(57)【要約】  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）
2017094870.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。【０００３】
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。【０００４】
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。【０００５】
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。【０００６】
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。【０００７】
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。【０００８】
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。【０００９】
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。【００１０】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１２−１６２７９８号公報
【特許文献２】特開平９−１０４９４５号公報
【特許文献３】特開２０１３−２２７６０２号公報
【特許文献４】特開２００１−２３４２７７号公報
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】“Ｅｌｅｍｅｎｔｓ  ｏｆ  Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ  ａｎｄ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ  Ａｌｌｏｙｓ”，  ｅｄ．ｂｙ  Ｆ．Ｃ．Ｃａｍｐｂｅｌｌ，ＡＳＭ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｐａｒｋ，２００８，ｐｐ１８５−１９１．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
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。【００１４】
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。【００１５】
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。【００１６】
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。【００１７】
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。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
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。【００１９】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】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】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。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
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。
【００２２】
（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。
【００２３】
（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。
【００２４】
（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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
（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。
【００３０】
（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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
［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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
［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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
［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。
【００５９】
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。
【００６０】
［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。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
［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。
【００６４】
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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
［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。
【００７０】
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。
【００７１】
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）
【００７２】
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。
【００７３】
［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。
【００７４】
［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。
【００７５】
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。
【００７６】
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。
【００７７】
［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。
【００７８】
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。
【００７９】
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。
【００８０】
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。
【００８１】
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。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
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。
【００８５】
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。
【００８６】
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。
【００８７】
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。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
［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。
【００９１】
［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。
【００９２】
［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。
【００９３】
［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。
【００９４】
［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。
【００９５】
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。
【実施例１】
【００９６】
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。【００９７】
【表１】
2017094870.tif 000003
【００９８】
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。【００９９】
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。【０１００】
［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。【０１０１】
【表２】
2017094870.tif 000004
【０１０２】
［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。【０１０３】
［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。【０１０４】
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「×」）。【０１０５】
［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。【０１０６】
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。【０１０７】
［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。【０１０８】
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。【０１０９】
［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。【０１１０】
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。【０１１１】
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。【０１１２】
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。【０１１３】
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）【０１１４】
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。【０１１５】
［試験結果］
表２に試験結果を示す。【０１１６】
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。【０１１７】
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。【０１１８】
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。【０１１９】
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。【０１２０】
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。【０１２１】
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。
【実施例２】
【０１２２】
［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。【０１２３】
【表３】
2017094870.tif 000005
【０１２４】
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。【０１２５】
［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。【０１２６】
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。【０１２７】
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。【０１２８】
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。【０１２９】
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。【０１３０】
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。【０１３１】
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。
【図１】
2017094870.tif 000006
【図２】
2017094870.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】平成30年7月2日(2018.7.2)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【国際調査報告】
2017094870.tif 000008
2017094870.tif 000009
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