(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％として、
Ｃ：０．１〜０．６５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ａｌ：０．０１５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．００７％
を含有し、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００３％以下
に制限し、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、鋼組織が、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域は、フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しマルテンサイトと、ベイナイトおよびパーライトのうちの１種または２種とからなり、中心部は、フェライト−パーライトであり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の硬さに比べてＨＶ２０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項２】
質量％でさらに、
Ｔｉ：０．２％以下
を含有することを特徴とする請求項１に記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項３】
質量％でさらに、
Ｎｉ：３．５％以下、
Ｃｒ：２％以下、
Ｍｏ：１％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項４】
質量％でさらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０３〜０．３％
の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の内のいずれか１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項５】
質量％でさらに、
Ｔｅ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｚｒ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０３５％以下、
Ｙ：０．１％以下、
希土類元素：０．１５％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の内のいずれか１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項６】
表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のオーステナイト結晶粒度が８番以上であることを特徴とする請求項１〜５の内のいずれか１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項７】
請求項１〜５の内のいずれか１つに記載の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最終仕上圧延出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃となるように仕上圧延した後、「急冷により表面温度を６００℃以下にし、その後鋼材の顕熱により表面温度が２００〜７００℃になるように復熱させる」工程を少なくとも１回以上施すことにより、鋼組織を、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域は、フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しマルテンサイトと、ベイナイトおよびパーライトのうちの１種または２種とし、中心部は、フェライト−パーライトとし、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の硬さに比べてＨＶ２０以上軟らかい組織とすることを特徴とする球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜６の内のいずれか１つに記載の棒線材の球状化焼鈍材であって、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のＪＩＳ  Ｇ３５３９で規定する球状化組織の程度がＮｏ．２以内であり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の球状化組織の程度がＮｏ．３以内であることを特徴とする延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【請求項９】
表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェライト結晶粒度が８番以上であることを特徴とする請求項８に記載の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の機械構造用部品の製造に用いる冷間鍛造用棒線材及びその製造方法に関するもので、特に加工度の大きい冷間鍛造に適した延性に優れた冷間鍛造用棒線材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車用部品、建設機械用部品等の機械構造用部品を製造する構造用鋼材としては、機械構造用炭素鋼材や機械構造用低合金鋼材が用いられている。
