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WO2018008703A1 - 圧延線材 - Google Patents

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WO2018008703A1
WO2018008703A1 PCT/JP2017/024715 JP2017024715W WO2018008703A1 WO 2018008703 A1 WO2018008703 A1 WO 2018008703A1 JP 2017024715 W JP2017024715 W JP 2017024715W WO 2018008703 A1 WO2018008703 A1 WO 2018008703A1
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WO
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less
rolled wire
rolling
cold
content
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PCT/JP2017/024715
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English (en)
French (fr)
Inventor
直樹 松井
根石　豊
誠 小坂
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to JP2018526425A priority patent/JP6614349B2/ja
Priority to US16/312,225 priority patent/US11098394B2/en
Priority to EP17824306.9A priority patent/EP3483293B1/en
Priority to KR1020187026958A priority patent/KR102113076B1/ko
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    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods

Definitions

  • These cold forged parts include JIS G 4051 machine structural carbon steel and JIS G 4053 machine structural alloy steel. These steels are hot rolled into rods or lines, then spheroidized, and after repeated drawing and cold wire drawing, they are formed into parts by cold forging, quenched and tempered, etc. Generally, the heat treatment is adjusted to a predetermined strength and hardness.
  • Boron-added steel exhibits high hardenability, sufficient hardenability can be secured without adding alloy elements such as Cr and Mo, and the cost can be kept low. For this reason, boron-added steel has become widespread in recent years, but in order to obtain a high-strength part that is formed into a part shape by cold forging and has a tensile strength of 1000 MPa or more after quenching and tempering, the problem of hydrogen embrittlement There is also a need to overcome.
  • Japanese Patent No. 5486634 discloses, in mass%, C: 0.2 to 0.6%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1.5%, P: 0 0.03% or less, S: 0.01 to 0.05%, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.015% or less, and Cr: more than 0.5%, 2.0% or less And the balance is iron and inevitable impurities, the metal structure has pearlite and pro-eutectoid ferrite, the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite to the whole structure is 90% or more, and the area of pro-eutectoid ferrite
  • the hardness of the rolled steel material can be reduced, so that cold forging can be performed at low cost, and the grain coarsening preventing characteristic at the time of quenching heating is provided. can do.
  • the Cr content in the steel is low, the hardenability is low, and there is a limit to increasing the strength of the part.
  • the machine structural steel for cold working disclosed in Japanese Patent No. 5486634 can be softened by applying a normal spheroidizing annealing, and can be applied to high strength parts.
  • the balance of the chemical component addition of steel is not optimized, and the ferrite fraction of the structure of the rolled steel is substantially small. For this reason, if the steel material which has been rolled or is subjected to spheroidizing annealing for a short time is used at the time of cold forging of parts, there is a possibility that cracks occur and the parts cannot be manufactured at low cost.
  • the present inventors have made various studies in order to solve the above-described problems. As a result, the present inventors obtained the following findings (a) to (e).
  • Additive elements such as C, Si, Mn, and Cr mainly affect the strength of the rolled wire rod. Further, additive elements such as Mn, Ti, N, and S affect the composition and form of inclusions inevitably contained in the rolled wire rod. In order to have excellent cold forgeability, hardenability and hydrogen embrittlement resistance necessary for use as a cold forged part, the balance between these two types of additive elements must be fully considered. Don't be. And in order to have said cold forgeability etc., furthermore, the manufacturing conditions of steel materials, such as performing primary rolling more than the rolling ratio 6 or more after the high temperature heating before product rolling, and the temperature of subsequent finish rolling, are carried out. Need to control.
  • the steel slab that has been primarily rolled after high-temperature heating is reheated and hot-rolled into a wire having a predetermined diameter.
  • the final finish rolling in the product rolling is performed in a temperature range of 750 to 850 ° C. at a processing speed of 5 to 15 / sec.
  • the austenite grains before ferrite transformation become finer and the ferrite fraction becomes higher, so that the structure described in (a) can be obtained.
  • the finish rolling temperature is less than 750 ° C, the ferrite grains become too fine to increase the strength of the rolled wire rod, and the cold forgeability deteriorates.
  • the finish rolling temperature exceeds 850 ° C, The organization described cannot be obtained.
  • the heating temperature during product rolling is desirably 1050 ° C. or lower.
  • the rolled wire obtained by the above findings (a) to (e) has an internal structure in which the total of ferrite and pearlite is 95% or more in area ratio and the ferrite fraction exceeds 40%. Further, in this rolled wire, the average area of sulfide existing in the range from the outermost layer to D / 8 (D represents the diameter (mm) of the rolled wire) is 6 ⁇ m 2 or less. Furthermore, in this rolled wire, the average aspect ratio of the sulfide is 5 or less. For this reason, this rolled wire is a wire with a small presence rate of coarse and elongated sulfides.
  • the above-mentioned rolled wire rod can be suitably used as a cold forged part because it omits the spheroidizing annealing treatment or has sufficient cold forgeability even if the time is shortened and can ensure hardenability. Therefore, it is possible to obtain a wire having excellent hydrogen embrittlement resistance after quenching and tempering.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is the rolled wire shown in the following (1) to (3).
  • the rolled wire rod of the present invention By using the rolled wire rod of the present invention as a raw material, it can be formed into a part by cold forging even if the spheroidizing annealing treatment is omitted or shortened, and even if heated to the austenite region during quenching, the crystal grains Therefore, it can be used as a cold forged part having excellent resistance to hydrogen embrittlement after quenching and tempering.
  • C is an element that strengthens steel and must be contained by 0.20% or more.
  • the C content is 0.40% or more, the cold forgeability deteriorates. Therefore, the content of C is set to 0.20% or more and less than 0.40%.
  • the C content is preferably 0.24% or more.
  • the C content is set to 0.35% or less. Is preferred.
  • Mn 0.10% or more and less than 0.40% Since Mn is an element necessary for improving the hardenability, its lower limit value is set to 0.10%. However, if the Mn content is 0.40% or more, the ferrite transformation start temperature decreases during cooling after finish rolling, the ferrite fraction decreases, and bainite is generated. descend. Therefore, the Mn content needs to be less than 0.40%. In addition, in order to improve hardenability, it is preferable to contain Mn 0.20% or more.
  • P Less than 0.020% P is contained as an impurity. However, when the P content is 0.020% or more, not only cold forgeability is deteriorated, but also P is segregated at the grain boundaries when heated to austenite, causing cracks during quenching, and quenching. ⁇ Degradation of hydrogen embrittlement resistance after tempering. For this reason, the content of P must be less than 0.020%. The P content is preferably less than 0.010%.
  • Cr 0.70% or more and 1.60% or less Cr, like Mn, is an element necessary for improving the hardenability, and in the present invention, it must be contained by 0.70% or more. However, if the Cr content exceeds 1.60%, the hardenability increases, but the ferrite transformation start temperature decreases during cooling after finish rolling, the ferrite fraction decreases, and bainite is generated. The cold forgeability is reduced. In order to stably obtain high hardenability, the Cr content is preferably 0.80% or more, and more preferably 0.90% or more. On the other hand, when it is desired to further improve the cold forgeability, the Cr content is preferably 1.50% or less, and more preferably 1.40% or less.
  • Al not less than 0.005% and not more than 0.060%
  • Al not only has a deoxidizing action, but also combines with N to form AlN, and by its pinning effect, the austenite grains during hot rolling are refined, and bainite It has the effect
  • the Al content exceeds 0.060%, not only the effect is saturated, but also coarse AlN is produced, so that cold forgeability is lowered.
  • the Al content is preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% or more. Further, from the viewpoint of enhancing cold forgeability, the Al content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.045% or less.
  • Ti In order to obtain these effects, Ti must be contained by 0.010% or more. In order to further obtain these effects, the Ti content is preferably 0.030% or more, and more preferably 0.060% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.080%, fine Ti carbide precipitates during finish rolling, strengthening the ferrite phase and deteriorating cold forgeability, so the Ti content is 0. 0.070% or less. Ti forms carbides, nitrides or carbonitrides and dissolves in sulfides, affecting the form and size of sulfides. For this reason, it contributes to suppression of abnormal grain growth during quenching, improvement of cold forgeability, and resistance to hydrogen embrittlement. Therefore, even if the Ti content is in the above range, it must be contained in consideration of the balance with S and N.
  • B 0.0003% or more and 0.0040% or less B is effective for enhancing the hardenability of steel by adding a trace amount, and must be contained by 0.0003% or more. However, even if it exceeds 0.0040%, not only the effect is saturated but also the cold forgeability deteriorates.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.0030% or less, and more preferably 0.0025% or less.
  • N 0.0020% or more and 0.0080% or less N combines with Ti and Al to produce nitrides and carbonitrides, and has the effect of refining austenite grains during hot rolling, It has the effect of suppressing abnormal grain growth during heating during quenching.
  • the N content must be determined in consideration of the balance with Ti which affects the composition and morphology of the sulfide. In order to obtain these effects, N must be contained in an amount of 0.0020% or more, preferably 0.0030% or more. However, even if N is contained excessively, not only these effects are saturated, but also N is combined with B to form a nitride and weaken the effect of improving hardenability by B, so the content of N is 0. 0080% or less is necessary.
  • [Ti] is (4.5 ⁇ [S] + 3.4 ⁇ [N]) or more.
  • the sulfide contained has a composition in which Ti is dissolved, and is refined to improve the cold forgeability.
  • the upper limit of [Ti] in the case of [S] ⁇ 0.0010 is defined as (0.008 + 3.4 ⁇ [N]).
  • the right side of the formula ⁇ 1> is a central portion of the rolled wire when the rolled wire having a diameter of D (mm) is heated to a temperature of Ac 3 points or higher and subjected to quenching by oil cooling. It is a parameter representing the relationship between D and [C] that affects the fraction of martensite obtained at a position D / 2 (mm) from the surface.
  • Si 0% or more and less than 0.40% Si is preferred to have a lower content in order to lower the tensile strength of the hot-rolled rolled wire rod.
