JP4340754B2 - 高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼及び強度に優れたねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

この出願の発明は、冷間圧造性に優れた高強度で且つ高延性を有する鋼、及び当該鋼から製造された高強度を有するねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品、並びにそれらの製造方法に関するものであり、特に、これら鋼及び成形品のそれぞれが具備すべき材質特性及び金属組織等を明確に規定すると共に、上記鋼及び成形品に当該材質特性及び金属組織等を具備させるための当該鋼及び成形品を製造する技術に関するものである。

従来、鋼線又は鋼棒を冷間圧造、転造及び切削加工等により成形して製造する六角ボルトやその他の比較的高強度の機械構造用部品等は、予め冷間圧造特性を向上させるために、鋼線又は鋼棒を７００℃程度の温度で十数時間から一昼夜の長時間加熱に及び、金属組織中のセメンタイトを球状化する、所謂球状化焼なまし処理を施しておくこが必要であり、場合によっては焼入、あるいは焼入・焼戻し等により、材質特性を調整しておくことが必要である。そして、更に冷間圧造成形等により機械構造用部品等に成形した後には、焼入・焼戻し等の調質処理を行なって、強度と靱性を高める必要がある。このように、比較的高強度の機械構造用部品等の製造工程は複雑であり、複数の工程を必要としていた。そのため、熱エネルギーの損失が多く、生産性が低く、また熱処理費用の増加及び納期管理等の点において問題があった。

上記問題点を解決するために、冷間圧造を含む成形をして製品形状にした後には、焼入・焼戻し等の調質処理を施すことなく、最終製品を製造することができる技術が提案されている。例えば、使用する素材として、従来製造されている鋼線又は鋼棒の内、金属組織が焼入・焼戻し組織を有し、その機械的特性値が特定の条件を満たすもの、即ち、降伏強度（ＹＳ）と加工硬化指数（ｎ値）との積（ＹＳ×ｎ）が、４．０〜１１．０ｋｇｆ／ｍｍ²（３９．２〜１０７．９MＰａ）の範囲内にある鋼線又は鋼棒に限定し、これを素材として用いることにより、これに冷間圧造成形等を施して製品形状に加工した後でも、調質処理を施す必要がないという、冷間圧造特性に優れた調質鋼線又は鋼棒が提案されている（特許文献１）。

特許文献１によれば、上記のように降伏強度と加工硬化指数との積が、４．０〜１１．０ｋｇｆ／ｍｍ²の範囲内にある鋼線又は鋼棒であれば、特定のVノッチ形状を有する試験片に対して行なった圧縮試験において、当該Ｖノッチの底面に所定長さ以上の亀裂発生が認められないための限界圧縮率（％）を求め、この限界圧縮率が所定水準値を超えて優れた強度・靱性を有する鋼材の場合には、冷間圧造成形後に調質処理を施す必要がないと提案されている。しかしながら、特許文献１の技術においては、六角ボルト等に冷間圧造するための素材となる鋼線又は鋼棒は、長時間を要する球状化焼なましは不要になるが、冷間圧造をする前の鋼線又は鋼棒に対しては依然として、短時間の焼入・焼戻し処理が必要であることは解消されてない。

一方、熱間圧延により製造された線材又は棒材の冷間圧造性を向上させるために通常行なわれている当該線材又は棒材に対する球状化焼なましを行なうことなく、冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼の製造技術が提案されている（特許文献２）。即ち、鋼中のＣをセメンタイト生成温度よりも高温においてＦｅ₃Ｃ以外の炭化物として生成させることにより、鋼中の固溶Ｃ量を実質的に低減させ、変形抵抗、変形能を阻害するセメンタイト、ひいてはパーライトの生成を抑制する一方、初析フェライト量を大幅に増加させ、冷間加工性を大幅に向上させるというものである。具体的には、化学成分組成として、Ｃ：０．０６〜０．４５質量％未満、Ｓｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％及びＶ：０．１０〜０．６０質量％を含有し、初析フェライトとパーライトとの合計量が、面積率で９０％以上であって、しかも初析フェライト量がｆ（％）＝１００−１２５×Ｃ（質量％）＋２２．５×Ｖ（質量％）で表わされるｆの値以上の面積％（但し、ｆ＞１００％となるときは、ｆ＝１００％とする）であり、初析フェライト中にＶＣが析出している鋼が提案されている。かかる鋼の製造方法として、上記化学成分組成を有する鋼片を、１０００から１２５０℃の加熱をし、仕上温度がＡｒ３点以上、ＦＤＴＬ（℃）＝８００＋１９０×（Ｃ（質量％）＋０．５×Ｖ（質量％））で表わされるＦＤＴＬの値以下の温度で熱間圧延を行ない、圧延終了後、１℃／ｓ以下で冷却するというものである。