これらの鋼材から自動車のボルト、ロット、エンジン部品、駆動系部品等の機械構造部品を製造するには、従来は主として熱間鍛造−切削工程により製造されているが、生産性の向上等を狙いとして、冷間鍛造工程への切り替えが指向されている。冷間鍛造工程では、通常、熱間圧延材に球状化焼鈍（ＳＡ）を施して冷間加工性を確保した後に、冷間鍛造が施されている。ところが、冷間鍛造では鋼材に加工硬化が生じ、延性が低下して割れ発生や金型寿命の低下を招くことが問題である。特に加工度が大きい冷鍛では、冷鍛時の割れ、つまり鋼材の延性の不足が熱鍛工程から冷鍛工程への切り替えの主たる阻害要因になっていることが多い。
【０００３】
一方、球状化焼鈍（ＳＡ）は、鋼材を高温加熱して長時間保持する必要があるため、加熱炉等の熱処理設備が必要なばかりでなく、加熱のためのエネルギーを消費するので、製造コストの中で大きなウエイトを占めている。このため、生産性の向上や省エネルギー等の観点から、種々の技術が提案されている。
【０００４】
例えば、特開昭５７−６３６３８号公報においては、球状化焼鈍時間を短縮するために、熱間圧延後６００℃まで４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却して急冷組織とし、スケール付着させた状態で不活性ガス中にて球状化焼鈍し、冷鍛性の優れた線材とする方法や、特開昭６０−１５２６２７号公報では、迅速球状化を可能にするために、仕上圧延条件を制限し、圧延後に急冷して、微細に分散した初析フェライトに微細パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトを混在させた組織とする方法や、特開昭６１−２６４１５８号公報では、鋼組成の改良、即ち、Ｐ：０．００５％以下と低Ｐ化し、Ｍｎ／Ｓ≧１．７且つＡｌ／Ｎ≧４．０の低炭素鋼とすることにより球状化焼鈍後の鋼の硬さを低下させる方法や、特開昭６０−１１４５１７号公報では、冷間加工前の軟化焼鈍処理を省略するために、制御圧延を行う方法等が提案されている。
【０００５】
これらの従来技術は、いずれも冷間鍛造前の球状化焼鈍の改良、或は省略をする技術であり、加工度が大きい部品において、熱鍛工程から冷鍛工程への切り替えの主たる阻害要因になっている鋼材の延性の不足について、これを改善しようとする技術ではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は上記現状に鑑み、熱間圧延棒線材を球状化焼鈍した後、冷間鍛造により機械構造部品を製造する際に、従来問題となっていた冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止することを可能にした球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材、及びその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、冷間鍛造用棒線材の冷間加工性について究明した結果、特定の鋼成分を有する棒線材の表面層のみを硬くし、中心部は軟らかい組織とすることにより、球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材とし得ることを知見して、本発明を完成した。
【０００８】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００９】
（１）  質量％として、
Ｃ：０．１〜０．６５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ａｌ：０．０１５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．００７％
を含有し、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００３％以下
に制限し、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる成分の鋼であって、鋼組織が、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域は、フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しマルテンサイトと、ベイナイトおよびパーライトのうちの１種または２種とからなり、中心部は、フェライト−パーライトであり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の硬さに比べてＨＶ２０以上軟らかいことを特徴とする球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１０】
（２）  質量％でさらに、
Ｔｉ：０．２％以下
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１１】
（３）  質量％でさらに、
Ｎｉ：３．５％以下、
Ｃｒ：２％以下、
Ｍｏ：１％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１２】
（４）  質量％でさらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０３〜０．３％
の１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれか１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１３】
（５）  質量％でさらに、
Ｔｅ：０．０２％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｚｒ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０３５％以下、
Ｙ：０．１％以下、
希土類元素：０．１５％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれか１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１４】