  • Si strengthens ferrite by solid solution strengthening, it may be contained when it is desired to increase the tempering hardness of a cold forged part.
  • the Si content needs to be less than 0.40%.
  • the Si content is 0.40% or more, the cold forgeability decreases.
  • the Si content is preferably less than 0.30%, and more preferably less than 0.20%.
  • Mo 0.05% or less
  • Mo is an element that strengthens steel by solid solution strengthening, and greatly improves the hardenability of steel.
  • Mo may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, and extremely preferably 0.02% or less.
  • content of Mo is 0.005% or more.
  • V 0.05% or less
  • V combines with C and N to form carbides, nitrides or carbonitrides, but also has the effect of improving the hardenability of steel by adding a small amount. For this reason, you may contain V.
  • the V content is preferably 0.05% or less. From the viewpoint of improving cold forgeability, the V content is more preferably 0.03% or less, and extremely preferably 0.02% or less. In order to stably obtain the above-described effect of V, the V content is preferably 0.005% or more.
  • Zr 0.05% or less
  • Zr also has the effect of improving the hardenability of steel by adding a small amount. For that purpose, a trace amount of Zr may be added. However, if the content of Zr exceeds 0.05%, coarse nitrides are generated, and cold forgeability is lowered. Therefore, the Zr content is preferably 0.05% or less. From the viewpoint of improving cold forgeability, the amount of Zr is more preferably 0.03% or less, and extremely preferably 0.02% or less. In order to stably obtain the above-described Zr effect, the Zr content is preferably 0.003% or more.
  • Ca 0.005% or less Ca binds to S to form a sulfide, and acts as a MnS production nucleus. Therefore, Ca has an action of finely dispersing MnS. By finely dispersing MnS in this way, ferrite precipitates with MnS as a production nucleus during cooling after finish rolling, so Ca has the effect of improving the ferrite fraction. For this reason, Ca may be contained.
  • the Ca content exceeds 0.005%, the above effect is saturated, and the oxide produced by the reaction of Ca with oxygen in the steel together with Al becomes coarse, leading to a decrease in cold forgeability. Accordingly, the Ca content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.002% or less. In addition, in order to acquire the effect of Ca mentioned above stably, it is preferable that content of Ca is 0.0005% or more.
  • Mg 0.005% or less Since Mg combines with S to form a sulfide and acts as a production nucleus of MnS, Mg has an effect of finely dispersing MnS. By finely dispersing MnS in this way, ferrite precipitates with MnS as a production nucleus during cooling after finish rolling, so Mg has the effect of improving the ferrite fraction. For this reason, you may contain Mg. However, the above effect is saturated when the Mg content exceeds 0.005%. Further, Mg is added because the yield of addition is poor and the manufacturing cost is deteriorated. Therefore, the Mg content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and very preferably 0.002% or less. In order to stably obtain the above-described effect of Mg, the Mg content is preferably 0.0005% or more.
  • the rolled wire according to the present embodiment is excellent in cold forgeability, omitting the spheroidizing annealing after product rolling, which conventionally required about 20 hours, or the processing. Even if the time is about half, the die life during cold forging and cracking of molded parts do not occur. This is because the metallographic structure of the rolled wire is controlled to a form suitable for cold forging by controlling not only the adjusted chemical composition of the steel but also the production conditions of the rolled wire.
  • the internal structure excluding the surface layer portion where a decarburized layer may be generated is a mixed structure of ferrite and pearlite with an area ratio of 95% or more.
  • the ferrite structure fraction is 40% or more.
  • the ferrite in this embodiment does not include ferrite between lamellar cementites contained in pearlite.
  • the mixed structure of ferrite and pearlite having an area ratio of 95% or more means that the total of martensite and bainite is less than 5%.
  • the mixed structure of ferrite and pearlite needs to be 95% or more by area ratio, and more preferably 100%.
  • the ferrite fraction is preferably 45% or more, and very preferably 50% or more.
  • the ferrite fraction is 60% or less because forging defects due to seizure during cold forging can be suppressed.
  • the ferrite fraction is more preferably 55% or less.
  • the rolled wire material according to this embodiment is excellent in cold forgeability, and does not cause a decrease in mold life or cracks in molded parts during cold forging. Further, even when heated to the austenite region for the purpose of quenching the wire, the abnormal grain growth of the crystal grains is suppressed, and further, the hydrogen embrittlement resistance after tempering is excellent. This not only controls the chemical composition of the adjusted steel and the metal structure of the rolled wire, but also refines the form of sulfide contained in the vicinity of the surface of the rolled wire and reduces the amount of sulfide stretched in the rolling direction. Because it is.
  • the internal structure of the rolled wire is made a mixed structure of ferrite and pearlite having a ferrite fraction of 40% or more by optimizing chemical components and rolling conditions, and cold. Forgeability is improved.
  • the content of Mn is limited, but in such a low Mn component system, the sulfide contained in the slab is Since it is a sulfide in which Fe is dissolved, it tends to be coarse. For this reason, by containing Ti, N, and S in a balanced manner as described above, Ti can be dissolved in the sulfide, and the coarsening of the sulfide can be suppressed.
  • the coarse sulfide remaining in the slab stage is heated at a high temperature to 1280 ° C. or higher in the stage before product rolling, and immediately after securing a soaking time of at least 30 min, the rolling ratio is 6 or more. It is divided by performing primary rolling. Further, a part of the coarse sulfide that is solid-solved by heating at a high temperature is finely re-deposited in the subsequent cooling process. These treatments can suppress coarse sulfides that adversely affect cold forgeability and hydrogen embrittlement resistance.
  • the average area of the sulfide existing in the range of D / 8 from the outermost layer is 6 ⁇ m 2 or less, and further the average aspect ratio of the sulfide Is 5 or less.
  • the average value of the aspect ratio which is the ratio between the maximum length and the maximum width of the sulfide, is smaller than 5 regardless of the size of the sulfide. Thereby, it is suppressed that the extended sulfide becomes a starting point of crack generation.
  • the average aspect ratio of this sulfide is preferably as small as possible.
  • Carbonitrides and carbides such as Ti carbonitrides and Ti carbides that do not dissolve when heated during product rolling do not affect the strength after product rolling, do not deteriorate cold forgeability, Even if it is heated to Ac 3 point or higher during quenching after forging, it has the effect of suppressing abnormal grain growth.
  • the finish rolling time t is the time for the rolled wire to pass through the finish rolling mill row, and is determined by dividing the distance from the first rolling mill to the last rolling mill in the finish rolling mill row by the average conveying speed of the rolled wire rod. be able to.
  • Y1 is a formula representing the balance of the content of Ti, N, and S contained in the steel, hardenability that can be used as a high-strength cold forging component, and the form of sulfide that exists in the vicinity of the surface of the rolled steel These are parameters necessary for controlling the size, providing excellent cold forgeability, suppressing abnormal grain growth during quenching, and providing excellent hydrogen embrittlement resistance after quenching and tempering.
  • rolled wire rods were produced as follows. That is, in Invention Example A0 shown in Table 1, the slab was inserted into a furnace at 1290 ° C., soaked for 2 hours, and then lumped immediately after being taken out of the furnace to obtain a 162 mm square steel slab. At this time, the rolling ratio was 7.5.
  • Comparative Examples A2 and A6 a slab having a cross-sectional area smaller than A0 or A1 was inserted into a furnace at 1290 ° C., soaked for 2 hours, and then immediately after being taken out of the furnace. A square piece of steel was used. At this time, the rolling ratio of Comparative Example A2 was 2.4, and the rolling ratio of Comparative Example A6 was 5.3.
  • the steel slabs to be the raw materials for rolling were each heated at 1040 ° C., and then product rolling was performed so that the final rolling temperature was 820 ° C. to a predetermined diameter, thereby producing a rolled wire rod.
  • the processing speed by finish rolling was in the range of 5 to 15 / sec, and after the completion of finish rolling, the average cooling rate until the transformation was completed was adjusted to 0.4 ° C./sec.
  • Comparative examples A3 and A4 have the same chemical composition as invention example A0, and a 162 mm square steel slab obtained by split rolling under the same conditions as A0 is used as a raw material for product rolling.
  • Rolled wire rods were produced by changing the temperature. Specifically, in Comparative Example A3, after heating at a product rolling heating temperature of 1050 ° C., finish rolling was performed so that the rolling temperature had a predetermined diameter at 950 ° C., thereby producing a rolled wire rod. At this time, the processing speed by finish rolling was in the range of 5 to 15 / sec, and the average cooling rate until completion of transformation after completion of finish rolling was 0.4 ° C./sec.
  • Comparative Example A4 was heated at a product rolling heating temperature of 1150 ° C., and then finish-rolled so that the rolling temperature reached 830 ° C. and a predetermined diameter, thereby producing a rolled wire rod.
  • the processing speed by finish rolling was set in a range of 5 to 15 / sec, and the average cooling rate until completion of transformation after completion of finish rolling was set to 0.4 ° C./sec.
  • rolled wire rods were produced as follows. That is, steels having chemical components shown in Table 2 were melted in a vacuum melting furnace. The molten slab was inserted into a furnace heated to 1290 ° C., soaked for 2 hours, and immediately after being taken out of the furnace, it was rolled into a 140 mm square steel slab, which was used as a product rolling material. did. At this time, the rolling ratio was 7.4.
  • the finish rolling temperature was adjusted to be between 750 and 850 ° C., and product rolling was performed to obtain a wire having a diameter of 14 mm.
  • the processing speed by finish rolling was in the range of 5 to 15 / sec, and the average cooling rate until completion of transformation after completion of finish rolling was 0.4 to 2 ° C./sec.
  • the deformation resistance the case where the deformation resistance calculated from the maximum load is less than 100 kgf / mm 2 (980 MPa) is “good”, while the case where the deformation resistance is 100 kgf / mm 2 (980 MPa) or more. “Not good”.
