冷鍛部件用軋制棒鋼或軋制線材的製作方法

2023-06-20 05:09:56 3

本發明涉及作為冷鍛部件的原材料適宜的冷鍛性優異的軋制棒鋼或軋制線材。本發明涉及特別是在淬火回火後hrc硬度達到34以上的作為高強度冷鍛部件的原材料適宜的冷鍛性優異的軋制棒鋼或軋制線材。

本申請基於2014年11月18日在日本申請的日本特願2014-233971號而主張優先權，將其內容援引於此。

背景技術：

冷鍛的鍛造後的部件的表面表皮、及尺寸精度優異，此外，通過冷鍛製造的部件與通過熱鍛製造的部件相比，製造成本低，成品率也良好。因此，冷鍛被廣泛適用於齒輪或軸、螺栓等以汽車為首的各種產業機械或建築結構物用的部件的製造。

近年來，在汽車、產業機械等中使用的機械結構用部件中，小型·輕量化不斷發展，在建築結構物中，大型化不斷發展。由於這樣的背景，所以對通過冷鍛製造的部件期望更進一步的高強度化。

在這些冷鍛部件中，以往使用了jisg4051中規定的機械結構用碳鋼鋼材、jisg4053中規定的機械結構用合金鋼鋼材等。這些鋼材一般將在加熱下進行製品軋製成棒鋼或線材的形狀而成的鋼材進行球狀化退火，重複進行拉拔或冷拉絲的工序後，通過冷鍛而成形為部件形狀，通過淬火、回火等熱處理調整為規定的強度、硬度。

上述那樣的機械結構用鋼材含有0.20～0.40％左右的比較高的碳量，經由調質處理可以作為高強度部件使用。另一方面，上述那樣的機械結構用鋼材成為鍛造原材料的軋制鋼材即棒鋼或線材的強度變高。因此，在製造過程中，若不附加冷拉絲及其後的球狀化退火的工序而將鋼材軟質化，則在用於部件成形的冷鍛時容易產生模具的磨損或裂紋，此外，在部件中產生裂紋等，產生製造上的問題。

特別是近年來，隨著部件高強度化，存在部件形狀複雜化的傾向。由於部件形狀越變得複雜則裂紋的產生越令人擔憂，所以出於使通過淬火、回火而得到高強度的鋼材在冷鍛前進一步軟質化的目的，採取將球狀化退火處理長時間化、或者多次重複進行冷拉絲工序及球狀化退火工序等對策。

然而，這些對策不僅要花費人事費或設備費等成本，而且能耗也大。因此，期望能夠將該工序省略或短時間化的鋼材。

基於這樣的背景，以將球狀化退火處理省略或短時間化作為目的，提出了硼鋼等，其是在降低c、cr、mn等合金元素的含量而降低成為鍛造原材料的軋制鋼材的強度的基礎上，通過添加硼來補償由合金元素的降低引起的淬火性的降低。

例如，在專利文獻1中，公開了結晶粒粗大化防止特性和冷鍛性優異的冷鍛用熱軋鋼材及其製造方法。具體而言，在專利文獻1中，公開了一種結晶粒粗大化特性和冷鍛性優異的冷鍛用熱軋鋼材及其製造方法，其特徵在於，包含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％，並且在鋼的基體中具有20個/100μm2以上的直徑為0.2μm以下的tic或ti(cn)。

此外，在專利文獻2中公開了冷加工用機械結構用鋼及其製造方法。具體而言，公開了一種冷加工用機械結構用鋼和其製造方法，其特徵在於，含有c、si、mn、p、s、al、n、及cr，金屬組織具有珠光體和先共析鐵素體，珠光體與先共析鐵素體相對於全部組織的合計面積率為90％以上，並且先共析鐵素體的面積率a與以ae＝(0.8-ceq)×96.75(其中，ceq＝[c]+0.1×[si]+0.06×[mn]+0.11×[cr]([(元素名)]是指各元素的含量(質量％))所表示的ae之間具有a>ae的關係，先共析鐵素體及珠光體中的鐵素體的平均粒徑為15～25μm。此外，公開了在專利文獻2的冷加工用機械結構用鋼中，通過實施普通的球狀化處理，能夠實現充分的軟質化。

根據專利文獻1中公開的技術，能夠降低軋制鋼材的硬度。因此，能夠以低成本冷鍛，此外，能夠具備淬火加熱時的結晶粒粗大化防止特性。然而，專利文獻1的鋼材由於鋼的cr含量低，所以淬火性低，在提高部件的強度上有限。

專利文獻2中公開的冷加工用機械結構用鋼通過實施普通的球狀化退火處理，能夠軟質化，能夠適用於高強度部件。然而，鋼的化學成分的含量的平衡沒有被最優化，此外軋制鋼材的組織的鐵素體分率實質上小。因此，若將製品軋制原狀或實施了短時間的球狀化退火處理的狀態的鋼材在部件的冷鍛時使用，則產生裂紋，存在無法以低成本製造部件的問題。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利第3443285號公報

專利文獻2：日本特開2013-227602號公報

技術實現要素：

發明所要解決的問題

本發明是鑑於上述現狀而進行的，目的是提供淬火性及冷鍛性優異的高強度冷鍛部件用的製成棒鋼或線材的形狀的軋制鋼材。其中，淬火性優異是指在進行淬火及回火後中心部的hrc硬度達到34以上。此外冷鍛性優異是指即使在冷鍛前將球狀化退火處理省略或短時間化、在冷鍛時裂紋的產生也得到有效抑制。