（６）  表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のオーステナイト結晶粒度が８番以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれか１つに記載の球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１５】
（７）  上記（１）〜（５）の内のいずれか１つに記載の成分の鋼を、熱間圧延するに際して、最終仕上圧延出側の鋼材表面温度を７００〜１０００℃となるように仕上圧延した後、「急冷により表面温度を６００℃以下にし、その後鋼材の顕熱により表面温度が２００〜７００℃になるように復熱させる」工程を少なくとも１回以上施すことにより、鋼組織を、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域は、フェライトの組織面積率が１０％以下で、残部が、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しマルテンサイトと、ベイナイトおよびパーライトのうちの１種または２種とし、中心部は、フェライト−パーライトとし、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の硬さに比べてＨＶ２０以上軟らかい組織とすることを特徴とする球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材の製造方法。
【００１６】
（８）  上記（１）〜（６）の内のいずれか１つに記載の棒線材の球状化焼鈍材であって、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のＪＩＳ  Ｇ３５３９で規定する球状化組織の程度がＮｏ．２以内であり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の球状化組織の程度がＮｏ．３以内であることを特徴とする延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１７】
（９）  表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェライト結晶粒度が８番以上であることを特徴とする上記（８）に記載の延性に優れた冷間鍛造用棒線材。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１９】
まず、本発明が狙いとする冷間鍛造用棒線材の組織、硬さ及び延性等の機械的性質を達成するのに必要な鋼成分を限定した理由について述べる。
【００２０】
Ｃ：Ｃは、機械構造用部品としての強度を増加するために必要な元素であるが、０．１％未満では最終製品の強度が不足し、また、０．６５％を超えるとむしろ最終製品の延性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．１〜０．６５％とした。特に、ボルト等の焼入れが要求される機械部品の場合には、Ｃ含有量を０．２〜０．４％、浸炭焼入れが要求される機械部品の場合には、Ｃ含有量を０．１〜０．３５％、そして高周波焼入れが要求される機械部品の場合には、Ｃ含有量を０．３〜０．６５％とすることが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として、及び固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として添加するが、０．０１％未満ではこれらの効果は不充分であり、一方、０．５％を超えるとこれらの効果は飽和し、むしろ延性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とした。しかし、Ｓｉの上限は０．２％以下、特に０．１％以下とすることが好ましい。
【００２２】
Ｍｎ：Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．２％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．７％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ延性の劣化を招くので、Ｍｎ含有量を０．２〜１．７％とした。
【００２３】
Ｓ：Ｓは、鋼中に不可避的に含有される成分であり、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上及び組織の微細化に寄与するが、冷間成形加工にとっては延性を劣化させる有害な元素であるから、０．０１５％以下とした。特に０．０１％以下に抑制することが好ましい。
【００２４】
Ａｌ：Ａｌは、脱酸剤として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、固溶Ｂを確保するのに有用である。しかし、Ａｌ量が多すぎると、Ａｌ2Ｏ3が過度に生成することとなり、内部欠陥が増大すると共に、冷間加工性を劣化することとなる。したがって、本発明ではＡｌは０．０１５〜０．１％とした。また、固溶Ｂを固定する作用を有するＴｉ無添加の場合には、Ａｌは０．０４〜０．１％とすることが好ましい。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、球状化焼鈍後の冷却過程でα／γ界面にＢ化合物であるＦｅ23（ＣＢ）6として析出し、フェライトの成長を促進させて、球状炭化物の間隔を粗くし、軟質化と冷間加工性向上に寄与する。また、固溶Ｂは粒界に偏析し、焼入れ性を向上させる効果をもたらす。このため、Ｂ含有量を０．０００５〜０．００７％とした。
【００２６】