  • the crack the case where no crack occurred in any part of the test piece was defined as “good”, while the case where a crack occurred on at least one of the test piece surfaces was defined as “not good”. And if both evaluations of deformation resistance and cracking are “good”, the overall evaluation is “good”, while if the deformation resistance and / or cracking fails, the overall evaluation is “not good”. did.
  • the rolled wire was quenched and tempered, and the tensile strength of the rolled wire was adjusted to about 1200 MPa.
  • the wire having the adjusted tensile strength was machined to obtain a test piece with an annular V notch shown in FIG.
  • a numerical value whose unit is not shown indicates a dimension (unit: mm) of a corresponding portion of the test piece.
  • “ ⁇ numerical value” indicates the diameter (mm) of the designated portion
  • “60 °” indicates the V notch angle
  • “0.175R” indicates the V notch bottom radius.
  • a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a tensile stress of a nominal stress of 1080 MPa was applied to the V-notch cross section of the test piece.
  • a temperature rising analysis method using a gas chromatograph apparatus was performed on both the test piece that was broken during the test and the test piece that was not broken, and the amount of hydrogen in the test piece was measured. After the measurement, for each of the inventive examples and the comparative examples, the maximum hydrogen amount of the test piece that did not break was defined as the limit diffusible hydrogen amount Hc.
  • the limit diffusible hydrogen amount is 0 for each invention example and each comparative example based on the limit diffusible hydrogen amount (0.40 ppm) of steel having a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008).
  • the case of .40 ppm or more was evaluated as “good”, and the case of less than 0.40 ppm was evaluated as “not good”.
  • the test piece processed in the investigation of cold forgeability was reheated to confirm the presence or absence of abnormal coarse grains. Specifically, after the cold-worked test piece was heated in an inert gas atmosphere and an oven at 880 ° C. for 30 minutes, it was quenched by immersion in an oil bath at 60 ° C., and the microstructure of the test piece was observed. The presence or absence of abnormal coarse particles was observed. The quenched specimen was cut parallel to the axial direction and filled with resin so that the internal structure of the specimen could be observed. Next, the surface was corroded so that the prior austenite grain boundaries appeared, and the microstructure was observed with an optical microscope.
  • Comparative Examples A1 to A6 and Comparative Examples 15 to 25 each element does not have a predetermined content of the present application, or the relationship between the Ti content and the S content satisfies the range of the hatched region in FIG. Or the ferrite fraction, the average area of the sulfide, and the average aspect ratio of the sulfide are not within the predetermined range of the present application. For this reason, in Comparative Examples A1 to A6 and Comparative Examples 15 to 25, it is understood that suitable results are not obtained for at least any of cold forgeability, hydrogen embrittlement resistance, and the presence or absence of abnormal coarse grains. .

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Abstract

冷間鍛造前に球状化焼鈍を施さなくても、或いは、球状化焼鈍を短時間化しても、冷間鍛造時の割れ発生を効果的に抑制し、球状化焼鈍に続く焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性に優れた圧延線材を提供すること。　所定の組成を有し、Ｔｉ、Ｎ、及びＳの各含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］とすると、[Ｓ]≦０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）以下である一方、[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以下であり、内部組織が、面積率でフェライト分率４０％以上である、フェライトとパーライトとの混合組織であり、軸方向を含む平面での断面において、直径をＤ（ｍｍ）とした場合に最表層からＤ／８位置までの範囲に存在する硫化物の平均面積が６μｍ2以下であり、上記硫化物の平均アスペクト比が５以下である。

Description

圧延線材
　本発明は、冷間鍛造部品の素材として使用できる、棒状や線状の圧延鋼材（以下、「圧延線材」と称する）に関する。
　冷間鍛造によって製造された部品（冷間鍛造部品）は、表面肌や寸法精度に優れ、熱間鍛造によって製造された部品（熱間鍛造部品）と比べて製造コストが低く、さらには歩留まりも良好である。このため、冷間鍛造部品は、自動車や各種産業機械等に用いられる機械構造用の部品（ギア、シャフト、ボルト等）や、建築構造物用の部品として広く使用されている。
　近年、機械構造用の部品においては小型・軽量化が進み、建築構造物用の部品においては大型化が進んでいるため、冷間鍛造部品にはその大きさによらず、より一層の高強度化が望まれている。
　これらの冷間鍛造部品には、ＪＩＳ Ｇ ４０５１の機械構造用炭素鋼鋼材や、ＪＩＳ Ｇ ４０５３の機械構造用合金鋼鋼材などがある。これらの鋼材は、熱間で棒状や線状に圧延し、次いで球状化焼鈍し、さらに引抜加工や冷間伸線加工を繰り返した後、冷間鍛造によって部品形状に成形し、焼入れ・焼戻しなどの熱処理によって所定の強度や硬さに調整されるのが一般的である。
　機械構造用鋼材等は、炭素を比較的多く（０．２０～０．４０質量％程度）含むため、調質処理によって高強度部品として使用できる。しかしながら、機械構造用鋼材等は、鍛造素材としての強度が高いため、球状化焼鈍及び冷間伸線加工により鋼材を軟質化しなければ、部品成形の冷間鍛造時に金型の摩耗や割れが生じやすく、また、部品に割れが発生する。よって、このような製造上の問題が懸念されることから、機械構造用鋼材等は、鋼材を軟質化させて、強度等の調整を行っている。
　特に近年、部品が高強度化する傾向にあるとともに、部品形状が複雑化する傾向にある。このため、焼入れ・焼戻しによって高強度が得られる鋼材を冷間鍛造前に軟質化させる目的で、球状化焼鈍の長時間化や、球状化焼鈍と冷間伸線加工の繰り返しなど、の対策が採られている。
　しかしながら、これらの対策を採用した場合には、人件費や設備費などのコストが嵩むだけでなく、エネルギーロスも大きくなる。このため、球状化焼鈍（及び冷間伸線加工）を省略し、或いはこれらを短時間化することで得られる鋼材の開発が要請されている。
　このような背景の下、球状化焼鈍を省略、或いは、短時間化することを目的に、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎなどの合金元素の含有量を低減して鍛造素材となる圧延線材の強度を低減し、合金元素の低減による焼入れ性の低下をＢ（ボロン）添加で補ったボロン添加鋼が提案されており、数々の改良が加えられてきた。
　ボロン添加鋼は高い焼入れ性を示し、ＣｒやＭｏ等の合金元素を添加しなくても十分な焼入れ性が確保でき、さらにコストも低く抑えられる。このため、ボロン添加鋼は、近年広く普及してきたが、冷間鍛造によって部品形状に成形し、焼入れ・焼戻し後に引張り強度が１０００ＭＰａ以上となる高強度部品を得るためには、水素脆化の問題も克服する必要がある。
　例えば、特許第３４４３２８５号公報、特許第５４８６６３４号公報、及び特開平９－１０４９４５号公報には、それぞれ、「結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法」、「冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法」、及び「冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、高強度ボルトの製造方法および高強度ボルト」が開示されている。