用於解決問題的手段

本發明人們為了解決上述的課題實施了各種研究。其結果是，得到下述的見解。

(a)在以即使將球狀化退火處理省略或短時間化也能夠實現部件的成形的程度確保冷鍛性的情況下，必須將製品軋制原狀的狀態的鋼材(軋制棒鋼或軋制線材)的抗拉強度設定為750mpa以下。此外，需要除有可能生成脫碳層的表層部分以外的內部組織為鐵素體-珠光體組織，並且鐵素體分率超過40％。

(b)為了通過淬火、回火來確保高的部件強度，需要使c含量增大來提高淬火硬度(淬火後的硬度)，並且使其含有mn、cr等合金元素來提高淬火性。即，為了作為高強度冷鍛部件使用，必須確保充分的淬火硬度及為此所需要的淬火性。

(c)為了使冷鍛性提高，並且通過淬火性的提高來確保淬火後的硬度，需要在充分考慮c、si、mn、cr等元素的含量的平衡的基礎上，內部組織也進行控制。

本發明是基於上述的見解而完成的，其主旨如下所述。

(1)本發明的一方式所述的冷鍛部件用軋制棒鋼或軋制線材，其化學組成以質量％計含有c：0.24～0.36％、si：低於0.40％、mn：0.20～0.45％、s：低於0.020％、p：低於0.020％、cr：0.70～1.45％、al：0.005～0.060％、ti：超過0.020％且為0.060％以下、b：0.0003～0.0040％、n：0.0020～0.0080％、cu：0～0.50％、ni：0～0.30％、mo：0～0.050％、v：0～0.050％、zr：0～0.050％、ca：0～0.0050％、及mg：0～0.0050％，剩餘部分為fe及雜質，下述式、所表示的y1、y2滿足下述式所表示的關係，抗拉強度為750mpa以下，並且內部組織為鐵素體-珠光體組織，在上述內部組織中，鐵素體分率為40％以上。

y1＝[mn]×[cr]…

y2＝0.134×(d/25.4-(0.50×√[c]))/(0.50×√[c])…

y1>y2…

其中，上述式中的[c]、[mn]、[cr]表示各個元素的以質量％計的含量，d表示軋制棒鋼或軋制線材的以單位mm計的直徑。

(2)根據上述(1)所述的冷鍛部件用軋制棒鋼或軋制線材，其中，上述化學組成以質量％計也可以含有選自由cu：0.03～0.50％、ni：0.01～0.30％、mo：0.005～0.050％、及v：0.005～0.050％組成的組中的1種以上。

(3)根據上述(1)或(2)所述的冷鍛部件用軋制棒鋼或軋制線材，其中，上述化學組成以質量％計也可以含有選自由zr：0.003～0.050％、ca：0.0005～0.0050％、及mg：0.0005～0.0050％組成的組中的1種以上。

所謂作為剩餘部分的「fe及雜質」中的「雜質」為不是有意地在鋼材中含有的成分，是指在工業上製造鋼鐵材料時由作為原料的礦石、廢鐵、或製造環境等混入的物質。

軋制棒鋼或軋制線材是指在加熱下進行了製品軋制的原狀的具有棒鋼或線材的形狀的軋制鋼材。以下，在本發明的說明書中，有時也將「軋制棒鋼或軋制線材」一併表達為「軋制棒線」或「軋制鋼材」。此外，有時也將加熱下的製品軋制表達為「熱軋」。

發明效果

本發明的上述方式的冷鍛部件用軋制棒線(軋制棒鋼或軋制線材)由於抗拉強度為750mpa以下，內部的金屬組織為鐵素體分率40％以上的鐵素體-珠光體組織，並且各元素的含量得到控制，所以冷鍛性及淬火性優異。因此，通過使用本發明的軋制棒線作為原材料，即使將球狀化退火處理省略或短時間化，也能夠通過冷鍛而成形為部件，此外，能夠經由淬火及回火而得到hrc硬度為34以上的高強度冷鍛部件。

附圖說明

圖1是表示實施例中經鍛造成形的螺栓的形狀的圖。

圖2是表示cr含量及mn含量與淬火性的關係的圖。

具體實施方式

以下，對本發明的一實施方式所述的冷鍛部件用軋制棒鋼或軋制線材(有時稱為本實施方式所述的軋制棒線)進行詳細說明。以下的說明中的各元素的含量的「％」表示是指「質量％」。

(a)關於化學組成(化學成分)

c：0.24～0.36％

c是提高鋼材的淬火性而有助於強度提高的元素。為了得到該效果，將c含量設定為0.24％以上。進而在想要提高冷鍛部件的淬火硬度的情況下，優選將c的含量設定為0.26％以上。另一方面，若c含量超過0.36％，則冷鍛性降低。因此，將c含量設定為0.36％以下。進而在想要提高冷鍛性的情況下，優選將c含量設定為0.33％以下。

si：低於0.40％

由於為了降低熱軋後(軋制原狀)的軋制鋼材的抗拉強度，si含量越低越優選，所以si含量也可以為0％。另一方面，由於si通過固溶強化來強化鐵素體，所以以得到提高冷鍛部件的回火硬度的效果作為目的，也可以含有si。然而，由於si含量為0.40％以上時冷鍛性顯著降低，所以即使在含有的情況下，si含量也需要設定為低於0.40％。從冷鍛性的觀點出發，優選將si含量設定為低於0.30％，進一步更優選設定為低於0.20％，若也考慮軋制鋼材的抗拉強度，則更進一步優選為0.10％以下。