Ｐ：Ｐは、鋼中に不可避的に含有される成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、延性劣化の原因となるので、０．０３５％以下（０％を含む）、好ましくは０．０２％以下に抑制することが望ましい。
【００２７】
Ｎ：Ｎは、鋼中に不可避的に含有される成分であって、Ｂと反応してＢＮを形成し、Ｂの効果を低減させる有害な元素であるから、０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下とする必要がある。
【００２８】
Ｏ：Ｏは、鋼中に不可避的に含有される成分であって、Ａｌと反応してＡｌ2Ｏ3を生成し冷間加工性を劣化するので、０．００３％以下（０％を含む）、好ましくは０．００２％以下に抑制することが望ましい。
【００２９】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、本発明ではさらに、Ｔｉを添加することにより、ＴｉによりＮをＴｉＮとして固定し、Ｎを無害化することにした。また、Ｔｉは脱酸作用を有する元素である。このため、必要に応じて、Ｔｉ：０．２％以下含有させることとした。また、焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増加させる目的で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種以上を添加する。但し、これらの元素の多量添加は熱間圧延ままで棒線材の中心部にベイナイト、マルテンサイト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましくないため、その含有量を、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：２％以下好ましくは０．２％以下、Ｍｏ：１％以下とした。
【００３０】
また、本発明においては、結晶粒度調整の目的で、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種を含有させることができる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、Ｖ含有量が０．０３％未満では、その効果が不充分であり、一方、Ｎｂ含有量が０．１％超、Ｖ含有量が０．３％超となると、その効果は飽和し、むしろ延性を劣化させるので、これらの含有量をＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％とした。
【００３１】
さらに、本発明においては、ＭｎＳの形態制御をし、割れの防止を図ると共に延性を改善する目的で、Ｔｅ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０３５％以下、希土類元素：０．１５％以下、Ｙ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有させることができる。これらの元素は各々酸化物を生成し、この酸化物がＭｎＳの生成核となると共に、ＭｎＳが（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓのように組成改質される。これにより熱間圧延時にこれらの硫化物の延伸性が改善され、粒状ＭｎＳが微細分散するため、延性が向上し冷間鍛造時の限界圧縮率が向上する。一方、Ｔｅ：０．０２％超、Ｃａ：０．０２％超、Ｚｒ：０．０１％超、Ｍｇ：０．０３５％超、Ｙ：０．１％超、希土類元素：０．１５％超を添加すると、上記のような効果は飽和し、これらの過剰添加はむしろＣａＯ、ＭｇＯ等の粗大酸化物やそのクラスターを生成したり、ＺｒＮ等の硬質析出物を生成し、延性の劣化を招くので、これらの含有量をＴｅ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０３５％以下、Ｙ：０．１％以下、希土類元素：０．１５％以下とした。なお、本発明でいう希土類元素とは原子番号５７〜７１番の元素を指す。
【００３２】
ここで鋼中のＺｒの分析方法であるが、ＪＩＳ  Ｇ  １２３７−１９９７付属書３と同様の方法でサンプル処理した後、鋼中Ｎｂ量と同様に鋼中Ｚｒ量をＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分光分析法）によって測定した。但し本発明での実施例の測定に供したサンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚｒに適するように設定して測定した。即ちＺｒ濃度が１〜２００ｐｐｍとなるようにＺｒ標準液を希釈して異なるＺｒ濃度の溶液を作成し、そのＺｒ量を測定することで検量線を作成した。なお、これらのＩＣＰに関する共通的な方法については、ＪＩＳ  Ｋ  ０１１６−１９９５（発光分光分析方法通則）及びＪＩＳ  Ｚ  ８００２−１９９１（分析、試験の許容差通則）による。
【００３３】
次は、本発明の棒線材の組織について説明する。
【００３４】
本発明者は、冷間鍛造用棒線材の延性向上法について研究したところ、球状化焼鈍材の延性を向上させるためには、球状化焼鈍組織が均一で微細であることがポイントであること、そのためには、熱間圧延後の組織のフェライト分率を特定量以下に押さえ、残りを微細なマルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上の混合組織とすることが有効であることを明らかにした。そのため、熱間仕上圧延後に鋼材を急冷し、その後、球状化焼鈍すると棒線材の延性が向上する。しかしながら、棒線材の全断面を急冷して、硬い組織とすると、焼き割れの懸念が生じると共に、球状化焼鈍後も硬さが低下せず、冷間変形抵抗が増加し、冷鍛金型寿命を劣化させる。この問題を解決するためには、熱間仕上圧延後に棒線材の表面層を急冷し、その後鋼材の顕熱によって復熱させることにより、表面層に生成したマルテンサイトを焼戻して、球状化焼鈍前に事前に硬さを軟らかくしておき、さらに内部は冷却速度が遅いために軟らかい組織とすることが有効であり、これにより、球状化焼鈍後の延性に優れ、冷間変形抵抗も低い冷間鍛造用棒線材となることを知見した。