　即ち、特許第３４４３２８５号公報には、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０～２．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．１００％を含み、残部はＦｅ、及び不可避的不純物よりなり、かつ鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ又はＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ2以上を有することを特徴とする結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法が開示されている。
　また、特許第５４８６６３４号公報には、質量％で、Ｃ：０．２～０．６％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１～０．０５％、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（但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］＋０．１１×［Ｃｒ］であり、［（元素名）］は各元素の含有量（質量％）を意味する）で表されるＡｅ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であることを特徴とし、通常の球状化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と、その製造方法が開示されている。
　さらに、特開平９－１０４９４５号公報には、質量％で、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冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、が開示されている。
　特許第３４４３２８５号公報に開示されている技術によれば、圧延鋼材の硬さが低減できるため、低コストで冷間鍛造が可能であり、また、焼入れ加熱時の結晶粒粗大化防止特性を具備することができる。しかしながら、鋼中のＣｒ含有量が低いため、焼入れ性が低く、部品の強度を高めることには限界があり、１０００ＭＰａを超える高強度部品としては、耐水素脆化特性に課題がある。
　また、特許第５４８６６３４号公報に開示されている冷間加工用機械構造用鋼は、通常の球状化焼鈍を施すことで、軟質化が可能であり、高強度部品に適用可能である。しかしながら、鋼の化学成分の添加量バランスが最適化されておらず、また圧延鋼材の組織のフェライト分率が実質的に小さい。このため、製品圧延したままや、短時間の球状化焼鈍を施した状態の鋼材を、部品の冷間鍛造時に使用すると、割れが生じ、低コストで部品を製造することができないおそれがある。
　さらに、特開平９－１０４９４５号公報に開示されている技術では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの総量の下限と上限を規定して、冷間加工性に悪影響を及ぼさない圧延材の強度と、調質処理をした後に所望の強度が得られる圧延材の強度を得ている。しかしながら、Ｃｒ量が低く焼入れ性が低いために、１０００ＭＰａを超える高強度部品としては耐水素脆化特性に課題がある。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、冷間鍛造前に球状化焼鈍を施さなくても、或いは、球状化焼鈍を短時間化しても、冷間鍛造時の割れ発生を効果的に抑制し、球状化焼鈍に続く焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性に優れた圧延線材を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記した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、下記（ａ）～（ｅ）の知見を得た。
　（ａ）球状化焼鈍を省略、或いは、短時間化しても、部品の成形が可能な程度に冷間鍛造性を確保できるよう、脱炭層を生成する可能性のある表層部分を除いた内部組織については、面積率で９５％以上がフェライトとパーライトとの混合組織であり、さらにはフェライト分率が４０％を超える必要がある。
　（ｂ）同じフェライトとパーライトとの混合組織であっても、圧延線材の表面近傍に存在する介在物を微細とし、かつ伸長した介在物を少なくすることで、冷間鍛造性を向上させることが可能であり、これによって、より複雑な部品の成形が可能となる。また、介在物の微細化や減少によって、焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性が向上する。
　（ｃ）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等の添加元素は、主に圧延線材の強度に影響を及ぼす。また、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ等の添加元素は、圧延線材に不可避的に含有される介在物の組成や形態に影響を及ぼす。優れた冷間鍛造性と、冷間鍛造部品として使用するために必要な焼入れ性や耐水素脆化特性を具備するためには、これら２つのタイプの添加元素のバランスを十分に考慮しなければならない。そして、上記の冷間鍛造性等を具備するには、さらに、製品圧延前の高温加熱後に圧延比６以上の一次圧延を行うことや、その後の仕上げ圧延の温度などの、鋼材の製造条件を制御する必要がある。これにより、冷間鍛造部品として使用可能なレベルでの焼入れ性を確保することを前提に、球状化焼鈍を省略、或いは、短時間化しても優れた冷間鍛造性を実現できる圧延線材を得ることができる。
　（ｄ）具体的には、化学成分を所定のバランスとした溶鋼から鋼塊や鋳片を製造した後、製品圧延するよりも前の段階で１２８０℃以上に高温加熱し、少なくとも３０ｍｉｎ以上の均熱時間を確保した直後に、圧延比６以上の一次圧延を行って、冷却する。これにより、凝固時に生成したＴｉを含む粗大な炭窒化物や炭化物、及びＴｉやＭｎを含む粗大な硫化物の一部が、一旦鋼に固溶するとともに、高温での一次圧延によって粗大な硫化物が分断され、その後の冷却過程で微細に再析出する。従って、冷間鍛造性に悪影響を与える粗大な硫化物が抑制されるとともに、再析出した微細な炭窒化物や炭化物が、その後に行う熱間での製品圧延時の加熱の際にピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大成長防止に寄与する。その結果、製品圧延後の冷却の際に析出するフェライトが微細化してフェライト分率が高くなり、ひいては（ａ）に記載した組織を得ることが可能となる。
　（ｅ）上記のように高温加熱後に一次圧延した鋼片は再加熱され、所定の径の線材に熱間で製品圧延される。しかしながら、製品圧延における最終の仕上げ圧延は５～１５／ｓｅｃの加工速度で７５０～８５０℃の温度範囲で行うことが望ましい。仕上げ圧延の加工速度及び温度範囲を管理することで、フェライト変態前のオーステナイト粒がより微細となり、フェライト分率が高くなるので、（ａ）に記載の組織を得ることができる。仕上げ圧延温度が７５０℃未満であれば、フェライト粒が微細になりすぎて圧延線材の強度を高め、冷間鍛造性が悪化する一方、仕上げ圧延温度が８５０℃超であれば、（ａ）に記載の組織を得ることができない。なお、製品圧延時の加熱温度は１０５０℃以下とすることが望ましい。
　上記（ａ）～（ｅ）の知見によって得られる圧延線材は、フェライトとパーライトの合計が面積率で９５％以上であってフェライト分率が４０％を超える内部組織を有する。また、この圧延線材においては、その最表層からＤ／８（Ｄは圧延線材の直径（ｍｍ）を表す。）の範囲に存在する硫化物の平均面積が６μｍ2以下である。さらに、この圧延線材においては、当該硫化物の平均アスペクト比が５以下である。このため、この圧延線材は、粗大で伸長した硫化物の存在率が少ない線材である。
　その結果、上記圧延線材は球状化焼鈍処理を省略、或いは、短時間化しても十分な冷間鍛造性を有しており、かつ焼入れ性を確保できるので冷間鍛造部品として好適に使用することができ、焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性にも優れた線材とすることができる。
　なお、冷間鍛造後に焼入れのためにＡｃ3点を超える温度に加熱すると、オーステナイト結晶粒の一部が異常に大きく成長する異常粒成長が発生することがあり、部品強度がばらつく要因となる。しかしながら、本発明における圧延線材は耐粗粒化特性に優れており、冷間鍛造後にＡｃ3点を超える温度に加熱した場合にも、結晶粒の異常粒成長を抑えることができる。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）～（３）に示す圧延線材にある。
　（１）　質量％で、
　　Ｃ　：０．２０％以上０．４０％未満、
　　Ｍｎ：０．１０％以上０．４０％未満、
　　Ｓ　：０．０２０％未満、
　　Ｐ　：０．０２０％未満、
　　Ｃｒ：０．７０％以上１．６０％以下、
　　Ａｌ：０．００５％以上０．０６０％以下、
　　Ｔｉ：０．０１０％以上０．０８０％以下
　　Ｂ　：０．０００３％以上０．００４０％以下、及び
　　Ｎ　：０．００２０％以上０．００８０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
　Ｔｉ、Ｎ、及びＳの各含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］とすると、
　　[Ｓ]≦０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）以下である一方
　　[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以下であり、
　内部組織が、面積率でフェライト分率４０％以上である、フェライトとパーライトとの混合組織であり、軸方向を含む平面での断面において、直径をＤ（ｍｍ）とした場合に最表層からＤ／８位置までの範囲に存在する硫化物の平均面積が６μｍ2以下であり、上記硫化物の平均アスペクト比が５以下である、ことを特徴とする、圧延線材。
　（２）上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｉ：０％以上０．４０％未満及びＮｂ：０％以上０．０５０％以下の少なくとも１種を含有する、上記（１）に記載の圧延線材。
　（３）上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、及びＶ：０．０５％以下の少なくとも１種を含有する、上記（１）又は（２）のいずれか１つに記載の圧延線材。
　（４）上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００５％以下及びＭｇ：０．００５％以下の少なくとも１種を含有する、上記（１）から（３）のいずれか１つに記載の圧延線材。
　本発明の圧延線材を素材として用いることにより、球状化焼鈍処理を省略、或いは、短時間化しても、冷間鍛造によって部品に成形することができ、焼入れ時にオーステナイト域へ加熱しても結晶粒の異常粒成長が抑制され、焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性にも優れた冷間鍛造部品として使用することができる。
本実施形態の[Ｔｉ]と[Ｓ]との関係を満たす領域を示す図である。 環状Ｖノッチ試験片を示す図である。
　以下、本実施形態の圧延線材について詳しく説明する。なお、本実施形態の圧延線材とは、棒状や線状の圧延鋼材であって、その径が５～２５ｍｍ程度のものを意味する。また、以下に示す各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　（Ａ）化学成分について
　Ｃ：０．２０％以上０．４０％未満
　Ｃは、鋼を強化する元素であり、０．２０％以上含有させなくてはならない。一方、Ｃの含有量が０．４０％以上であると、冷間鍛造性が低下する。従って、Ｃの含有量は０．２０％以上０．４０％未満とした。さらに冷間鍛造部品の焼入れ硬さを高めたい場合は、Ｃの含有量を０．２４％以上とすることが好ましく、さらに冷間鍛造性を高めたい場合は、０．３５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．１０％以上０．４０％未満
