However, if the Mo content exceeds 0.05%, the hardenability becomes too high and bainite and martensite are easily generated. In this case, the cold workability of the steel is reduced. Therefore, the Mo content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%. The upper limit with preferable Mo content is 0.03%, More preferably, it is 0.02%.
  • V 0 to 0.05%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V increases the hardenability of the steel. V further increases the strength of the steel by forming carbides, nitrides or carbonitrides. However, if the V content exceeds 0.05%, carbides and the like are coarsened and cold workability is lowered. Therefore, the V content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable V content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%. When improving cold workability, the upper limit with preferable V content is 0.03%, More preferably, it is 0.02%.
  • the chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered product according to the present invention may further contain Nb instead of a part of Fe.
  • Niobium is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with C and N to form carbides, nitrides or carbonitrides and refines the crystal grains. Nb further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product manufactured using the rolled bar of the present invention. However, if the Nb content exceeds 0.05%, coarse carbides or the like are generated and the cold workability of the rolled bar wire is lowered. Therefore, the Nb content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect more effectively is 0.0015%. The upper limit with preferable Nb content is 0.04%, More preferably, it is 0.03%.
  • Fn1 C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 is an index of steel strength and cold workability.
  • fn1 represents the carbon equivalent of the steel material. If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained, and tensile strength and fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability becomes too high. In this case, when the rolled bar is rolled, bainite and / or martensite is generated, the strength and hardness of the steel becomes too high, and the cold workability decreases.
  • fn1 0.50 to 0.85, sufficient cold workability can be obtained without obtaining long-time softening heat treatment while obtaining excellent hardenability.
  • a preferred lower limit of fn1 is 0.55.
  • a preferable upper limit of fn1 is 0.80.
  • MnO—SiO 2 has a melting point of about 1250 ° C. Therefore, although it is liquid in the molten metal before solidification, it becomes solid in the steel piece after solidification, and becomes a vitrified soft inclusion. This inclusion is stretched and divided during hot rolling to be refined. Therefore, the fatigue strength is improved and the hydrogen embrittlement resistance is improved. In order to obtain fine MnO—SiO 2 , it is necessary to appropriately control the ratio of Si to Mn. This index is fn2.
  • fn2 As the fn2 increases, the fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product manufactured using the rolled bar wire increase. When fn2 exceeds 1.0, the hydrogen embrittlement resistance is remarkably superior to that of JIS standard SCM435. Therefore, as shown in Formula (2), fn2> 1.0. A preferred lower limit of fn2 is 1.2.
  • the matrix structure of the rolled bar for cold forged tempered product according to the present invention is mainly composed of proeutectoid ferrite and pearlite.
  • “mainly the matrix structure is composed of pro-eutectoid ferrite and pearlite” means that the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more in the matrix structure.
  • the balance of the matrix structure of the rolled bar for cold forged tempered product according to the present invention is, for example, bainite and martensite.
  • the tensile strength of the cold forged tempered rolled bar wire according to the present invention is 700 MPa or less.
  • Proeutectoid ferrite and pearlite are softer than bainite and have excellent cold workability.
  • pro-eutectoid ferrite has better cold workability than pearlite. If the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is less than 90%, or if the pro-eutectoid ferrite area ratio is less than 30%, sufficient cold workability cannot be obtained. If the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 30% or more, excellent cold workability can be obtained.
  • the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is preferably 92% or more, and more preferably 95% or more.
  • a preferable lower limit of the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 35% or more, and more preferably 40% or more.
  • the rolled bar for cold forged tempered product of the present invention has excellent cold workability.
  • the lower limit of the tensile strength is not particularly limited, but is, for example, 500 MPa.
  • the matrix structure is measured by the following method.
  • a sample is taken from the R / 2 portion of the rolled bar (R is the distance from the central axis of the bar to the outer peripheral surface).
  • R is the distance from the central axis of the bar to the outer peripheral surface.
  • a surface perpendicular to the rolling direction of the rolling bar is taken as an observation surface.
  • the observation surface is polished, it is etched with 3% nitric acid alcohol (nitral etchant).
  • the etched observation surface is observed with a 500 ⁇ optical microscope to generate photographic images with arbitrary five fields of view.
  • each phase such as pro-eutectoid ferrite, pearlite, bainite, martensite has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is specified based on the contrast.
  • the identified phase obtains the area of pro-eutectoid ferrite in each field ([mu] m 2), and area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the sum of the areas of pro-eutectoid ferrite and pearlite in all fields of view to the total area of all fields of view is defined as the total area ratio (%) of pro-eutectoid ferrite and pearlite.