特許文献２によれば、上記球状化焼なまし処理を省略することはできるが、上記鋼の引張強さは、５００ＭＰａまで到達していないので、当該鋼の冷間圧造後の成形品に比較的高強度が要求される場合には、調質処理を必要とする場合がある。また、比較的高価な合金元素であるＶの添加を要するので、コスト上昇に繋がる。
特開２００３−１１３４２２ 特開２０００−２７３５８０

さて、機械部品の中でも、ねじ部品に属するおねじ（小ねじ、止めねじ、タッピンねじ）又は木ねじ等のねじ並びにボルトは、従来、所定の化学成分組成を有する鋼片等に所定の熱間加工を施して所定の断面形状の鋼線又は鋼棒を製造し、この鋼線又は鋼棒を球状化焼なまし処理して成形性を向上させた素材とし、所定の冷間圧造及び転造、冷間圧造と切削加工、又は切削加工主体の成形加工によって製品形状に成形される。次いで、製品規格に応じた所定の調質処理を施して機械的性質を向上させ、適宜表面処理を施して製品とする。

図１１に、鋼片１等からねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品７が製造されるまでの、従来の製造工程の概略フロー図を例示する。ここで、鋼片の化学成分組成は、所望の製品規格に応じた適切なものに規制する。鋼片１を熱間圧延又は熱間鍛造２ａにより半製品３に加工し、次いで更に、熱間圧延又は熱間鍛造２ｂにより鋼線又は鋼棒４に加工する。得られた鋼線又は鋼棒４の強度向上のための焼入・焼戻し等、あるいは、次工程での冷間圧造時の材料の成形性、例えばねじ頭部のリセス成形時の割れ発生を防止するために、材料を軟化させるための球状化焼なまし等の熱処理５を行なう。こうして所要の機械的性質が付与された材料を、冷間圧造及び転造等６によりねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等に成形する。なお、各種の軸類を製造する場合は、切削加工２５により成形することが多い。従って、この場合には線材又は棒材から成形品７への歩留は極めて低下し、例えば６０〜６５％程度まで低下する。

こうして得られた種々の成形品７に対して更に適切な調質処理８を施すことにより所要の機械的性質を付与する。次いで、適宜表面処理９を施して製品１０とする。

上記製造工程における冷間圧造及び転造６は、一般に素材使用量に無駄がなく、成品の寸法精度が良好であり、機械的性質が向上し、また表面粗度が良好であるといった特徴を有する。従って、特に軸類の成形加工において、切削加工工程の主体部分の代わりに冷間圧造工程を適用すれば、その成形加工歩留は飛躍的に向上する。

次に、ねじの例として冷間圧造により、小ねじの頭部を成形する場合のヘッダー加工方法を説明する概念図を図１２に例示する。これは２段打ちヘッダー（ダブルヘッダー）の例であり、１個のダイス１１と２個のパンチ１２ａ、１２ｂとの組合わせにより成形するものである。素材である鋼線を所要長さに切断し、同図（ａ）に示すように、切断された鋼線（材料）１３を第一パンチ（予備据込みパンチ）１２ａでダイス１１の中に押出し、頭部を含めた一次成形をして予備成形品に成形し、次いで同図（ｂ）に示すように、第二パンチ（仕上げ据込みパンチ）１２ｂを押出して、ねじの外形に中間成形すると共に、ダイス１１の中の中間成形品１６の頭部１４に、第二パンチ１２ｂにより十字形状等のリセス（ドライバーにより当該ねじを締め込むための十字形状等の窪み部）を形成させる。同図（ｃ）に、頭部１４にリセス１５が成形加工された中間成形品１７の概略斜視図例を示す。このリセス１５の成形加工時には、頭頂部に対して形態が複雑な大変形加工が施される。そのため、この頭頂部の材質特性として、高延性が具備されていない場合には、リセス成形時に当該部分に割れや亀裂が発生する。このリセス割れが発生したねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品は、成品に修復することはできない。