　Ｍｎは、焼入れ性を高めるのに必要な元素であるため、その下限値を０．１０％とした。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．４０％以上になると、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下してフェライト分率が低下し、さらにはベイナイトが生成するため、冷間鍛造性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は０．４０％未満とする必要がある。なお、焼入れ性を高めるために、Ｍｎは０．２０％以上含有することが好ましい。
　Ｓ：０．０２０％未満
　Ｓは、不純物として含有される。但し、Ｓの含有量が０．０２０％以上になると、鋼に含有される硫化物が粗大で伸長した形態となり、冷間鍛造性を低下させる。Ｓの含有量は、０．０１０％未満であることが好ましい。また、冷間鍛造性に優れた硫化物の形態や大きさを得るため、Ｓは同じ含有量範囲であっても、ＴｉやＮとのバランスを考慮して含有しなければならない。
　Ｐ：０．０２０％未満
　Ｐは、不純物として含有される。但し、Ｐの含有量が０．０２０％以上になると、冷間鍛造性が低下するだけでなく、オーステナイトへの加熱時にＰが粒界に偏析して焼入れ時の割れ発生の要因となり、しかも焼入れ・焼戻した後の耐水素脆化特性を低下させる。このため、Ｐの含有量は０．０２０％未満でなければならない。Ｐの含有量は、０．０１０％未満とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．７０％以上１．６０％以下
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に、焼入れ性を高めるのに必要な元素であり、本発明では０．７０％以上含有させなければならない。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．６０％を超えると、焼入れ性は高まるが、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下してフェライト分率が低下し、さらにはベイナイトが生成するため、冷間鍛造性が低下する。高い焼入れ性を安定して得るためには、Ｃｒの含有量を０．８０％以上とすることが好ましく、０．９０％以上含有させるのがさらに好ましい。一方、冷間鍛造性を一層高めたい場合には、Ｃｒの含有量を１．５０％以下とするのが好ましく、１．４０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ａｌ：０．００５％以上０．０６０％以下
　Ａｌは脱酸作用を有するだけでなく、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により、熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、ベイナイトの生成を抑制する作用を有する。このため、Ａｌは０．００５％以上含有させなくてはならない。一方、Ａｌの含有量が０．０６０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、粗大なＡｌＮが生成するので冷間鍛造性が低下する。ベイナイトの生成をさらに抑制したい場合には、Ａｌの含有量を０．０１５％以上であることが好ましく、０．０２０％以上であることがさらに好ましい。また、冷間鍛造性を高める観点から、Ａｌの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４５％以下であることがさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．０１０％以上０．０８０％以下
　Ｔｉは、ＮやＣと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、それらのピンニング効果によって、熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化して、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイトの生成を抑制し、フェライト分率を向上させる作用を有する。また、Ｔｉは、冷間鍛造後に焼入れのためにＡｃ3点を超える温度に加熱した際の、異常粒成長を抑制する作用も有する。さらに、Ｔｉは、鋼中に固溶するＮを低減してＢＮの生成を抑制するため、Ｂによる焼入れ性向上の効果を高める作用も有する。加えて、Ｔｉは、Ｓと反応して硫化物の組成を変えて硫化物を微細化し、冷間鍛造性や耐水素脆化特性を高める効果も有するため、ＮやＳとのバランスを考慮して添加しなければならない。
　これらの効果を得るためには、Ｔｉは０．０１０％以上含有させなければならない。これらの効果をさらに得るには、Ｔｉの含有量は０．０３０％以上であることが好ましく、０．０６０％以上とすることがさらに好ましい。一方、０．０８０％を超えて含有させた場合には、仕上げ圧延時に微細なＴｉ炭化物が析出してしまい、フェライト相を強化して冷間鍛造性を悪化させるので、Ｔｉの含有量は０．０７０％以下である。なお、Ｔｉは炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成するとともに、硫化物に固溶し、硫化物の形態や大きさに影響を与える。このため、焼入れ時における異常粒成長の抑制や冷間鍛造性、耐水素脆化特性の向上に寄与する。従って、Ｔｉの含有量は上記範囲であっても、ＳやＮとのバランスを考慮して含有しなければならない。
　Ｂ：０．０００３％以上０．００４０％以下
　Ｂは、微量添加することで鋼の焼入れ性を高めるのに有効であり、０．０００３％以上含有させなければならない。しかしながら、０．００４０％を超えて含有させても効果が飽和するだけでなく、冷間鍛造性が劣化する。焼入れ性をさらに高めたい場合には、Ｂの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。一方、冷間鍛造性をさらに向上させる場合には、Ｂの含有量は、０．００３０％以下とするのが好ましく、０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｎ：０．００２０％以上０．００８０％以下
　ＮはＴｉやＡｌと結合して窒化物や炭窒化物を生成し、熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化する効果や、冷間鍛造部品を焼入れする際の加熱時の異常粒成長を抑制する効果を有する。但し、Ｎ含有量は、硫化物の組成や形態に影響を与えるＴｉとのバランスを考慮して決定しなければならない。これらの効果を得るために、Ｎは０．００２０％以上含有させなければならず、０．００３０％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎを過剰に含有させてもこれらの効果が飽和するばかりではなく、Ｂと結合して窒化物を生成し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を弱めてしまうため、Ｎの含有量は０．００８０％以下とする必要がある。安定して焼入れ性を向上するにはＮ含有量は０．００７０％未満とすることが好ましく、０．００６０％以下とするのがさらに好ましい。なお、ＮはＴｉと結合して窒化物又は炭窒化物を生成する。このため、Ｎは、硫化物の形態や大きさに影響を与えるＴｉ量に影響を与える。従って、ＮはＴｉやＳとのバランスを考慮して含有しなければならない。
　本願発明においては、ここまで述べたとおり、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの各元素のバランスが重要である。特に、（［Ｔｉ］－３．４×［Ｎ］）が［Ｓ］との比において過度に小さい場合、Ｔｉが硫化物に固溶して硫化物を微細化する効果が得られず、粗大な硫化物が存在しやすくなる。これは、本発明では冷間鍛造性に適したフェライト・パーライト組織を得るためにＭｎの含有量が低く、硫化物中にＦｅが固溶して硫化物が粗大化しやすいことが背景にある。
　一方、（［Ｔｉ］－３．４×［Ｎ］）が［Ｓ］との比において過度に大きい場合、微細なＴｉ炭化物がフェライト中に析出し、フェライトの強度を高め、冷間鍛造性を低下させる。
　（［Ｔｉ］－３．４×［Ｎ］）が［Ｓ］との比において適切な量であることで、含有される硫化物はＴｉが固溶した組成となる。その結果、硫化物が微細化し、母材の冷間鍛造性が改善される。また、焼入れ時にオーステナイト域へ加熱しても結晶粒の異常粒成長が抑制され、焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性にも優れた冷間鍛造部品として使用することができる。
　これを踏まえ、本実施形態の圧延線材におけるＴｉ、Ｎ、及びＳの各含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］とすると、これらが、
　　[Ｓ]≦０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）以下である一方
　　[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以下である、
との条件を満たす。この定義では、［Ｔｉ］の上限を規定する数式が、［Ｓ］＝０．００１０を境界に変わっている。この理由については後述する。
　図１の斜線部分は、上記の[Ｔｉ]と[Ｓ]と［Ｎ］との関係を満たす領域を示すものである。図１中、縦軸で示す値Ａは、上記[Ｎ]に依存する値（[Ｎ]の３．４倍の値）であり、具体的には０．００６８（質量％）から０．０２７２（質量％）までの範囲で変動する値である。なお、本願発明では［Ｎ］は０．００２０％以上０．００８０％以下と規定されているため、値Ａは０．００６８以上、０．０２７２以下となる。
　[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上であることで、含有される硫化物はＴｉが固溶した組成となり、微細化するため冷間鍛造性を改善される。
　また、[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以下であることで、微細なＴｉ炭化物の析出量を抑え、フェライトの強度が過剰に高くなり過ぎず、冷間鍛造性の低下を防止できる。
　[Ｓ]≦０．００１０の場合についても、[Ｓ]≧０．００１０の場合と同様に、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上であることで、含有される硫化物はＴｉが固溶した組成となり、微細化するため冷間鍛造性を改善される。
　これに対し、[Ｓ]≦０．００１０の場合における[Ｔｉ]の上限は、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）と規定される。[Ｔｉ]がこの範囲にある場合、線材内部に析出する微細なＴｉ炭化物の量が少なく、フェライトの強度が過剰に高くならず、冷間鍛造性の低下を防止できる。
　ここで、[Ｔｉ]の上限値について、 [Ｓ]＝０．００１０の前後で数式を分けた理由を説明する。上述の通り、[Ｔｉ]の上限値は、微細なＴｉ炭化物の析出量を抑制し、線材の強度を適正なものとするために制限されている。[Ｔｉ]が少ない領域、特に[Ｔｉ]が（０．００８＋３．４×[Ｎ]）以下の領域においては、（[Ｓ]含有量によらず）生成される微細なＴｉ炭化物が微量であり、線材硬さに与える影響が小さい。[Ｓ] が比較的多い領域で[Ｔｉ]の上限を規定する式（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）と、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）との交点では、[Ｓ]＝０．００１０である。
　すなわち、[Ｓ]≦０．００１０の範囲では、[Ｔｉ]が（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上であっても、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）以下であれば、本願発明の目的を達成できる圧延線材を製造可能である。そのため、[Ｓ]≦０．００１０の領域には、[Ｓ]≧０．００１０の領域とは異なる規定を導入した。