  • the ratio of the total area of pro-eutectoid ferrite in all visual fields to the total area of all visual fields is defined as the pro-eutectoid ferrite area ratio (%).
  • the diameter Dc (critical diameter, unit: mm) of the rolled bar wire satisfies the following formula (A).
  • D C 4 ⁇ (0.70Si + 1.0) ⁇ (3.33Mn + 1.0) ⁇ (2.16Cr + 1.0) (A)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol.
  • the C content is 0.3% and the austenite grain size number is No.
  • Reference diameter D B of 8 round bar is about 0.165 inches (about 4 mm).
  • the reference diameter D B, critical diameter obtained in C content only means (round bar central portion diameter is 50% martensite).
  • the critical diameter D C is defined using the reference diameter D B.
  • f (X) is a function of the content X of the alloy element X and is called a hardenability factor peculiar to each alloy element. In this invention, it defines with the following formula
  • the critical diameter D C of the rolled bar wire with ensured hardenability is defined by the following formula (A).
  • D C 4 ⁇ (0.70Si + 1.0) ⁇ (3.33Mn + 1.0) ⁇ (2.16Cr + 1.0) (A)
  • the diameter of the rolled bar is not more than the critical diameter D C , further sufficient hardenability can be obtained.
  • a material having the above chemical composition is prepared.
  • the material is manufactured by the following method.
  • Molten steel having the above-described chemical composition is manufactured using a converter, an electric furnace, or the like.
  • a slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel.
  • an ingot is manufactured by an ingot-making method using molten steel.
  • Prepared materials (slabs, ingots) are heated and then rolled using a rolling mill, and if necessary, after the rolling, further rolled by a continuous rolling mill to produce billets.
  • a continuous rolling mill horizontal roll stands and vertical roll stands are alternately arranged in a row, and the material is rolled into billets using the hole molds formed in the rolling rolls of each stand.
  • the preferable heating temperature of the raw material before the partial rolling is 1200 ° C. or higher. If the heating temperature is 1200 ° C. or higher, coarse carbonitrides and carbides such as Ti (C, N) and TiC generated during solidification of the material will be dissolved during heating. Since coarse carbonitride is suppressed, the cold workability of the rolled bar is enhanced.
  • Hot billeting is further performed on the billet produced by the block rolling process to produce a rolled bar for cold forging tempered products.
  • the billet is charged into a heating furnace and heated.
  • a preferable heating temperature is 1050 ° C. or less. If the heating temperature at the time of product rolling is too high, fine carbides and carbonitrides precipitated after the split rolling process will be dissolved again. In this case, carbides and carbonitrides are coherently precipitated during ferrite transformation during cooling after finish rolling. The precipitated carbonitrides and carbides increase the strength of the steel after product rolling and decrease the cold workability. If heating temperature is 1050 degrees C or less, since the excessive solid solution of a carbide
  • finish rolling in a finishing rolling mill row to obtain a rod with a predetermined diameter.
  • the finish rolling mill row includes a plurality of stands arranged in a row. Each stand includes a plurality of rolls arranged around the pass line. A billet is rolled using the hole type
  • the manufacturing conditions in finish rolling using a finish rolling mill train are as follows.
  • the finishing temperature means the surface temperature (° C.) of the billet on the exit side of the stand (hereinafter referred to as the finishing stand) that finally presses down the billet among the plurality of stands in the finishing rolling mill row.
  • the finishing temperature is obtained by measuring the surface temperature of the billet using an infrared radiation thermometer arranged on the exit side of the finishing stand.
  • the finishing temperature is less than 750 ° C.
  • ferrite transformation starts from unrecrystallized austenite grains, and the matrix structure after cooling becomes too fine.
  • the tensile strength of steel exceeds 700 MPa, and cold workability is reduced.
  • the finishing temperature exceeds 850 ° C.
  • the austenite grains after recrystallization are coarsened, and the start temperature of ferrite transformation is lowered. Therefore, the area ratio of pro-eutectoid ferrite after cooling becomes small. Furthermore, a hard structure such as bainite may be generated. As a result, the tensile strength of steel exceeds 700 MPa and cold workability is reduced.
  • the matrix structure is composed of pro-eutectoid ferrite and pearlite on condition that the cooling condition described later is satisfied. Specifically, the total area of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure is 90% or more.
  • Machining speed Z 5 to 15 / sec
  • the machining speed Z (/ sec) is defined by equation (3).
  • Z ⁇ ln (1-R) / t (3)
  • R in Formula (3) is a cross-sectional reduction rate (%) in finish rolling by the finish rolling mill train.
  • t is the finish rolling time (seconds).