そこで、従来このリセス割れを発生させないようにするために、鋼線を軟化させる、例えば、球状化焼なましによりその引張強さを５００ＭＰａ程度以下に抑えるといった材料強度の最大値を制限する方法が採られている。しかしながら、このように線材（材料）の強度を制限すると、かかる材料強度の線材からねじ等を成形したのでは、このままでは所望の機械的性質、特に強度を満たすねじ等を製造することはできないので、リセス成形後の転造成形によりねじ部を形成させ、ねじ等の外形を形成させた後、焼入・焼戻し等の調質処理を施して、その機械的性質を所要値まで向上させた後に、製品ラインに送り出し、必要に応じてめっき等の表面処理を施す。

ところで、このリセス割れ発生の傾向は、一般に素材の強度ないし硬さが大きく、且つ延性に優れない材料ほど大きくなる。従って、このようなリセスの成形加工を伴う用途に供されてもリセス割れが発生せず、しかもねじ部の転造成形後に焼入・焼戻し処理等の調質処理を施す必要のない小ねじ製品の素材としての鋼線等には、高水準の延性が備わっていることに加えて、所望のねじ等の規格を満たすための高強度が備わっていることが必須の要件である。

そこで、従来リセス割れが発生したり、あるいはこれに類似の欠陥が発生するようなねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造する場合には、上述した冷間圧造において発生するリセス割れないしその類似欠陥が発生しないようにするために、予め図１１に示した鋼片１等の化学成分組成としてコスト上昇につながることを容認の上、所定の合金元素の添加をする成分設計をしたり、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品７の素材となる鋼線又は鋼棒４の製造条件を制御し、更に、ねじ部を転造又は切削加工により成形した後に、焼入ないし窒化焼入・焼戻し等の調質処理８を施して、強度及び靭性等の向上を図っている。

また、軸類の製造についても、現在、冷間鍛造工程又はこれと切削工程で製造されているが、現状では軟化焼なましを必要とする場合が多く、その省略要請が強い。

上述したように、素材である鋼線又は鋼棒（線材又は棒材）の段階において球状化焼なまし処理を施し、これを冷間圧造及び転造若しくは切削加工等で成形加工後、更に調質処理を施すとなると、それだけエネルギーコスト等がかかり、また切削加工による歩留低下、ラインの複雑化、製造工程数の増加をきたし、製造納期の短縮化が困難となり、また製造ラインの保全費用も上昇する。ところが、従来技術によれば、特許文献１の技術にみられるように、冷間圧造によりボルト等に成形後、調質処理を施すことなく、目的とする用途に供することができるようにするために、長時間を要する球状化焼なまし処理よりは製造工程上有利な焼入・焼戻し処理を鋼線又は鋼棒に対して施し、得られた線材又は棒材で、材質パラメータ：降伏強度と加工硬化指数との積（ＹＳ×ｎ）が、４．０〜１１．０ｋｇｆ／ｍｍ²（３９．２〜１０７．９ＭＰａ）の範囲内にあるものを用いるという技術が開示されている。しかしながら、特許文献１の技術においても、このように依然として、鋼線又は鋼棒の段階における焼入・焼戻し処理を必要としている。また、上記パラメータ（ＹＳ×ｎ）と、リセス割れないしその類似欠陥の不発生との間に、明確な関係があるかどうかについても疑問である。その理由は、上記パラメータ（ＹＳ×ｎ）は、降伏強さ・加工硬化バランス性を表わすパラメータであるのに対して、リセス割れないしその類似欠陥の不発生要件は、延性を表わすパラメータにより表わされるものであることを、この出願の発明者等は新たに知見したからである。