　また、本実施形態に係る圧延線材は、主に冷間鍛造後、焼入れ・焼戻しによって強度を付与する部品に用いられることが多い。このことから、部品としての焼入れ性を確保するために、当該圧延線材に含有されるＣ、Ｍｎ、Ｃｒは下記＜１＞式を満たすことが好ましい。
［Ｍｎ］×［Ｃｒ］＞０．１３４×（Ｄ／２５．４－（０．５０×√［Ｃ］））／（０．５０×√［Ｃ］）　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・・＜１＞
　ここで、上記式中、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃ］は、それぞれの元素の質量％での含有量を表し、Ｄは圧延線材の直径（ｍｍ）を表す。
　ここで、式＜１＞の左辺は、鋼に含有されるＭｎ、Ｃｒの質量％の積で表される値であり、高強度冷間鍛造部品として求められる焼入れ性を確保するために必要なパラメータである。
　これに対し、式＜１＞の右辺は、直径がＤ（ｍｍ）である圧延線材をＡｃ３点以上の温度まで加熱し、油冷による焼入れ処理をした場合における、圧延線材の中心部である表面からＤ／２（ｍｍ）位置において得られるマルテンサイトの分率に影響する、Ｄと［Ｃ］との関係を表すパラメータである。
　そして、高強度冷間鍛造部品として充分な焼入れ性を確保するためには、式＜１＞において左辺の値が右辺の値よりも大きいことが好ましい。
　なお、本実施形態に係る圧延線材における残部は「Ｆｅ及び不純物」である。ここで、「不純物」とは、意図せずに圧延線材中に含有される成分であり、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石及びスクラップから混入されるもの、或いは製造環境に依存して混入されるものを指す。例えば、酸素は不純物であり、粗大な酸化物の生成を抑制し、冷間鍛造性が悪くなることを避けるため、０．００３０％以下に抑えることが好ましく、０．００２０％以下に抑えることがさらに好ましく、０．００１５％以下に抑えることが極めて好ましい。
　次に、本実施形態に係る線材には、残部としてのＦｅの一部に代えて、必要に応じて、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ及びＭｇから選択される少なくとも１種以上の元素を含有させてもよい。以下に、任意添加元素であるＮｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ及びＭｇの含有量と、当該含有量の設定理由について詳述する。
　Ｓｉ：０％以上０．４０％未満
　Ｓｉは、熱間圧延状態の圧延線材の引張り強度を下げるため、その含有量は低いほど好ましい。但し、Ｓｉは固溶強化によってフェライトを強化するため、冷間鍛造部品の焼戻し硬さを高めたい場合には、含有させてもよい。この場合、Ｓｉの含有量は０．４０％未満とする必要がある。Ｓｉの含有量が０．４０％以上では冷間鍛造性が低下する。冷間鍛造性を高めたい場合には、Ｓｉの含有量は０．３０％未満とすることが好ましく、０．２０％未満とすることがさらに好ましい。
　Ｎｂ：０％以上０．０５０％以下
　Ｎｂは、ＣやＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して、それらのピンニング効果により、熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化するため、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイト生成を抑制し、フェライト分率を向上させる作用を有する。また、Ｎｂの炭化物、窒化物又は炭窒化物は、冷間鍛造部品を焼入れする際の加熱時の結晶粒の異常粒成長を抑制する。本実施形態では、Ｎｂを添加しなくても、フェライト分率の向上や結晶粒の異常粒成長の抑制を実現することができる。しかしながら、これらの効果を確実に実現した場合には、Ｎｂを添加することが有効である。即ち、これらの効果を確実に得るためには、Ｎｂは０．００３％以上含有させることが好ましく、０．００５％以上含有させることがさらに好ましく、０．０１０％以上含有させることが極めて好ましい。一方、Ｎｂを、０．０５０％を超えて含有させた場合は、これらの効果が飽和するだけでなく、圧延線材の冷間鍛造性を低下させてしまうおそれがある。このため、Ｎｂの含有量は０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であることがより好ましい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める元素であり、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎ、仕上げ圧延後にベイナイトが生成してしまい、圧延線材の冷間鍛造性の低下を招く。従って、Ｃｕの含有量は、０．５０以下％であることが好ましく、０．３０％以下であることがさらに好ましく、０．２０％以下であることが極めて好ましい。なお、上述したＣｕの添加効果を安定して得るためには、Ｃｕの含有量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。
　Ｎｉ：０．３０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であり、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．３０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、焼入れ性が高くなりすぎ、仕上げ圧延後にベイナイトが生成してしまい、冷間鍛造性の低下を招く。従って、Ｎｉの含有量は、０．３０％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることがさらに好ましく、０．１０％以下であることが極めて好ましい。なお、前述したＮｉの効果を安定して得るためには、Ｎｉの含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０３％以上であればさらに好ましい。
　Ｍｏ：０．０５％以下
　Ｍｏは、固溶強化によって鋼を強化する元素であり、鋼の焼入れ性を大きく向上させる。この目的でＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．０５％を超えると、仕上げ圧延後にベイナイトやマルテンサイトが生成し、冷間鍛造性の低下を招く。従って、Ｍｏの含有量は０．０５％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがさらに好ましく、０．０２％以下であることが極めて好ましい。なお、前述したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｖ：０．０５％以下
　ＶはＣ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成するが、微量に添加することで鋼の焼入れ性を向上する作用もある。このため、Ｖを含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．０５％を超えると、析出する炭化物や炭窒化物によって圧延線材の強度が増大し、冷間鍛造性の低下を招く。従って、Ｖの含有量は０．０５％以下であることが好ましい。冷間鍛造性を向上させる観点からＶの含有量は、０．０３％以下であることがさらに好ましく、０．０２％以下であることが極めて好ましい。なお、前述したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｚｒ：０．０５％以下
　Ｚｒは、微量に添加することで鋼の焼入れ性を向上する作用もある。その目的で微量のＺｒを添加してもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が０．０５％を超えると、粗大な窒化物が生成し、冷間鍛造性を低下させる。従って、Ｚｒの含有量は０．０５％以下であることが好ましい。冷間鍛造性を向上させる観点からＺｒの量は０．０３％以下であることがさらに好ましく、０．０２％以下であることが極めて好ましい。なお、前述したＺｒの効果を安定して得るためには、Ｚｒの含有量は、０．００３％以上であることが好ましい。
　Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは、Ｓと結合して硫化物を形成し、ＭｎＳの生成核として作用するため、ＣａにはＭｎＳを微細に分散させる作用がある。このようにＭｎＳを微細に分散させることで、仕上げ圧延後の冷却時にＭｎＳを生成核としてフェライトが析出するため、Ｃａにはフェライト分率を向上させる効果がある。このため、Ｃａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると上記効果は飽和し、しかもＣａがＡｌとともに鋼中の酸素と反応して生成する酸化物が粗大となり、冷間鍛造性の低下を招く。従って、Ｃａの含有量は０．００５％以下であることが好まく、０．００３％以下であることがさらに好ましく、０．００２％以下であることが極めて好ましい。なお、前述したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上であることが好ましい。
　Ｍｇ：０．００５％以下
　Ｍｇは、Ｓと結合して硫化物を形成し、ＭｎＳの生成核として作用するため、ＭｇにはＭｎＳを微細に分散させる効果がある。このようにＭｎＳを微細に分散させることで、仕上げ圧延後の冷却時にＭｎＳを生成核としてフェライトが析出するため、Ｍｇにはフェライト分率を向上させる効果がある。このため、Ｍｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．００５％を超えると上記効果は飽和する。また、Ｍｇは添加歩留まりが悪く、製造コストを悪化させるため、含有させる。従って、Ｍｇの含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがさらに好ましく、０．００２％以下であることが極めて好ましい。なお、前述したＭｇの効果を安定して得るためには、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上であることが好ましい。
　（Ｂ）圧延線材の内部組織について
　本実施形態に係る圧延線材は、冷間鍛造性に優れており、従来２０時間程度要していた製品圧延後の球状化焼鈍処理を省略し、或いは当該処理の時間を半分程度としても、冷間鍛造時の金型寿命低下や、成形部品の割れなどが生じることはない。これは、調整された鋼の化学成分だけでなく、圧延線材の製造条件を制御することによって、圧延線材の金属組織を冷間鍛造に適した形態に制御しているためである。
　具体的には、本実施形態に係る圧延線材では、脱炭層が生成される可能性のある表層部分を除いた内部組織は、面積率で９５％以上がフェライトとパーライトとの混合組織であって、フェライト組織の分率が４０％以上の組織である。ここで、本実施形態におけるフェライトには、パーライトに含まれるラメラセメンタイト間のフェライトは含まれない。また、フェライトとパーライトとの混合組織が面積率で全体の９５％以上とは、マルテンサイトやベイナイトの合計が５％未満であることを意味する。良好な冷間鍛造性を得るには、上述のように、フェライトとパーライトとの混合組織を、面積率で９５％以上とする必要があり、１００％とすることがさらに好ましい。
　フェライト分率が４０％未満の場合には、良好な冷間鍛造性が確保できず、成形時に部品に割れが生じ、また圧延線材の変形抵抗が高いために金型寿命が短くなる、といった問題が生じる。フェライト分率は４５％以上であることが好ましく、５０％以上であることが極めて好ましい。
　また、フェライト分率は６０％以下であることが冷間鍛造中の焼きつきによる鍛造不良を抑制できるという理由で好ましい。フェライト分率は、５５％以下であることがさらに好ましい。　
　（Ｃ）線材の介在物の形態について
　本実施形態に係る圧延線材は、冷間鍛造性に優れており、冷間鍛造時に、金型寿命低下や成形部品の割れなどが生じることはない。また、線材を焼入れする目的でオーステナイト域へ加熱しても、結晶粒の異常粒成長が抑制され、さらに焼戻し後の耐水素脆化特性にも優れている。これは、調整された鋼の化学成分や圧延線材の金属組織を制御しただけではなく、さらに圧延線材表面近傍に含まれる硫化物の形態を微細にし、圧延方向に伸長した硫化物を少なくしているためである。