mn：0.20～0.45％

mn是提高鋼材的淬火性的元素，為了得到該效果，將mn含量設定為0.20％以上。為了更加提高淬火性，mn優選含有0.25％以上。另一方面，若mn含量超過0.45％，則由於在精軋後的冷卻時鐵素體相變的開始溫度降低，導致鐵素體分率降低，並且生成貝氏體，其結果是，鋼材的冷鍛性降低。因此，將mn含量設定為0.45％以下。在想要進一步使冷鍛性提高時，優選將mn含量設定為0.42％以下，更優選設定為0.40％以下，更進一步優選設定為0.35％以下。

s：低於0.020％

s作為雜質而含有。s是使冷鍛性降低的元素，其含量優選較少。特別是若s含量達到0.020％以上，則mns變成被拉伸的粗大的形態，冷鍛性顯著降低。因此，將s含量限制在低於0.020％。優選低於0.010％。

p：低於0.020％

p作為雜質而含有。p是不僅使冷鍛性降低，而且在向奧氏體溫度域的加熱時在晶界中偏析而成為淬火時的裂紋產生的要因的元素。因此，p含量優選較少。特別是若p含量達到0.020％以上，則冷鍛性的降低或裂紋的產生變得顯著。因此，將p含量設定為低於0.020％。優選低於0.010％。

cr：0.70～1.45％

cr與mn同樣是提高鋼材的淬火性的元素。為了得到該效果，將cr含量設定為0.70％以上。為了穩定地得到高的淬火性，優選將cr含量設定為0.80％以上，更優選設定為0.90％以上。另一方面，若cr含量超過1.45％，則淬火性提高，但在精軋後的冷卻時鐵素體相變的開始溫度降低而鐵素體分率降低，生成貝氏體。其結果是，鋼材的冷鍛性降低。因此，將cr含量設定為1.45％以下。在想要進一步提高冷鍛性的情況下，優選將cr含量設定為1.30％以下，更優選設定為1.20％以下。

al：0.005～0.060％

al是具有脫氧作用的元素。此外，al是具有與n結合而形成aln，並通過其釘扎效應將熱軋時的奧氏體粒微細化而抑制貝氏體的生成的作用的元素。為了得到這些效果，將al含量設定為0.005％以上。在想要更可靠地抑制貝氏體的生成的情況下，優選將al含量設定為0.015％以上，更優選設定為0.020％以上。另一方面，若al含量超過0.060％，則不僅該效果飽和，而且生成粗大的aln而冷鍛性降低。因此，將al含量設定為0.060％以下。從提高冷鍛性的觀點出發，al含量優選為0.050％以下，更優選為0.045％以下。

ti：超過0.020％且0.060％以下

ti是具有與n或c結合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物，並通過它們的釘扎效應而在熱軋時將奧氏體粒微細化的效果的元素。奧氏體粒的微細化會抑制精軋後的冷卻過程中的貝氏體的生成而有助於鐵素體分率的提高。此外，ti由於將固溶於鋼中的n作為tin固定而抑制bn的生成，所以也具有提高由b帶來的淬火性提高的效果的作用。為了得到這些效果，將ti含量設定為超過0.020％。ti含量優選設定為0.030％以上，更優選設定為超過0.035％。另一方面，若ti含量超過0.060％，則在精軋時微細的ti的碳化物或碳氮化物大量析出，鐵素體被強化而抗拉強度過度變高。因此，將ti含量設定為0.060％以下。ti含量優選為0.050％以下，更優選為0.045％以下。

b：0.0003～0.0040％

b是以微量的含有對提高淬火性有效的元素。為了得到該效果，將b含量設定為0.0003％以上。在想要進一步提高淬火性的情況下，優選將b含量設定為0.0005％以上，更優選設定為0.0010％以上。另一方面，若b含量超過0.0040％，則淬火性提高效果飽和，並且冷鍛性降低。在使冷鍛性進一步提高的情況下，優選將b含量設定為0.0030％以下，更優選設定為0.0025％以下。

n：0.0020～0.0080％

n具有與al或ti結合而生成氮化物或碳氮化物而將熱軋時的奧氏體粒微細化的效果。為了得到該效果，將n含量設定為0.0020％以上。優選為0.0030％以上。另一方面，若n含量變得過量，則不僅奧氏體粒微細化效果飽和，而且n與b結合而生成氮化物，由b帶來的淬火性提高的效果減弱。因此，將n含量設定為0.0080％以下。為了穩定地使淬火性提高，優選將n含量設定為低於0.0070％，更優選設定為0.0060％以下。

在本實施方式所述的棒線中，除了控制各元素的含量以外，還需要進一步控制元素的含量的平衡。具體而言，下述式所表示的y1與下述式所表示的y2滿足式所表示的關係。

y1＝[mn]×[cr]式

y2＝0.134×(d/25.4-(0.50×√[c]))/(0.50×√[c])式

y1>y2式

其中，式中的[c]、[mn]、[cr]表示各個元素的以質量％計的含量，d表示軋制棒線的直徑(mm)。

若y1>y2，則在利用一般的淬火、回火(例如在加熱至880～900℃的溫度域後，利用油冷進行淬火，在400℃～600℃下實施回火)的調質處理後，在中心部具有以hrc硬度計達到34以上的淬火性。