  • the cross-sectional reduction rate R is defined by equation (4).
  • R (A 0 ⁇ A) / A 0 (4)
  • a 0 is the cross-sectional area (mm 2 ) of the billet before finish rolling
  • A is the cross-sectional area (mm 2 ) of the bar wire after finish rolling.
  • the finishing rolling time t is the time for the billet to pass through the finishing rolling mill row, and the distance (m) from the first stand (rolling mill) to the last stand (rolling mill) in the finishing rolling mill row is the average transport of the billet.
  • the processing speed Z is 5 to 15 / second, the matrix structure after cooling is unlikely to become fine, and the tensile strength of the bar wire can be set to 700 MPa or less. As a result, cold workability is enhanced. If the processing speed Z is less than 5 / sec, recrystallization does not occur sufficiently, the austenite crystal grains become coarse and the hardenability increases. As a result, the area ratio of pro-eutectoid ferrite decreases, the area ratio of hard bainite and martensite structure increases, and the tensile strength of the rolled bar exceeds 700 MPa.
  • the austenite grains are refined by recrystallization, the hardenability is reduced and the pro-eutectoid ferrite area ratio is increased, but the ferrite grains become too fine and The tensile strength exceeds 700 MPa.
  • Cooling rate to 500 ° C. after finish rolling 0.2 to 5.0 ° C./sec
  • the cooling rate until the surface temperature of the rolled bar reaches 500 ° C. is 0.2 to 5.0 ° C. / Sec.
  • the cooling rate is 0.2 to 5.0 ° C./second
  • the total area of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure can be 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite can be 30% or more.
  • the cooling rate exceeds 5.0 ° C./second hard bainite or the like is easily generated in the steel, and the tensile strength of the rolled bar exceeds 700 MPa.
  • the lower limit of the cooling rate is not particularly limited, but considering the actual production operation, the lower limit of the cooling rate is, for example, 0.2 ° C./second.
  • the rolled bar for cold forging of the present invention is manufactured. That is, the rolled bar for cold forging is a so-called rolled material (azu roll material).
  • the matrix structure of the rolled bar for cold forging is made of pro-eutectoid ferrite and pearlite, and the tensile strength is 700 MPa or less. Therefore, it is excellent in cold workability.
  • a bolt manufacturing method will be described as an example of a method for manufacturing a cold forged tempered product using the above-described rolled bar.
  • This manufacturing method includes a wire drawing step, a cold forging step, and a tempering treatment step (quenching and tempering step).
  • a tempering treatment step quenching and tempering step
  • a steel wire is manufactured by performing a wire drawing process on the above-described rolled bar.
  • the wire drawing may be performed only by primary wire drawing, or may be performed a plurality of times such as secondary wire drawing.
  • a lubricating film is formed on the surface of the wire.
  • the lubricating coating is, for example, a phosphate coating or a non-phosphorous lubricating coating.
  • Cold forging process The steel wire after drawing is cut into a predetermined length, and cold forging is performed on the cut steel wire to produce a cold forged product (here, a bolt).
  • the cold forged product is subjected to a tempering treatment (quenching and tempering) under known conditions to produce a cold forged tempered product. Since the hardenability of the above-mentioned rolled bar is high, a high-strength cold forged tempered product can be obtained by performing a tempering treatment. Specifically, a cold forged tempered product having a tensile strength of 1000 to 1300 MPa can be produced by appropriately adjusting the quenching temperature and the tempering temperature.
  • the cold forged tempered product manufactured by the above manufacturing process has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • steel type l had a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008).
  • Blooms were manufactured using molten steel of each steel type.
  • the bloom was heated at 1250 ° C. and then subjected to ingot rolling to produce billets having a cross section of 162 mm ⁇ 162 mm (ingot rolling process).
  • the billet was heated to 1030 to 1050 ° C. and subjected to finish rolling to produce a round bar having a diameter of 20 mm (finish rolling process).
  • finish rolling temperature was 750 to 780 ° C., and the processing speed was 5 to 15 / second.
  • the cooling rate until the surface temperature reached 500 ° C. was 0.2 to 5.0 ° C./second.
  • the following evaluation test was implemented with respect to the round bar manufactured by the above manufacturing process.
  • F + P in Table 2 means that the matrix structure is composed of pro-eutectoid ferrite and pearlite, and the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more.
  • F + B means that the matrix structure is composed of pro-eutectoid ferrite and bainite.
  • F + P + B means that the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite, pearlite, and bainite.