【００３５】
図１は、本発明の３６ｍｍφ冷間鍛造用棒鋼（Ｃ：０．４８％）の表面からの距離（ｍｍ）と硬さ（ＨＶ）との関係を示す図である。
【００３６】
図１に示すように、表面の平均硬さはＨＶ２８５で中心の平均硬さはＨＶ１９０であり、中心部の硬さが表面より大幅に低下していて、その硬さの差は約ＨＶ１００となっている。
【００３７】
また、組織については、図２の（ａ）表面層、（ｂ）中心の顕微鏡写真（×４００）に示すように、表面層は焼戻しマルテンサイト、中心はフェライトとパーライトがそれぞれ主体である組織となっている。
【００３８】
図１の棒鋼を７４５℃で３時間保持した後に、１０℃／時間の冷却速度で徐冷する球状化焼鈍を施した後の組織については、図３の（ａ）表面、（ｂ）中心の顕微鏡写真（×４００）に示すように、表面で球状化の程度が良好で均一な組織になっている。球状化焼鈍した後の硬さは、ＨＶ約１３０で、表面と中心の硬さの差はＨＶ約１０程度と小さい。
【００３９】
この球状化焼鈍した棒鋼を用いて真歪みが１を超える加工度の大きい据え込み試験を行っても、冷間鍛造割れは発生せず、冷間変形抵抗も冷間鍛造に問題のないレベルであった。
【００４０】
そこで、本発明では、冷間鍛造を行っても割れが生じない条件となる表面層の組織及び表面層と中心部の硬度との関係について、実験・研究を進めた。
【００４１】
その結果、球状化焼鈍前の表面層のそしきが、焼戻しマルテンサイトを主体とし、その他に、ベイナイト、パーライト、さらには、フェライトが存在するものであっても良いが、フェライトについては、表面から棒線材の半径×０．１５の深さまでの領域のフェライトの組織面積率が１０％以下、加工度の大きい鍛造の場合では好ましくは５％以下としなければ冷間鍛造時の割れ発生を防止できないこと、さらに、冷間鍛造時の延性を確保して割れ発生を防止し、且つ変形抵抗の増加を防止するには、圧延後の棒線材の段階で表層組織を焼戻しマルテンサイト組織分率がより高い微細均一な組織とすること、そのためには圧延後の棒線材の段階で表層と内部に硬さの差をつけることが必要であり、深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さ（ＨＶ）が、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域の平均硬さ（ＨＶ）に比べてＨＶ２０以上、加工度の大きい鍛造の場合では好ましくはＨＶ５０以上軟らかくすることが必要条件であることを見出した。
【００４２】
そして、上記に述べた棒線材に球状化焼鈍（ＳＡ）を施すと、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のＪＩＳ  Ｇ３５３９で規定する球状化組織の程度がＮｏ．２以内であり、さらに深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の球状化組織の程度がＮｏ．３以内である延性に優れた冷間鍛造用棒線材が得られる。この球状化焼鈍した棒線材は、真歪みが１を超える加工度の大きい据え込み試験を行っても、冷間鍛造割れが発生しないことを確認した。
【００４３】
なお、球状化焼鈍としては、従来公知の球状化焼鈍方法を適用することができる。
【００４４】
また、延性の向上に寄与する表面層の結晶粒度については、球状化焼鈍前では、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のオーステナイト結晶粒度（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１）を８番以上とすれば良いが、より高い特性を要求される場合には９番以上、さらに高い特性を要求される場合には１０番以上とするのが好ましい。そして、球状化焼鈍後においては、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェライト結晶粒度（ＪＩＳ  Ｇ  ３５４５）を８番以上とすれば良いが、より高い特性を要求される場合には９番以上、さらに高い特性を要求される場合には１０番以上とするのが好ましい。
【００４５】
上記に規定する結晶粒度以下となると十分な延性が得られない。
【００４６】
次に、本発明の冷間鍛造用棒線材の製造方法について説明する。
【００４７】
図４は、本発明に係る圧延ラインを例示する図である。
【００４８】
図４に示すように、請求項１〜５に規定する成分の鋼を加熱炉１で加熱し、熱間圧延機２により最終仕上圧延出側の棒線材表面温度を７００〜１０００℃とする仕上圧延を行う。出側温度は温度計３により測定する。次いで、仕上圧延された棒線材４をクーリングトラフ５で表面に注水することにより急冷して（例えば平均冷却速度３０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい）表面温度を６００℃以下、好ましくは５００℃以下、さらに好ましくは４００℃以下にし、表面をマルテンサイト主体の組織とする。クーリングトラフ通過後棒線材中心部の顕熱により表面温度が２００〜７００℃となるように復熱させ（温度計６で測定）、表面を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする。
【００４９】
本発明では、この急冷−復熱の工程を少なくとも１回以上施すものであり、これにより延性を著しく良くすることができる。
【００５０】
鋼材表面温度を７００〜１０００℃とするのは、低温圧延により結晶粒を微細化でき、急冷後の組織を微細化できるからである。即ち、表面層のオーステナイト結晶粒度は、１０００℃以下では８番、９５０℃以下では９番、８６０℃以下では１０番となる。しかし、７００℃未満となると表面層をフェライトの少ない組織とすることが困難なので、７００℃以上とする必要がある。