　具体的には、本実施形態に係る線材では、化学成分や圧延条件の適正化によって圧延線材の内部組織を、フェライト分率が４０％以上である、フェライトとパーライトとの混合組織とし、冷間鍛造性を向上させている。特に、冷間鍛造性に適したフェライトとパーライトとの混合組織を得るために、Ｍｎの含有量を制限しているが、このような低Ｍｎの成分系では、鋳片に含まれる硫化物はＦｅを固溶した硫化物となるため、粗大化しやすい。このため、上記のようにＴｉ、Ｎ、Ｓをバランスよく含有させることで、硫化物にＴｉが固溶し、硫化物の粗大化を抑制することができる。
　さらに、それでも鋳片の段階で残った粗大な硫化物については、製品圧延するよりも前の段階で１２８０℃以上に高温加熱し、少なくとも３０ｍｉｎ以上の均熱時間を確保した直後に圧延比６以上の一次圧延を行うことで、分断される。そして、さらに高温加熱によって固溶した粗大な硫化物の一部が、その後の冷却過程で微細に再析出する。これらの処理により、冷間鍛造性や耐水素脆化特性に悪影響を与える粗大な硫化物を抑制することができる。特に、圧延線材から冷間鍛造部品に成形する際には、表層からＤ／８（Ｄ：圧延線材の直径）の範囲に存在する硫化物が冷間鍛造による割れや水素脆化を誘発する。このため、本実施形態においては、圧延線材の軸方向を含む断面において、最表層からＤ／８の範囲に存在する硫化物の平均面積を６μｍ2以下とし、さらには当該硫化物の平均アスペクト比を５以下としている。
　硫化物の平均面積が６μｍ2より大きくなると、その形態によらず冷間鍛造の際に粗大な硫化物の周辺に応力が集中し、割れ発生の起点となる。また、硫化物の平均面積が６μｍ2より大きくなると、焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性も劣化する。このため、本実施形態に係る圧延線材では、最表層からＤ／８の範囲に存在する硫化物の平均面積を６μｍ2以下としている。なお、この硫化物の平均面積は、小さければ小さい程好ましい。
　また、本実施形態に係る圧延線材では、硫化物の大きさに関わらず、硫化物の最大長さと最大幅の比であるアスペクト比の平均値を５より小さくしている。これにより、伸長した硫化物が割れ発生の起点になることが抑制される。なお、この硫化物の平均アスペクト比は小さければ小さい程好ましい。
　（Ｄ）線材の製造プロセスについて
　本実施形態では、圧延線材の化学成分だけではなく、圧延線材の製造条件を制御することで、製品圧延ままの組織や介在物の形態を制御し、冷間鍛造部品として好適に使用できる圧延線材を提供することができる。以下に、製品圧延後の組織や、介在物の形態を制御するための製造方法を例示する。なお、圧延線材の化学成分や組織の形態及び介在物の形態が、上述した本発明の範囲内であれば本発明の効果を損なうことはない。なお、仮に、化学成分及び組織の形態が本発明の範囲内にある圧延線材が、下記の製造プロセス以外の製造プロセスによって得られた場合であっても、その圧延線材が本発明に含まれる。
　具体的には、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｓ、Ｎ等の化学成分を調整して、転炉や電気炉等によって溶製、鋳造した鋼塊や鋳片を分塊圧延し、鋼片である製品圧延用素材とする。本発明の圧延線材を得るには、鋼塊や鋳片を分塊圧延する段階で、少なくとも１２８０℃以上に高温加熱し、３０ｍｉｎ以上均熱状態とした直後に圧延比６以上の一次圧延を行い、次いで冷却する必要がある。これは、鋳片段階で生成していた粗大な硫化物を一次圧延によって分断し、さらに粗大な硫化物の一部を高温加熱によって固溶させ、その後の冷却過程で微細に再析出させるためである。また、凝固により鋳片に生成した粗大なＴｉ炭窒化物、Ｔｉ炭化物などの炭窒化物や炭化物を、高温加熱することで一旦鋼に固溶させて、冷却過程で微細に再析出させるためでもある。
　その後、分塊圧延によって得られた鋼片を再加熱して、所定の径の線材へ熱間で製品圧延するが、このときの製品圧延時の加熱温度は１０５０℃以下とする。これは、製品圧延時の加熱温度を高くし過ぎると、前述の高温加熱処理によって再析出した微細な炭窒化物や炭化物が再び固溶し、製品圧延後の冷却時のフェライト変態に併せてこれらの窒化物や炭化物が整合析出するためである。このように整合析出が起こると、製品圧延後の強度を高めてしまい、冷間鍛造性が低下してしまう。なお、製品圧延時の加熱によって固溶しないＴｉ炭窒化物、Ｔｉ炭化物などの炭窒化物や炭化物は、製品圧延後の強度に影響を及ぼすことなく、冷間鍛造性を劣化させず、冷間鍛造後の焼入れ時にＡｃ3点以上に加熱しても結晶粒の異常粒成長を抑制する効果がある。
　さらに、製品圧延の仕上げ圧延によって、所定の径の線材に最終的に仕上げる。仕上げ圧延は製品圧延の最終工程における仕上げ圧延機列で実施される圧延であり、加工速度Ｚを５～１５／ｓｅｃとし、７５０～８５０℃の圧延温度範囲で行う。加工速度Ｚは、仕上げ圧延による線材の断面減少率及び仕上げ圧延時間から下記＜２＞式によって求められる値である。また、仕上げ圧延温度は、仕上げ圧延機列出側の温度を、赤外線放射温度計などを用いて測定すればよい。
　Ｚ＝－ｌｎ（１－Ｒ）／ｔ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・・＜２＞
　ここで、Ｒは仕上げ圧延による線材の断面減少率であり、ｔは仕上げ圧延時間（ｓｅｃ）を指す。
　また、断面減少率Ｒは圧延線材の仕上げ圧延前の断面積Ａ0と仕上げ圧延後の断面積ＡからＲ＝（Ａ0－Ａ）／Ａ0によって求められる。
　仕上げ圧延時間ｔは、圧延線材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圧延機から最後の圧延機までの距離を、圧延線材の平均搬送速度で割ることにより求めることができる。
　仕上げ圧延の温度が７５０℃未満である場合や、仕上げ圧延の加工速度が１５／ｓｅｃ超である場合は、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るため、冷却後の組織が微細になり過ぎて強度が高くなり、冷間鍛造性が劣化する。これに対し、仕上げ圧延の温度が８５０℃超である場合や、加工速度が５／ｓｅｃ未満である場合は、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ため、冷却後の組織のフェライト分率が小さくなり、冷間鍛造性が劣化する。なお、仕上げ圧延が完了した後、圧延線材の表面温度が５００℃になるまでの冷却速度の範囲は０．２～５℃／ｓｅｃとすることが好ましい。
　以下に、実施例によって本発明を具体的に説明する。
　本発明では、同じ化学成分の鋼でも製造プロセスによっては本発明の要件を満足しない場合もある。このため、まず、化学成分がほぼ同じ鋼を用いて、異なる条件で圧延線材を製造して、本発明の効果を調査した。また、化学成分が異なる鋼を用いて、同じ条件で圧延線材を製造して、本発明の効果を調査した。
　まず、化学成分がほぼ同じ鋼を用いた例については、表１に示す成分を採用し、さらに同表に示す条件（一次圧延加熱温度、一次圧延圧下比、線材圧延加熱温度、及び仕上げ圧延温度）に従い、分塊圧延後の鋼片を得て、当該鋼片から所定の径の線材に製品圧延して、圧延線材（発明例Ａ０及び比較例Ａ１～Ａ６）を得た。なお、表１中の「－」の表記は、当該元素の含有量が不純物レベルであり、実質的に含有されていないと判断できることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、化学成分が異なる鋼を用いた例については、表２に示す成分を採用し、鋳片から鋼片を得る段階で、一次圧延加熱温度を１２８０℃以上とし、一次圧延圧下比を６以上で分塊圧延を行った。そして、得られた鋼片を用いて、製品圧延（線材圧延加熱温度：１０３０～１０５０℃、仕上げ圧延温度：７５０～８５０℃）を行って、圧延線材（発明例１～１４及び比較例１５～２５）を得た。なお、表２中の「－」の表記は、当該元素の含有量が不純物レベルであり、実質的に含有されていないと判断できることを示す。なお、表２中の「－」の表記は、当該元素の含有量が不純物レベルであり、実質的に含有されていないと判断できることを意味する。
　また表２に以下の式で示される指標Ｙ１を併記する。
　Ｙ１＝（［Ｔｉ］－３．４×［Ｎ］）／［Ｓ］　　　　・・・＜１＞
　ここで、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
　Ｙ１は、鋼に含有されるＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量バランスを表す式であり、高強度冷間鍛造用部品として使用可能な焼入れ性や、圧延鋼材の表面近傍に存在する硫化物の形態、大きさを制御し、優れた冷間鍛造性や焼入れ時の異常粒成長の抑制、および焼入れ・焼戻し後に優れた耐水素脆化特性を与えるために必要なパラメータである。
　上述した通り、本実施形態の圧延線材では　[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以下であることが要件である。この要件は、指標Ｙ１を用いることにより、４．５≦Ｙ１≦８．０と表現される。
　[Ｓ]≦０．００１０の場合も、[Ｔｉ]の下限は（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）である。これは、４．５≦Ｙ１と表現される。一方、[Ｓ]≦０．００１０の範囲での[Ｔｉ]の上限は（０．００８＋３．４×[Ｎ]）と表現され、Ｙ１によらない。この領域では、[Ｔｉ]は、Ｙ１＞８．０となる領域にあることを許容される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示す化学成分の発明例の試験番号Ａ０、及び比較例Ａ１～Ａ６については、以下のように圧延線材を作製した。
　即ち、表１に示す発明例Ａ０は、鋳片を１２９０℃の炉内に挿入し、２時間均熱した後、炉外に取り出した直後に分塊して、１６２ｍｍ角の鋼片とした。このとき、圧延比は７．５であった。
　一方、比較例Ａ１は、鋳片を１１８０℃の炉内に挿入し、２時間均熱した後、炉外に取り出した直後に分塊して、１６２ｍｍ角の鋼片とした。このとき、圧延比はＡ０と同じ７．５であった。
　また、比較例Ａ５は、鋳片を１２００℃の炉内に挿入し、２時間均熱した後、炉外に取り出した直後に分塊して、１６２ｍｍ角の鋼片とした。このとき、圧延比はＡ０と同じ７．５であった。
　また、比較例Ａ２、Ａ６は、断面積がＡ０やＡ１よりも小さい鋳片を１２９０℃の炉内に挿入し、２時間均熱した後、炉外に取り出した直後に分塊して、１６２ｍｍ角の鋼片とした。このとき、比較例Ａ２の圧延比は２．４であり、比較例Ａ６の圧延比は５．３であった。
　次に、これら圧延用素材となる鋼片を、それぞれ１０４０℃で加熱した後、仕上げ圧延温度が８２０℃で所定の径となるように製品圧延を行い、圧延線材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５～１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、変態が完了するまでの平均冷却速度を０．４℃／ｓｅｃとして調整冷却を行った。
　比較例Ａ３、Ａ４は、発明例Ａ０と同じ化学成分で、Ａ０と同じ条件で分塊圧延して得た１６２ｍｍ角の鋼片を製品圧延用素材とし、製品圧延前の加熱温度や仕上げ圧延の温度を変更して、圧延線材を作製した。具体的には、比較例Ａ３は、製品圧延の加熱温度を１０５０℃として加熱した後、圧延温度が９５０℃で所定の径となるように仕上げ圧延を行い、圧延線材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５～１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、変態が完了するまでの平均冷却速度は０．４℃／ｓｅｃであった。
　比較例Ａ４は、製品圧延の加熱温度を１１５０℃として加熱した後、圧延温度が８３０℃で所定の径となるように仕上げ圧延を行い、圧延線材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５～１５／ｓｅｃの範囲とし、仕上げ圧延完了後、変態が完了するまでの平均冷却速度は０．４℃／ｓｅｃとした。