  • a compression test was carried out at room temperature (25 ° C.) in the atmosphere at a deformation rate of 2 mm / min (10 ⁇ 3 / sec in terms of strain rate). Compression was carried out until the compression rate calculated from the change in the height direction reached 60%, and then unloaded.
  • the surface of the cylindrical test piece after the test was visually observed using a 10-fold magnifier to check for cracks. When no crack was confirmed, it was judged that the cold workability was high (“ ⁇ ” in Table 2). On the other hand, when a crack was confirmed, it was judged that the cold workability was low (“ ⁇ ” in Table 2).
  • the conditioned tempered cylindrical specimen was cut in a direction perpendicular to the axial direction.
  • a Vickers hardness test based on JIS Z2244 (2011) was performed at any five points in the 2 / R part of the cut surface.
  • the test force was 4.9N.
  • the average value of the obtained numerical values of 5 points was defined as the Vickers hardness (HV) of the test number.
  • HV Vickers hardness
  • a fatigue test was performed using a test piece simulating a cold forged tempered product. Conditioning treatment (quenching and tempering) was performed on the round bars of each test number, and the surface was adjusted so that the Vickers hardness was 360 to 370 HV.
  • a fatigue test piece shown in FIG. 1 was prepared from the tempered round bar. Each numerical value in FIG. 1 shows the dimension (mm) of a corresponding location. “R24” in FIG. 1 indicates that the radius of curvature of the corresponding curved portion is 24 mm, and “ ⁇ 8” indicates that the diameter is 8 mm.
  • the central axis of the fatigue test piece was coaxial with the central axis of the round bar.
  • a plurality of annular V-notch test pieces shown in FIG. 2 were prepared for each round bar of each test number from the round bar after the tempering treatment.
  • the numerical value in which the unit in FIG. 2 is not shown shows the dimension (a unit is mm) of the corresponding site
  • the “ ⁇ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part.
  • 60 ° indicates that the V-notch angle is 60 °.
  • “0.175R” indicates that the V-notch bottom radius is 0.175 mm.
  • the electrolytic charging method was performed as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was taken into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece.
  • a galvanized film was formed on the surface of the test piece to prevent hydrogen from escaping in the test piece.
  • a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a tensile stress having a nominal stress of 1080 MPa was applied to the V-notch cross section of the test piece.
  • the test piece that was broken during the test and the test piece that was not broken were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph apparatus to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, in each test number, the maximum hydrogen amount among the test pieces that did not break was defined as the limit diffusible hydrogen amount Hc.
  • the critical diffusion hydrogen amount of the steel l having a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008) was used as the standard (Href) of the critical diffusible hydrogen amount ratio HR.
  • Href the limit diffusible hydrogen amount ratio
  • HR Hc / Href (B)
  • the chemical composition of the rolling bars of test numbers 1 to 6 is appropriate, fn1 satisfies the formula (1), and fn2 satisfies the formula (2). Furthermore, the manufacturing conditions were appropriate. Therefore, in the matrix structure, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite was 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was 30% or more. The tensile strength was 700 MPa or less. As a result, these rolled bar wires had excellent cold workability.
  • the Vickers hardness after tempering was 320 HV or higher, corresponding to a tensile strength of 1000 MPa or higher. Furthermore, the fatigue strength was 550 MPa or more, the HR exceeded 1.00, and excellent fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance were exhibited.
  • fn1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, even when tempering was performed at a tempering temperature of 435 ° C., the Vickers hardness was less than 320 HV. Therefore, the fatigue strength was less than 550 MPa.
  • fn1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the matrix structure was composed of ferrite and bainite, and the tensile strength of the rolled bar exceeded 900 MPa. As a result, the cold workability of the rolled bar was low.
  • Example 1 For the manufactured round bar, a microstructure observation test, a tensile test, and a cold workability evaluation test were performed in the same manner as in Example 1.
  • Table 3 shows the evaluation results.
  • the production conditions heating temperature T1, heating temperature T2, finishing temperature T3, processing speed Z, cooling rate
  • the block rolling process and the finishing rolling process were all appropriate. Therefore, in the matrix structure, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite was 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was 30% or more.
  • the tensile strength TS was 700 MPa or less. As a result, the cold workability was excellent.
  • test number 16 and test number 22 the machining speed Z was too slow. Therefore, the tensile strength exceeded 700 MPa and the cold workability was low.
  • test number 18 and test number 24 the cooling rate was too fast. Therefore, the matrix structure contained bainite and the tensile strength exceeded 700 MPa. As a result, cold workability was low.