對式～式進行說明。

y1如上所述是以鋼中含有的mn、cr的質量％的積所表示的值，是對高強度冷鍛部件用軋制棒線所要求的淬火性的參數。

y2是對在將直徑為d(mm)的軋制棒線加熱至ac3點以上的溫度並利用油冷進行了淬火處理的情況下在軋制棒線的中心部即距離表面d/2(mm)位置處得到的馬氏體組織的分率產生影響的、表示d與[c]的關係的參數。利用油冷的淬火處理的冷卻速度也會根據軋制棒線的直徑d而發生變化，但一般為10～40℃/秒左右。

ac3點可以基於化學組成，由公知的計算式、例如ac3＝912.0-230.5×c+31.6×si-20.4×mn-39.8×cu-18.1×ni-14.8×cr+16.8×mo算出。或者，也可以在實驗中，測定加熱升溫時的鋼材的膨脹率，由膨脹率的變化推定。

為了在利用淬火、回火的調質處理後在中心部得到hrc硬度34以上，需要按照軋制棒線的中心部(d/2部)中的進行回火前的淬火硬度以hrc硬度計達到45以上的方式進行控制。並且，為了將淬火硬度以hrc硬度計設定為45以上，必須調整對淬火硬度造成大的影響的c、mn、cr的含量。

若組織為馬氏體，則其硬度大致由c含量決定，並且若c含量為本實施方式所述的軋制棒線的範圍內，則以hrc硬度計達到45以上。因此，為了確保以hrc硬度計為45以上的淬火硬度，只要將淬火後的組織主要(以組織分率計為90％以上)設定為馬氏體即可。

本發明人們的研究的結果發現，通過將mn含量和cr含量設定為規定的值以上，在軋制棒線的中心部中，在淬火後可得到90％以上的馬氏體。具體而言，發現在以提高淬火性的mn及cr的含量的積所表示的y1大於對在軋制棒線的中心部中得到的馬氏體組織的分率產生影響的表示d與[c]的關係的參數y2的情況下，淬火後的軋制棒線的中心部的組織包含90％以上的馬氏體。因此，在本實施方式所述的軋制棒線中，設定為y1>y2。另一方面，在y1≤y2的情況下，在淬火時生成貝氏體或鐵素體等不完全淬火組織，變得無法確保90％以上的馬氏體。該情況下，強度或耐氫脆化特性降低。

圖2是表示軋制棒線的直徑為15mm、並且c含量為0.30％時的cr含量及mn含量與淬火性的關係的圖。在圖2中，在mn含量及cr含量處於比邊界線b更靠上側的情況下，y1>y2，淬火後的軋制棒線的中心部的組織的90％以上成為馬氏體。

淬火性的具體的標準只要在jisg0561鋼的淬火性試驗方法(一端淬火方法)、所謂的末端淬透性試驗中，至少距離淬火端為7mm的位置處的硬度j7mm為hrc硬度45以上即可。

由於淬火後的軋制棒線的硬度也依賴於軋制棒線的直徑d，所以從淬火性的觀點出發，優選軋制棒線的直徑d小，但適用於高強度冷鍛部件時，作為軋制棒線，優選直徑為6～35mm左右，更優選為8～16mm的範圍。

本實施方式所述的軋制棒線以含有上述的化學成分、且剩餘部分為fe及雜質作為基本。然而，代替剩餘部分的fe的一部分，也可以根據需要含有選自cu、ni、mo、v、zr、ca及mg中的至少1種以上的元素。但是，這些元素不是必須含有，所以其下限為0％。其中，所謂「雜質」為不是有意地在鋼材中含有的成分，是指在工業上製造鋼鐵材料時由作為原料的礦石、廢鐵、或製造環境等混入的物質。

以下，對作為任選元素的cu、ni、mo、v、zr、ca及mg的作用效果和含有時的優選的含量進行說明。

cu：0.50％以下

cu是提高淬火性的元素，也可以含有。為了穩定地得到該效果，cu含量優選為0.03％以上，若為0.05％以上，則更優選。另一方面，若cu含量超過0.50％，則淬火性變得過高，在精軋後生成貝氏體，導致冷鍛性的降低。因此，即使是含有的情況下，也將cu含量設定為0.50％以下。從使冷鍛性提高的觀點出發，含有時的cu含量優選為0.30％以下，若為0.20％以下，則更優選。

ni：0.30％以下

ni是提高淬火性的元素，也可以含有。為了穩定地得到該效果，ni含量優選為0.01％以上，若為0.03％以上，則更優選。另一方面，若ni含量超過0.30％，則不僅該效果飽和，而且淬火性變得過高，在精軋後生成貝氏體，導致冷鍛性的降低。因此，即使是含有的情況下，也將ni含量設定為0.30％以下。從使冷鍛性提高的觀點出發，含有時的ni含量優選為0.20％以下，若為0.10％以下，則更優選。

mo：0.050％以下

mo是通過固溶強化而將鋼材強化的元素，使鋼材的淬火性大大提高。為了得到該效果，也可以含有mo。為了穩定地得到該效果，mo含量優選為0.005％以上。另一方面，若mo含量超過0.050％，則在精軋後生成貝氏體或馬氏體，導致冷鍛性的降低。因此，即使是含有的情況下，也將mo含量設定為0.050％以下。從使冷鍛性提高的觀點出發，含有時的mo含量優選為0.030％以下，若為0.020％以下，則更優選。