更に、リセスにも種々の形状のものがあるので、リセス割れないしその類似欠陥の発生を抑止するための鋼ないし線材又は棒材についても、ねじ等の製品規格の所定強度水準に応じて、種々の水準の強度を有する材料が必要であり、しかも冷間圧造性に優れたものが必要となる。

一方、特許文献２の技術により、高強度ねじ等の製造に対して、鋼線又は鋼棒に加工した後の球状化焼なまし処理は不要である冷間圧造性に優れた鋼が得られるが、しかしこれには強度水準に限界があり、例えば引張強さは同文献（実施例、表３）によれば４４０ＭＰａ程度であり、種々の一層高強度水準を要するねじ等の材料としては満足できない。

そこで、この出願の発明においては、鋼線又は鋼棒に加工した後、これに熱処理を施さずに冷間圧造及び転造若しくは切削加工又は切削主体の加工等によりねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に成形しても、リセス割れないしその類似欠陥が発生することなく、しかもこの冷間圧造等による成形後のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に調質処理を施さなくても、鋼線又は鋼棒の段階で既に所望の高水準強度を有するという線材又は棒材、更に広範囲に当該棒材又は線材を含む鋼を提供し、また、当該線材若しくは棒材又は鋼を利用した高強度のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を提供し、更に、これら線材若しくは棒材又は鋼、並びに成形品の製造方法を提供することを課題としている。

なお、これ以後の発明に関する記述においては、鋼線又は鋼棒とは圧延等のままのものを指し、線材又は棒材とは広義の調質処理が施されているか否かを問わず、次工程における成形用材料として供給するために適切な材質特性を有するもの（材料）を指すものとする。

上記の課題を解決するために、この出願の発明者等は鋭意研究を重ねた。先ず、発明者等は、この発明が提供すべき鋼は、化学成分組成、金属組織及び機械的性質は特性的に、如何なる条件を満たしているものであることが必要かについて検討した。その結果、それらは、先ず、化学成分組成に関して、Ｃ：０．４５質量％であること、機械的特性に関して、引張強さが製造目標とする最終製品種別の規格を満たしていること、特にこの発明においては、引張強さが７０２ＭＰａ以上を有することを前提条件とし、その上で、特に決定的に重要な因子は絞りの水準であって、材料の絞りが７０％以上であることが必要であることを知見した。また、引張強さが更に高い８００ＭＰａ以上であって絞りが７０％以上を満たすものが得られれば、一層望ましいことを知見した。そして、本発明者等は、かかる機械的性質をその鋼に具備させるためには、金属組織の主相がフェライトであることが必要であることを知見したのである。

また、上記金属組織及び機械的性質を有するという条件を具備させるための有利な条件を研究した。その結果、引張強さを７０２ＭＰａ以上とするためには、フェライト組織を圧延方向に垂直な断面におけるフェライトの平均粒径が望ましくは１μｍ以下にすることが極めて有効であることを知見した。なお、このように、機械的性質の内、絞りが高水準であることが重要であって、その値が７０％以上であることを要するとのことは、未だ知られていない。

そして、上述した金属組織及び機械的性質を備えた鋼を製造する効果的な方法の重要条件は、鋼片又は鋼材に対して所定の温度範囲内の温間領域において、所定値以上の総減面率となる圧下を加えるか、又は所定値以上の平均塑性ひずみを導入することであることを知見した。但し、ここで温間圧延、更には温間加工とは、圧延ないし加工温度が３５０〜７５０℃の範囲内における圧延を指すものとし、この温度範囲を超える温度での圧延ないし加工を熱間圧延ないし熱間加工という。以下の記載においても同様である。

この出願の発明は、上記知見に基づき完成されたものである。その要旨は以下の通りである。

請求項１に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、化学成分組成の内、Ｃ：０．４５質量％未満であって、フェライト組織を主相とし、第２相がパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さＴＳが７０２ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上の機械的性質を有し、しかも焼入、又は焼入・焼戻し処理が施されていないことに特徴を有するものである。