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Abstract

優れた冷間加工性と、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とを有する冷間鍛造調質品用圧延棒線を提供する。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、初析フェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上、初析フェライトの面積率は３０％以上で、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）

Description

冷間鍛造調質品用圧延棒線
　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　Ｇ４０５３（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。
特開２０１２－１６２７９８号公報 特開平９－１０４９４５号公報 特開２０１３－２２７６０２号公報 特開２００１－２３４２７７号公報
"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％、及び、Ｎｂ：０～０．０５％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する。マトリクス組織において、初析フェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、初析フェライトの面積率は３０％以上である。本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、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。
　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。
図１は、実施例の小野式回転曲げ疲労試験で用いた、試験片の側面図である。 図２は、実施例の耐水素脆化特性評価試験で用いた、環状Ｖノッチ試験片の側面図である。
　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　Ｇ４０５３（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。
　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。
　（Ｅ）冷間鍛造調質品用圧延棒線の冷間加工性は、上記事項に加えて、鋼のマトリクス組織にも依存する。マトリクス組織が主として初析フェライトとパーライトとの混合組織であり、かつ、初析フェライトの面積率が高ければ、冷間加工性に優れる。具体的には、冷間鍛造調質品用圧延棒線の内部のマトリクス組織中において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が全体の９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が３０％以上であれば、冷間加工性が高まる。
　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％、及び、Ｎｂ：０～０．０５％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する。マトリクス組織において、初析フェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、初析フェライトの面積率は３０％以上である。本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、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。
　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。また、上記化学組成は、Ｎｂ：０．００１５～０．０５％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。分塊圧延工程では、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。仕上げ圧延工程では、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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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０．０６０％であり、さらに好ましくは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０．０５％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。
　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。
　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。
　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。
　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。上記効果をより有効に得るための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。上記効果をより有効に得るための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。上記効果をより有効に得るための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。上記効果をより有効に得るための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。上記効果をより有効に得るための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。
　［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。
　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。
　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、主として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「主として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。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の残部はたとえば、ベイナイト及びマルテンサイトである。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。
　初析フェライト及びパーライトは、ベイナイトよりも軟質であり、冷間加工性に優れる。さらに、初析フェライトはパーライトよりも冷間加工性に優れる。初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満、又は、初析フェライト面積率が３０％未満であれば、十分な冷間加工性が得られない。初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が３０％以上であれば、優れた冷間加工性が得られる。
　初析フェライト及びパーライトの総面積率は、好ましくは９２％以上であり、さらに好ましくは９５％以上である。初析フェライトの面積率の好ましい下限は３５％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
　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。同様に、全ての視野での初析フェライトの面積の総和の、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Ｄc（臨界直径、単位はｍｍ）は次の式（Ａ）を満たす。
　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。本発明に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）
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。加工速度Ｚが５／秒未満であれば、再結晶が十分生じず、オーステナイト結晶粒が粗くなり焼入れ性が増加する。その結果、初析フェライトの面積率が低下し、硬質なベイナイトやマルテンサイト組織の面積率が増加し、圧延棒線の引張強度が７００ＭＰａを超える。加工速度Ｚが１５／秒を超えれば、再結晶によってオーステナイト結晶粒が微細化し、焼き入れ性が低下して初析フェライト面積率は増加するが、フェライト結晶粒が微細になりすぎて棒線の引張強度が７００ＭＰａを超える。
　仕上げ圧延後５００℃までの冷却速度：０．２～５．０℃／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０．２～５．０℃／秒である。冷却速度が０．２～５．０℃／秒であれば、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を９０％以上とし、初析フェライトの面積率を３０％以上とできる。冷却速度が５．０℃／秒を超えれば、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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１を参照して、鋼種ｌはＪＩＳ　Ｇ４０５３（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２／Ｒ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（％）及び初析フェライトの面積率を求めた。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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［引張試験］
　各試験番号の丸棒の中心位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（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。
　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「×」）。
　［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。
　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２／Ｒ部の任意の５点において、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（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。
　上述の疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ　Ｚ２２７４（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。
　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　Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼ｌ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。
　試験番号１～６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、マトリクス組織において、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率は３０％以上であった。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、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。
　一方、試験番号７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８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９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１０及び１１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及び鋼種ｄ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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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１３及び試験番号１９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、マトリクス組織において、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率は３０％以上であった。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１４及び試験番号２０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１５及び試験番号２１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１６及び試験番号２２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１７及び試験番号２３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１８及び試験番号２４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 (4)

  1. 　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％、及び、
    　Ｎｂ：０～０．０５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、
    　マトリクス組織において、初析フェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、前記初析フェライトの面積率は３０％以上であり、
    　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。
  2. 　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。
  3. 　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。
  4. 　請求項１～請求項３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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