v：0.050％以下

v是與c及n結合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物的元素。此外，v也是以微量的含有而使鋼的淬火性提高的元素。因此，也可以含有v。為了穩定地得到這些效果，v含量優選為0.005％以上。另一方面，若v含量超過0.050％，則因析出的碳化物或碳氮化物而導致軋制鋼材的強度增大，導致冷鍛性的降低。因此，即使是含有的情況下，也將v含量設定為0.050％以下。從使冷鍛性提高的觀點出發，含有時的v含量優選為0.030％以下，若為0.020％以下，則更優選。

zr：0.050％以下

zr是具有以微量的含有而使鋼材的淬火性提高的作用的元素。出於該目的也可以含有微量的zr。為了穩定地得到該效果，zr含量優選為0.003％以上。另一方面，若zr含量超過0.050％，則生成粗大的氮化物，冷鍛性降低。因此，即使是含有的情況下，也將zr含量設定為0.050％以下。從使冷鍛性提高的觀點出發，含有時的zr含量優選為0.030％以下，若為0.020％以下，則更優選。

ca：0.0050％以下

ca與s結合而形成硫化物，作為mns的生成核起作用。由於以cas作為生成核的mns微細地分散，在精軋後的冷卻時成為用於鐵素體析出的生成核，所以若存在微細地分散的mns，則鐵素體分率提高。即，由於通過含有ca來謀求鐵素體分率的提高，所以也可以含有ca。為了穩定地得到該效果，優選將ca含量設定為0.0005％以上。另一方面，即使ca含量超過0.0050％，不僅上述效果飽和，而且ca與al一起與鋼中的氧反應而生成粗大的氧化物，從而冷鍛性降低。因此，即使是含有的情況下，也將ca含量設定為0.0050％以下。從使冷鍛性提高的觀點出發，含有時的ca含量優選為0.0030％以下，若為0.0020％以下，則更優選。

mg：0.0050％以下

mg是與s結合而形成硫化物，作為mns的生成核起作用的元素，具有使mns微細地分散的效果。由於通過mns微細地分散，在精軋後的冷卻時鐵素體以分散的mns作為生成核析出，所以鐵素體分率提高。為了得到該效果，也可以含有mg。為了穩定地得到該效果，優選將mg含量設定為0.0005％以上。另一方面，即使mg含量超過0.0050％，其效果也飽和。此外，mg由於添加成品率差、且使製造成本惡化，所以含有時的mg的量優選為0.0030％以下，若為0.0020％以下，則更優選。

(b)關於鋼材的抗拉強度

本實施方式所述的軋制棒線的冷鍛性優異。因此，即使將製品軋制後的球狀化退火處理省略或以短時間進行處理，冷鍛時的模具壽命也不會變短，或者在成形時不會在部件中產生裂紋。這是由於，通過不僅像上述那樣調整鋼的化學成分，而且也控制軋制鋼材的製造條件，從而將軋制鋼材的組織和析出物控制成適合冷鍛，降低鋼材的強度。在本實施方式中，冷鍛性優異是指例如在將由軋制棒線切出的φ10.5mm×40mml的圓棒加工成圖1中所示的螺栓的情況下也不會產生裂紋。

抗拉強度超過750mpa時，在冷鍛時產生部件的裂紋的可能性變大。因此，在本實施方式所述的軋制棒線中，需要在像後述那樣控制組織的基礎上，將抗拉強度設定為750mpa以下。

即使抗拉強度超過750mpa，若進行20小時左右的長時間的球狀化退火處理、或多次的球狀化退火處理(例如10小時×2次)，則在冷鍛時也變得難以產生部件的裂紋。然而，本實施方式所述的軋制棒線以即使將球狀化退火處理省略或按照在至少10小時以內完成熱處理的方式進行短時間化也能夠確保冷鍛性作為目的。為了達成該目的，在本實施方式所述的軋制棒線中，對抗拉強度設置上限。軋制棒線的抗拉強度優選為700mpa以下，更優選為650mpa以下。

(c)關於鋼材的內部組織

本實施方式所述的軋制棒線的冷鍛性優異。因此，即使將以往需要20小時左右的製品軋制後的球狀化退火處理省略、或以一半左右的時間進行處理、或將進行2次以上的球狀化退火處理設定為1次等，也不會產生冷鍛時的模具壽命降低、或成形部件的裂紋等障礙。這是由於，通過不僅調整鋼的化學成分，而且也控制軋制棒線的製造條件，從而將軋制棒線的金屬組織控制在適合冷鍛的形態。

具體而言，在本實施方式所述的軋制棒線中，除有可能生成脫碳層的距離表面100μm的範圍即表層部分以外的部分的組織(內部組織)為鐵素體-珠光體組織，並且鐵素體的分率為40％以上。其中，鐵素體-珠光體組織是指以面積率計整體的95％以上為鐵素體與珠光體的混合組織的組織(鐵素體的面積率與珠光體的面積率的合計為95％以上的組織)。此外，在鐵素體分率的測定中，鐵素體中不包含珠光體中包含的片層滲碳體間的鐵素體相。鐵素體與珠光體的混合組織以面積率計為整體的95％以上是指馬氏體和貝氏體等除鐵素體及珠光體以外的組織的面積率的合計低於5％。為了得到良好的冷鍛性，鐵素體與珠光體的混合組織以面積率計需要設定為整體的95％以上，優選為100％。