　比較例Ａ６は、発明例Ａ０と異なる化学成分で、Ａ０と異なる条件で分塊圧延して得た１６２ｍｍ角の鋼片を製品圧延用素材とし、製品圧延前の加熱温度や仕上げ圧延の温度を変更して、圧延線材を作製した。具体的には、比較例Ａ６は、一次圧延温度を１２９０℃℃とし、一次圧延圧下比を５．３とした例であり、製品圧延の加熱温度を１０４０℃として加熱した後、圧延温度が８２０℃で所定の径となるように仕上げ圧延を行い、圧延線材を作製した。このとき、仕上げ圧延による加工速度は５～１５／ｓｅｃの範囲とし、仕上げ圧延完了後、変態が完了するまでの平均冷却速度は０．４℃／ｓｅｃとした。
　次に、表２に示す化学成分の発明例の試験番号１～１４、及び比較例１５～２５については、以下のように圧延線材を作製した。
　即ち、表２に示す各化学成分の鋼を、真空溶解炉で溶製した。溶製した鋳片は１２９０℃に加熱した炉内に挿入し、２時間均熱した後、炉外に取り出した直後に分塊圧延して１４０ｍｍ角の鋼片とし、これを製品圧延用素材とした。このとき、圧延比は７．４であった。次いで、製品圧延用素材を１０３０～１０５０℃で加熱した後、仕上げ圧延温度を７５０～８５０℃の間となるよう調整して、製品圧延を実施し、直径１４ｍｍの線材とした。このとき、仕上げ圧延による加工速度はいずれも５～１５／ｓｅｃの範囲であり、仕上げ圧延完了後、変態が完了するまでの平均冷却速度は０．４～２℃／ｓｅｃあった。
　以上のように作製した圧延線材（発明例Ａ０及び比較例Ａ１～Ａ６、並びに発明例１～１４及び比較例１５～２５）について、フェライト分率（面積％）、介在物の形態（硫化物平均面積（μｍ２）及び硫化物平均アスペクト比）、冷間鍛造性（変形抵抗及び割れ）、耐水素脆化特性、及び異常粗大粒発生の有無について調査した。
　（圧延線材のミクロ組織（フェライト分率）の調査）
　圧延線材を長さ１０ｍｍに切断した後、横断面（圧延線材の軸と直交する断面）が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。次いで、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）で表面を腐食してミクロ組織を現出させた。その後、圧延線材の表面からＤ／４（Ｄ：圧延線材の直径）の位置で、光学顕微鏡を用い、倍率２００倍で５視野のミクロ組織写真を撮影して「相」を同定した。その結果、実施例および比較例のいずれの検体においても、面積率で９５％以上がフェライト・パーライトであることを確認した。さらに、画像解析ソフトを用いて各視野におけるフェライト面積率を測定し、これらの平均値を求めて各例におけるフェライト分率とした。
　（介在物の形態（硫化物平均面積（μｍ２）及び硫化物平均アスペクト比）の調査）
　圧延線材を長さ１２ｍｍに切断した後、圧延線材の縦断面（線材の軸を含む平面）が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。被検面は圧延線材の長手方向と平行とし、圧延線材の表面からＤ／８（Ｄ：圧延線材の直径）の位置までの範囲に存在する硫化物と推測される介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により特定した。より具体的には、圧延線材の表面からＤ／８の範囲において、被検面内の任意の観察領域を、５００倍の倍率で１００箇所特定した。各観察領域の面積は、２５４μｍ×１９０μｍであり、観察領域の総面積は４．８ｍｍ2であった。そして、各観察領域の反射電子像によって判別されるコントラストに基づいて、介在物を特定し、特定された各介在物の面積およびアスペクト比を測定した。最後に、これらの平均値を求めて各例における硫化物平均面積（面積％）、及び硫化物平均アスペクト比とした。なお、特定された介在物はエネルギー分散Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって硫化物であることが確認された。
　（冷間鍛造性（変形抵抗、割れ）の調査）
　冷間鍛造性は、冷間加工した際の変形抵抗と、圧延線材についての割れ発生の有無と、によって評価した。具体的には、圧延線材の中心部に相当する位置から、φ１０×１５ｍｍＬの丸棒を機械加工して切り出し、冷間圧縮試験によって変形抵抗を測定し、また加工時の割れ発生の有無について調査した。試験片をひずみ（ε＝２．２）になるまで段階的に圧縮し、圧縮時の最大荷重を測定し、変形抵抗を算出した。また、試験片表面に割れが生じたかどうかを目視によって判断した。
　変形抵抗については、最大荷重から算出した変形抵抗が１００ｋｇｆ／ｍｍ2（９８０ＭＰａ）未満であった場合を「good」とする一方、当該変形抵抗が１００ｋｇｆ／ｍｍ2（９８０ＭＰａ）以上であった場合を「not good」とした。割れについては、試験片のどの部分にも割れが生じなかった場合を「good」とする一方、試験片表面の少なくともいずれかに割れが生じた場合を「not good」とした。そして、変形抵抗と割れのいずれの評価も「good」であった場合を「good」として総合評価とする一方、変形抵抗と割れの少なくともいずれかの不合格の場合を「not good」として総合評価した。
　（耐水素脆化特性の調査）
　圧延線材に焼入れ・焼戻しを施して、圧延線材の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。次に、引張強度が調整された線材に対して機械加工を施して、図２に示す環状Ｖノッチ付き試験片を得た。図２中、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。また、同図中、「φ数値」は指定された部位の直径（ｍｍ）を示し、「６０°」はＶノッチ角度を示し、「０．１７５Ｒ」はＶノッチ底半径を示す。なお、試験片は各発明例及び各比較例について、それぞれ、１０本準備した。
　次に、各発明例及び各比較例のそれぞれについて、電解チャージ法を用いて、複数の環状Ｖノッチ付き試験片中に、様々な濃度の水素を導入した。なお、電解チャージ法は以下のとおりに実施した。即ち、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。その後、試験片の表面に亜鉛めっき被膜を形成することで、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、一定荷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の双方に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施し、試験片中の水素量を測定した。測定後、各発明例及び各比較例のそれぞれについて、破断しなかった試験片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の限界拡散性水素量（０．４０ｐｐｍ）を基準として、各発明例及び各比較例のそれぞれについて、限界拡散性水素量が０．４０ｐｐｍ以上の場合を「good」と評価し、０．４０ｐｐｍ未満の場合を「not good」と評価した。
　（異常粗大粒発生の有無の調査）
　冷間鍛造性（変形抵抗、割れ）の調査で加工した試験片を再加熱し、異常粗大粒発生の有無を確認した。具体的には、冷間加工した試験片を、不活性ガス雰囲気、８８０℃の炉内で３０分加熱した後、６０℃の油槽に浸漬する焼入れを行い、試験片のミクロ組織を観察して、異常粗大粒の発生の有無を観察した。試験片の内部組織が観察できるように、焼入れした試験片を軸方向と平行に切断し、樹脂埋めした。次いで、旧オーステナイト粒界が現出できるよう表面を腐食して、ミクロ組織を光学顕微鏡によって観察した。倍率は５００倍とし、冷間加工する前の試験片のＤ１／４（Ｄ１：試験片の直径）に相当する位置を観察し、整粒のみが観察された場合を「good」、異常粗大粒が観察された場合を「not good」と判定した。なお、整粒のみが観察された組織は、５～３０μｍ程度の旧オーステナイト粒を呈しており、異常粗大粒が観察された組織には、１００μｍを超えて成長した結晶粒が混在していた。
　以上に説明した、フェライト分率（面積％）、介在物の形態（硫化物平均面積（μｍ２）及び硫化物平均アスペクト比）、冷間鍛造性（変形抵抗及び割れ）、耐水素脆化特性、及び異常粗大粒発生の有無、について調査結果を、表３（発明例Ａ０及び比較例Ａ１～Ａ６について）及び表４（発明例１～１４及び比較例１５～２５について）に示す。また、表３、４中には、図１に示す[Ｔｉ]と[Ｓ]との関係を満たすか、についても併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、４によれば、発明例Ａ０及び発明例１～１４は、各元素について本願所定の含有量を有するとともに、Ｔｉ含有量とＳ含有量との関係が図１の斜線領域の範囲を満たしており、さらには、フェライト分率、硫化物の平均面積、及び硫化物の平均アスペクト比が本願所定の範囲内となっている。このため、発明例Ａ０及び発明例１～１４では、冷間鍛造性、耐水素脆化特性、及び異常粗大粒発生の有無、のいずれについても好適な結果が得られていることが判る。
　これに対し、比較例Ａ１～Ａ６及び比較例１５～２５は、各元素について本願所定の含有量を有しないか、Ｔｉ含有量とＳ含有量との関係が図１の斜線領域の範囲を満たしていないか、或いは、フェライト分率、硫化物の平均面積、及び硫化物の平均アスペクト比が本願所定の範囲内となっていない。このため、比較例Ａ１～Ａ６及び比較例１５～２５では、冷間鍛造性、耐水素脆化特性、及び異常粗大粒発生の有無、の少なくともいずれについて好適な結果が得られていないことが判る。
　本発明によれば、冷間鍛造前に球状化焼鈍を施さなくても、或いは、球状化焼鈍を短時間化しても、冷間鍛造時の割れ発生を効果的に抑制し、球状化焼鈍に続く焼入れ・焼戻し後の耐水素脆化特性に優れた圧延線材を提供することができる。従って、本発明は、特に冷間鍛造部品の素材として使用できる点で有望である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．２０％以上０．４０％未満、
    　　Ｍｎ：０．１０％以上０．４０％未満、
    　　Ｓ　：０．０２０％未満、
    　　Ｐ　：０．０２０％未満、
    　　Ｃｒ：０．７０％以上１．６０％以下、
    　　Ａｌ：０．００５％以上０．０６０％以下、
    　　Ｔｉ：０．０１０％以上０．０８０％以下
    　　Ｂ　：０．０００３％以上０．００４０％以下、及び
    　　Ｎ　：０．００２０％以上０．００８０％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　Ｔｉ、Ｎ、及びＳの各含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］とすると、
    　　[Ｓ]≦０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（０．００８＋３．４×[Ｎ]）以下である一方
    　　[Ｓ]≧０．００１０の場合は、[Ｔｉ]が（４．５×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以上、かつ、（８．０×[Ｓ]＋３．４×[Ｎ]）以下であり、
    　内部組織が、面積率でフェライト分率４０％以上である、フェライトとパーライトとの混合組織であり、
    　軸方向を含む平面での断面において、直径をＤ（ｍｍ）とした場合に最表層からＤ／８位置までの範囲に存在する硫化物の平均面積が６μｍ2以下であり、前記硫化物の平均アスペクト比が５以下である、ことを特徴とする、圧延線材。
  2. 　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｉ：０％以上０．４０％未満及びＮｂ：０％以上０．０５０％以下の少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の圧延線材。
  3. 　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、及びＶ：０．０５％以下の少なくとも１種を含有する、請求項１又は２のいずれかに記載の圧延線材。
  4. 　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００５％以下及びＭｇ：０．００５％以下の少なくとも１種を含有する、請求項１から３のいずれか１項に記載の圧延線材。
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