ここで、この鋼の主相を構成するフェライトの形状は、当該鋼が温間圧延温度域の低温領域、例えば５００℃で圧延された場合には、等軸粒と伸長粒とが混在する場合がある。この混在状態が存在しても、この発明においては差し支えない。このような場合でも、上記フェライトの平均粒径は、圧延方向に垂直な断面における平均粒径を求めればよい。また、フェライトを主相とする鋼とは、第２相が残部として存在してもよいし、また第２相が存在せずフェライトのみであってもよいことを意味する。

なお、この出願発明に係る冷間圧造用鋼に関する限り、この鋼の主相を構成するフェライト粒の形状及び粒径並びにこの鋼の第２相の存在状態については、これ以下においても同じである。

請求項２に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、請求項１に記載の発明において、更に、上記フェライト組織が、圧延方向に垂直な断面での平均粒径が１μｍ以下のフェライト粒径を有することに特徴を有するものである。

請求項３に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、請求項１又は２に記載の発明において、更に、球状化焼なまし処理が行なわれていないことに特徴を有するものである。

請求項４に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の発明において、上記鋼が、下記化学成分組成、即ち、Ｃ：０．４５質量％未満、Ｓｉ：２．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｍｎ：３．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｐ：０．２質量％以下（０質量％を含む）、Ｓ：０．０３質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下（０質量％を含まず）、及びＮ：０．０２質量％以下を有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることに特徴を有するものである。

ここで、上記化学成分の内、この発明においては、Ｓ及びＮはいずれも不純物であるから、実質的に０質量％であってもよいが、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌは含有させる成分であり、これらの成分の含有量には０質量％は含まないものとする。またＰは強度を向上させる作用を有するが、一方、延性、特に絞りを劣化させるので、低い方が望ましく、０質量％でもよい。

請求項５に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の発明において、更に、第２相としてのセメンタイトの分率が２．２体積％以下の組織であることに特徴を有するものである。

なお、第２相の分率は体積％であるが、現実の測定においては、簡便法として、試料切断面における面積％で評価してもよい。本明細書において、以下同じである。

請求項６に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の発明において、更に、上記鋼が３５０〜７５０℃の範囲内において、素材に対して圧延を行なうことにより製造されたものであることに特徴を有するものである。

請求項７に記載の発明に係る冷間圧造用鋼は、請求項６に記載の発明において、更に、上記圧延により材料中へ導入された塑性ひずみが、３次元有限要素法で計算される材料中への平均塑性ひずみで０．７以上であることに特徴を有するものである。

以上、請求項１から請求項７に記載の発明は、上述した通りのこの発明に係る冷間圧造用鋼である。そして、この鋼とはその形状の如何を問わず、線材、棒材、板材等、いずれであってもよい。これに対して、以下に述べる請求項８及び９の発明は、この出願の発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品であり、以下にその特徴について述べる。

請求項８に記載の発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品は、請求項１から７のいずれかの鋼から成形されたことに特徴を有するものである。

ここで、この発明に係る締結部品とは、ねじ及びボルトの他に、ナット、リベット、スタッドボルト、ファスナー類、及びその他これらに類する機能を有する機械構造用部品を指し、そして軸類とは、機械構造用部品として供されるシャフト等の各種軸類を指す。そして、これらの用語の定義は、この出願発明の以下の説明においても全て同じである。

請求項９に記載の発明に係る成形品は圧造を含む加工方法により製造されたことに特徴を有するねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等である。