在內部組織中，在鐵素體分率低於40％的情況下，即使抗拉強度為750mpa以下也無法確保良好的冷鍛性，產生在成形時在部件中產生裂紋、或者模具壽命變短這樣的問題。鐵素體分率優選為45％以上，若為50％以上，則更優選。鐵素體分率的上限沒有特別規定，但為了在熱軋的原狀下使鐵素體分率超過80％，需要使形成珠光體組織的片層滲碳體球狀化，為此在軋制後需要長時間的均熱處理，因此成本增大，工業上變得難以實現。因此也可以將鐵素體分率的上限設定為80％。

此外，鐵素體與珠光體的混合組織以面積率計低於整體的95％時，有可能通過馬氏體或貝氏體等硬質組織而軋制棒線的抗拉強度超過750mpa。此外，通過硬質組織成為破壞的起點，有可能冷鍛性降低。

各組織的鑑定、及面積率的計算例如像以下那樣進行。

將軋制棒線切斷成10mm的長度後，按照橫截面成為待檢面的方式進行樹脂填埋，進行鏡面研磨。接著，以3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蝕液)腐蝕表面而使顯微組織顯現出。之後，在相當於軋制棒鋼或軋制線材的d/4位置(d：軋制鋼材的直徑)的位置利用將倍率設定為500倍的光學顯微鏡拍攝5個視野的顯微組織照片並鑑定「相」，使用圖像分析軟體測定各視野的鐵素體面積率作為鐵素體分率，求出平均值。此外，鐵素體與珠光體的合計的分率通過同樣地求出珠光體分率，並將鐵素體分率與珠光體分率合計來求出。

(d)關於優選的製造工藝

本實施方式所述的軋制棒線不僅控制鋼的化學成分，而且控制軋制原狀的組織是重要的。因此，若化學成分及組織形態在本發明的範圍內，則不管其製造方法如何都包含於本實施方式所述的軋制棒線中。

然而，若對具有規定的化學成分的鋼材適用包含以下所示的各工序的製造工藝，則能夠將軋制原狀的組織穩定地控制在優選的範圍。以下，對優選的製造條件進行詳細說明。

首先，調整c、si、mn、cr等化學成分，將通過轉爐或普通的電爐等而熔煉的鋼液進行鑄造而得到鋼錠或鑄坯。將所得到的鋼錠或鑄坯開坯軋制而製成鋼坯(製品軋制用原材料)。此時，為了使凝固時生成的ti(c、n)或tic之類的粗大的碳氮化物或碳化物固溶，開坯軋制前的加熱溫度優選設定為1200℃以上。

之後，在軋制之前，將鋼坯加熱。此時的加熱溫度在能夠軋制的範圍內優選設定為1050℃以下。若過於提高加熱溫度，則由於鋼坯上析出的微細的碳氮化物或碳化物固溶，與製品軋制後的冷卻時的鐵素體相變一併整合析出，所以製品軋制後的強度變高，有可能冷鍛性降低。

加熱後，通過包含精軋的製品軋制，製成規定的直徑的棒鋼或線材。精軋是製品軋制的最終工序中的以精軋機列實施的軋制。在精軋中，優選將加工速度z設定為5～15/秒、在750～850℃的軋制溫度範圍內進行。加工速度z是由利用精軋的鋼材的截面減少率及精軋時間通過下述式(i)求出的值。此外，精軋溫度只要使用紅外線放射溫度計等測定精軋機列出側的溫度即可。

z＝{-ln(1-r)}/t····(i)

其中，r是指利用精軋的鋼材的截面減少率，t是指精軋時間(秒)。ln是自然對數。

截面減少率r由軋制棒線的精軋前的截面積a0和精軋後的截面積a通過r＝(a0-a)/a0求出。

精軋時間t是軋制棒線通過精軋機列的時間(秒)，可以通過從精軋機列的最初的軋制機到最後的軋制機為止的距離除以軋制棒線的平均搬送速度而求出。

精軋的溫度低於750℃、或者精軋的加工速度過大時，由未再結晶的奧氏體粒開始鐵素體相變。該情況下，冷卻後的組織變得過於微細而強度過度變高，冷鍛性降低。相反，精軋的溫度高於850℃、或者加工速度小時，再結晶後的奧氏體粒粗大化，鐵素體相變的開始溫度變低。該情況下，冷卻後的組織的鐵素體分率變小，冷鍛性降低。

精軋完成後，優選將軋制鋼材的表面溫度達到500℃為止的平均冷卻速度設定為0.2～5℃/秒而進行冷卻。

若到500℃為止的平均冷卻速度低於0.2℃/秒，則由奧氏體向鐵素體相變的時間變長，從而有可能在軋制鋼材的表層部中產生脫碳。另一方面，若平均冷卻速度超過5℃/秒，則有可能形成馬氏體或貝氏體等硬質組織。

若為包含上述的製造工序的製造工藝，則能夠穩定地得到下述軋制棒線，所述軋制棒線具有能確保可得到能夠作為高強度冷鍛部件使用的水平的淬火硬度的淬火性、並且即使將球狀化退火處理省略或短時間化也能夠實現良好的冷鍛性的抗拉強度、內部組織。

此外，通過將本實施方式所述的軋制棒鋼或線材進行冷鍛、淬火回火，能夠得到高強度冷鍛部件。

實施例

以下通過實施例對本發明具體地進行說明，但本發明並不限定於這些實施例。

即使是相同的化學成分的鋼，組織也根據製造工藝而發生改變。因此，即使滿足本發明的化學成分，有時也不滿足本發明的必要條件。因此，首先對於將化學成分相同的鋼以不同的製造條件製造而得到的各鋼材，評價組織及特性。接著，將化學成分不同的鋼錠進行熔煉，以相同的條件製造軋制鋼材，對所得到的各鋼材評價組織及特性。