【００５１】
なお、製造する対象物は本発明と異なるが、このような直接表面焼入方法（ＤＳＱ）及び装置は、特開昭６２−１３５２３号公報や特開平１−２５９１８号公報に開示されているように公知のものである。
【００５２】
図５は、棒線材の表面層と中心部の組織を説明するためのＣＣＴ曲線を示す図である。
【００５３】
図５に示すように、低温仕上圧延された棒線材を急冷し、その後復熱させると、表面層７は冷却速度が速いので焼戻しマルテンサイト主体の組織となるが、中心部８は表面層に比べて冷却速度が遅いためフェライトとパーライトの組織となる。
【００５４】
急冷により表面温度を６００℃以下にし、その後顕熱により表面温度を２００〜７００℃に復熱させるのは、表面層を硬さを低減した焼戻しマルテンサイト主体の組織にするためである。
【００５５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を説明する。
【００５６】
表１及び表２に示す鋼材を表３に示す圧延条件で、棒鋼・線材に圧延した。圧延材のサイズは、直径３６ｍｍ〜５５ｍｍである。その後、球状化焼鈍を行った後、焼入れ・焼戻しによる硬化処理を行った。圧延後の棒線材の状態、球状化焼鈍を行った後の段階、及び焼入れ・焼戻し処理を行った後の段階において、組織・材質を調査した。結果を表３に示す。
【００５７】
本発明請求項記載の「表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域」について、表４〜６では単に「表層」（例：表層硬さ）と記載した。また、本発明請求項記載の「深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域」について、表４〜６では単に「内部」（例：内部硬さ）と記載した。変形抵抗は、直径は圧延材のサイズで、高さが直径の１．５倍の円柱状の試験片を据え込み試験を行うことにより計測した。また、限界圧縮率は、上記の円柱状試験片の表面に深さ０．８ｍｍ、先端曲率半径０．１５ｍｍに切欠きをつけた試験片を用いて据え込み試験を行うことにより求めた。また、表層部相当位置から、引張試験片を切り出し、引張試験を行い、表層部の引張強度と延性の指標である絞りを求めた。焼入れ焼戻し処理は、各鋼種について、通常の焼入れ焼戻し（通常ＱＴ）、高周波焼入れ焼戻し（ＩＱＴ）、浸炭焼入れ焼戻し（ＣＱＴ）のいずれかの熱処理を行った。高周波焼入れは周波数３０ｋＨｚの条件で行った。浸炭焼入れは、炭素ポテンシャル０．８％、９５０℃×８時間の条件で行った。
【００５８】
表４〜６から明らかなように、本発明例は同一炭素量の比較例に比較して、鋼材の延性の指標である限界圧縮率と絞りが顕著に優れており、また変形抵抗やＱＴ後の硬さに特に問題はない。
【００５９】
次に、表７に示す鋼材を上記と同様に表３に示す圧延条件で直径３６〜５０ｍｍの棒鋼・線材に圧延し、その後球状化焼鈍を行った後、焼入れ・焼戻しによる硬化処理を行った。組織材質調査結果を表８に示す。表８と表６の比較例を比較すると本発明例は同一炭素量の比較例に比較して、鋼材の延性の指標である限界圧縮率と絞りが顕著に優れており、また変形抵抗やＱＴ後の硬さに特に問題はない。
【００６０】
【表１】
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【００６１】
【表２】
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【００６２】
【表３】
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【００６３】
【表４】
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【００６４】
【表５】
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【００６５】
【表６】
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【００６６】
【表７】
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【００６７】
【表８】
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【００６８】
【発明の効果】
本発明の冷間鍛造用棒線材は、球状化焼鈍後の冷間鍛造において、従来問題となっていた冷間鍛造時に発生する鋼材の割れを防止することを可能にした球状化焼鈍後の延性に優れた冷間鍛造用棒線材である。このため加工度が大きい鍛造部品についても冷間鍛造工程で製造できるので、生産性の大幅な向上及び省エネルギーが達成できるという顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の３６ｍｍφ冷間鍛造用棒鋼（Ｃ：０．４８％）の表面からの距離（ｍｍ）と硬さ（ＨＶ）との関係を示す図である。
【図２】棒鋼の（ａ）は表面、（ｂ）は中心の顕微鏡写真（×４００）である。
【図３】図１の棒鋼を球状化焼鈍した後の棒鋼の（ａ）は表面、（ｂ）は中心の顕微鏡写真（×４００）である。
【図４】本発明に係る圧延ラインを例示する図である。
【図５】棒線材の表面層と中心部の組織を説明するための（ａ）はＣＣＴ曲線を示す図、（ｂ）は冷却−復熱後の棒線材の断面の組織を示す図である。
【符号の説明】
１  加熱炉
２  熱間圧延機
３  温度計
４  棒線材
５  クーリングトラフ
６  温度計
７  表面層
８  中心部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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