具體而言，首先，將表1中所示的化學成分的鋼利用電爐進行熔煉，將所得到的鋼錠加熱至1200℃，進行開坯軋製成162mm見方的鋼坯。在表1中所示的化學成分的鋼中，a0、a1、a2具有相同的化學成分，b0、b1、b2具有相同的化學成分。表1中的「-」的記載表示該元素的含量為雜質水平，可以判斷為實質上不含有。

對於這些鋼，對於到由開坯軋制後的鋼坯進行製品軋製成規定的直徑的線材為止的工序，變更製造條件而得到棒鋼或線材。

即，表1中所示的本發明例a0、b0以162mm見方的鋼坯作為製品軋制用原材料，將該軋制用原材料在1040℃下加熱後，按照精軋溫度為820℃且成為規定的直徑的方式進行製品軋制，製作軋制棒鋼或軋制線材。此時，利用精軋的加工速度為5～15/秒的範圍，精軋完成後，將至達到500℃為止的平均冷卻速度設定為0.4℃/秒而進行冷卻。

表1中所示的本發明例a01、b01以162mm見方的鋼坯作為製品軋制用原材料，將該軋制用原材料在1040℃下加熱後，按照精軋溫度為850℃且成為規定的直徑的方式進行製品軋制，製作軋制棒鋼或軋制線材。此時，利用精軋的加工速度為5～15/秒的範圍，精軋完成後，將至達到500℃為止的平均冷卻速度設定為0.4℃/秒而進行冷卻。

比較例a1、a2、b1、b2以162mm見方的鋼坯作為製品軋制用原材料，將製品軋制前的加熱溫度和精軋的溫度如表1那樣變更，製作軋制鋼材。其他條件設定為與a0、b0相同。

具體而言，比較例a1、b1以1050℃的製品軋制的加熱溫度加熱後，按照軋制溫度為920～950℃且成為規定的直徑的方式進行精軋，製作軋制棒鋼或軋制線材。此時，利用精軋的加工速度為5～15/秒的範圍，精軋完成後，將至達到500℃為止的平均冷卻速度設定為0.4℃/秒而進行冷卻。

此外，比較例a2、b2以1150℃的製品軋制的加熱溫度加熱後，按照軋制溫度為830℃且成為規定的直徑的方式進行精軋，製作軋制棒鋼或軋制線材。此時，利用精軋的加工速度設定為5～15/秒的範圍，精軋完成後，將至達到500℃為止的平均冷卻速度設定為0.4℃/秒而進行冷卻。

接著由具有表2的鋼no.1～25中所示的各種化學成分的鋼坯通過以下的方法製作軋制棒鋼或軋制線材。表2中的「-」的記載表示該元素的含量為雜質水平，可以判斷為實質上不含有。

即，將表2中所示的化學成分的鋼利用電爐進行熔煉，將得到的鋼錠加熱至1200℃，以開坯軋製成162mm見方的鋼坯作為製品軋制用原材料。接著將製品軋制用原材料在1030～1050℃下加熱後，按照精軋溫度達到750～850℃之間的方式調整來進行製品軋制。此時，利用精軋的加工速度均為5～15/秒的範圍，精軋完成後，將至達到500℃為止的平均冷卻速度設定為0.4～2℃/秒而進行冷卻。

對於通過上述方法製作的軋制棒鋼或軋制線材，對直徑、抗拉強度、鐵素體分率、鐵素體分率與珠光體分率的合計、淬火後的硬度、淬火及回火後的硬度、冷鍛性進行調查。將結果示於表3、表4中。

軋制鋼材的抗拉強度、鐵素體分率、淬火及回火後的硬度、冷鍛性分別通過下述記載的方法來調查。

軋制棒鋼或軋制線材的抗拉強度的調查：

從軋制棒鋼或軋制線材的中心的位置，按照試驗片的長度方向成為鋼材的軋制方向的方式，採取jisz2241中規定的14a號試驗片(平行部直徑：6mm)。並且，將標距設定為30mm並在室溫下實施拉伸試驗，求出抗拉強度。

軋制鋼材的鐵素體分率、珠光體分率的調查：

將軋制棒鋼或軋制線材切斷成10mm的長度後，按照橫截面成為待檢面的方式進行樹脂填埋，進行鏡面研磨。接著，以3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蝕液)腐蝕表面而使顯微組織顯現出。之後，在相當於軋制棒鋼或軋制線材的d/4位置(d：軋制鋼材的直徑)的位置利用將倍率設定為500倍的光學顯微鏡拍攝5個視野的顯微組織照片並鑑定「相」，使用圖像分析軟體測定各視野的鐵素體面積率作為鐵素體分率，求出平均值。此外，同樣地求出珠光體分率，也求出鐵素體分率與珠光體分率的合計。

淬火硬度的調查：

將軋制棒鋼或軋制線材以200mml的長度切斷後，在ar氣氣氛下進行880℃×60min加熱，浸漬在60℃的油槽中進行淬火。接著，從經淬火的圓棒的長度方向的中心位置採取10mm長度的試驗片後，以橫截面作為待檢面進行研磨，測定橫截面的中心部的hrc硬度。

回火硬度的調查：

將通過上述方法淬火的圓棒的剩餘部分進行在大氣氣氛下進行425℃×60min加熱後取出至爐外進行冷卻(大氣放冷)的回火。從回火後的圓棒的中心位置採取10mm長度的試驗片後，以橫截面作為待檢面進行研磨，測定橫截面的中心部的hrc硬度。

冷鍛性的調查：

對於冷鍛性，使用所得到的軋制棒鋼或軋制線材，通過實際冷鍛成螺栓來評價。

具體而言，從相當於上述軋制棒鋼或軋制線材的橫截面的中心部的位置，進行機械加工並切出φ10.5mm×40mml的圓棒。接著，進行脫脂、酸洗後，進行磷酸鋅處理(75℃、浸漬時間600秒)及金屬皂處理(80℃、浸漬時間180秒)，使表面帶上由磷酸鋅皮膜和金屬皂皮膜形成的潤滑處理膜，作為螺栓鍛造用的原材料。關於螺栓鍛造，為了能夠鍛造成形成圖1中所示的形狀，按照可進行在第1工序的鍛造中將軸部壓入成形後、在第2工序中將螺栓頭部及凸緣部進行成形的加工的方式設計模具，安裝在油壓鍛造衝壓機上，進行冷鍛。圖1中的數值的單位為mm。

冷鍛性是在進行螺栓成形時，通過目視判別是否在螺栓表面產生裂紋。將在螺栓表面產生裂紋的情況評價為ng，將在哪個部分都沒有產生裂紋的情況評價為ok。螺栓表面中的裂紋主要在螺栓頭部凸緣部的前端產生。

由表3，由於作為本發明例的試驗編號a0、a01、b0、b01均滿足化學成分和上述的式～，並且鋼材的製造條件適宜，所以抗拉強度均為750mpa以下，鐵素體分率為40％以上。此外，鋼材中心部的淬火硬度也為hrc硬度45以上，淬火回火後的硬度為hrc34以上。此外，冷鍛性也沒有問題。

與此相對，試驗編號a1、a2、b1、b2的抗拉強度、鐵素體分率沒有達到目標，其結果是，冷鍛性沒有達到目標。

試驗編號a1是與a0相同的化學成分，但精軋的溫度高達950℃。其結果是，抗拉強度為750mpa以上，鐵素體分率為40％以下，冷鍛性差。

試驗編號a2是與a0相同的化學成分，但製品軋制的加熱溫度高達1150℃。其結果是，抗拉強度為750mpa以上，冷鍛性差。

試驗編號b1是與b0相同的化學成分，但精軋的溫度高達920℃。其結果是，抗拉強度為750mpa以上，鐵素體分率為40％以下，冷鍛性差。

試驗編號b2是與b0相同的化學成分，但製品軋制的加熱溫度高達1150℃。其結果是，抗拉強度為750mpa以上，冷鍛性差。

此外，從表4來看，作為本發明例的鋼no.1～13的軋制棒鋼或軋制線材均滿足化學成分和上述的式～，抗拉強度均為750mpa以下，鐵素體分率為40％以上。此外，鋼材中心部的淬火硬度也為hrc硬度45以上，冷鍛性也沒有問題。

與此相對，鋼no.14～25的軋制棒鋼或軋制線材的化學成分中的某一者、或上述式y1與y2的關係不滿足本發明的規定，鋼材中心部的淬火硬度、冷鍛性中的某一者沒有達到目標。

鋼no.14、15雖然化學成分滿足本發明的規定範圍，但是由於y1的值為y2以下，所以鋼材中心部的回火前的淬火硬度低於hrc45，淬火性不充分。其結果是，淬火回火硬度變得低於hrc34。

鋼no.16由於c含量低於本發明的規定範圍，所以鋼材中心部的回火前的淬火硬度低於hrc45，淬火硬度不充分。其結果是，淬火回火硬度變得低於hrc34。

鋼no.17由於c含量超過本發明的規定範圍，抗拉強度為750mpa以上，鐵素體分率為40％以下，所以冷鍛性差。

鋼no.18由於mn含量超過本發明的規定範圍，鐵素體相變的開始溫度變低，所以抗拉強度為750mpa以上，鐵素體分率為40％以下，冷鍛性差。

鋼no.19由於s含量超過本發明的規定範圍，所以抗拉強度為750mpa以下，鐵素體分率為40％以上，但由於mns粗大，所以冷鍛性差。

鋼no.20的cr含量低於本發明的規定範圍，鋼材中心部的淬火硬度低於hrc45，淬火性不充分。其結果是，淬火回火硬度變得低於hrc34。

鋼no.21的ti含量超過本發明的規定範圍，抗拉強度為750mpa以上，冷鍛性差。

鋼no.22的ti含量低於本發明的規定範圍，抗拉強度為750mpa以上，鐵素體分率為40％以下，冷鍛性差。

鋼no.23的b含量低於本發明的規定範圍，鋼材中心部的淬火硬度低於hrc45，淬火性不充分。其結果是，淬火回火硬度變得低於hrc34。

鋼no.由於cr含量超過本發明的規定範圍，貝氏體生成50％，所以抗拉強度為750mpa以上，鐵素體分率低於40％，冷鍛性差。

鋼no.25的v含量超過本發明的規定範圍。由於v作為微細的碳化物析出，所以鐵素體分率為40％以上，但抗拉強度為750mpa以上，冷鍛性差。

產業上的可利用性

通過將本發明的高強度冷鍛部件用軋制棒線作為原材料使用，即使將球狀化退火處理省略或短時間化，也能夠通過冷鍛而成形，能夠得到淬火性優異的高強度冷鍛部件。

符號的說明

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