次に、請求項１０から１４の、この発明に係る冷間圧造用鋼の製造方法の特徴について述べる。

請求項１０に記載の発明に係る鋼の製造方法は、請求項１から７の何れかに記載の鋼の製造方法であって、Ｃ：０．４５質量％未満を含有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内とし、且つ当該圧延において上記鋼片又は鋼材に与える総減面率Ｒが８３％以上であることに特徴を有するものである。
但し、上記Ｒは下記（１）式：で表わす。
Ｒ＝｛（Ｓ_０−Ｓ）／Ｓ_０｝×１００ ・・・・・・（１）
但し、Ｓ_０：圧延開始直前の鋼片又は鋼材の圧延方向に垂直な断面の面積
Ｓ：圧延終了後に得られる鋼の圧延方向に垂直な断面の面積
で表わす。
＜式１＞
Ｒ＝｛（Ｓ₀−Ｓ）／Ｓ₀｝×１００ ・・・・・・（１）
但し、Ｒ：総減面率（％）
Ｓ₀：圧延開始直前の鋼片又は鋼材の圧延方向に垂直な断面の面積
Ｓ：圧延終了後に得られる鋼の圧延方向に垂直な断面の面積

ここで、鋼とは、少なくとも 請求項１に記載した材質特性等を有する鋼、即ち、Ｃ：０．４５質量％未満を含有し、フェライト組織を主相とし、第２相がパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さＴＳが７０２ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上の機械的性質を有する鋼を意味する。なお、本明細書による本出願発明に係る「鋼の製造方法」に関する記述においては、全て上記が適用される。

請求項１１に記載の発明に係る鋼の製造方法は、請求項１０に記載の鋼の製造方法であって、前記カリバー圧延がオーバル形状の孔型を用いた１パス以上と角形状又は丸形状の孔型を用いた１パス以上とからなる多パス圧延であることを特徴とする。

請求項１２に記載の発明に係る鋼の製造方法は、請求項１０に記載の鋼の製造方法であって、Ｃ：０．４５質量％未満を含有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内とし、且つ当該カリバー圧延により材料中へ導入する塑性ひずみが、３次元有限要素法で計算される材料中への平均塑性ひずみで０．７以上となるようにするにあたり、オーバル形状の孔型を用いた１パス以上と角形状又は丸形状の孔型を用いた１パス以上とからなる多パス圧延を行ない、前記オーバル形状の孔型を用いた圧延後の材料の圧延方向に垂直な断面の最大短軸長さ（後述の図６（ａ）中の２Ａ_０１を指す）が、当該オーバル形状の孔型を用いた圧延直前における圧延方向に垂直な断面が角形状である材料の対辺長さ（後述の図６（ｂ）中の２Ａ_０を指す）の７０％以下となるようにパススケジュールを構成することを特徴とする。
ここで、オーバル形状の孔型を用いた圧延直前とは、ある形状のオーバル形状の孔型を用いて１パスのみの圧延を行なった場合、並びに、形状の異なる２以上のオーバル形状の孔型を用い連続して圧延パスを行なった場合、同一オーバル形状の孔型を連続して２回以上の圧延パスを行なった場合（所謂とも通し）の場合、及びこれら両方を混合した圧延パスを行なった場合のいずれにおいても、これら連続圧延パス中の最初の圧延パスの直前を意味する。

請求項１３に記載の発明に係る鋼の製造方法は、Ｃ：０．４５質量％未満を含有する鋼片又は鋼材に対する温間におけるカリバー圧延による鋼の製造方法であって、 圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内とし、且つ下記（２）式：Ｚ＝ｌｏｇ［（ε／ｔ）ｅｘｐ｛Ｑ／（８．３１（Ｔ＋２７３））｝］（但し、εは平均塑性ひずみ、ｔは圧延開始から終了までの時間（ｓ）、Ｑは定数であって２５４０００Ｊ／ｍｏｌ、Ｔは圧延温度（℃）であって各パスの圧延温度を平均した温度である）で表わされる圧延条件パラメータＺが、１１以上となるように多パス圧延することに特徴を有するものである。ここで、上記（２）式中の平均塑性ひずみεは、３次元有限要素法で計算した値を用いることができる。

請求項１４に記載の発明に係る鋼の製造方法は、請求項１１から１３のいずれかに記載の鋼の製造方法において、多パスの第ｎ番目パスの圧延設定温度Ｔ_n℃（但し、ｎは自然数とする）を４００〜６００℃の範囲内と定め、圧延入口における材料温度が前記圧延設定温度Ｔ_n℃よりも３０℃以上高くなった場合には、材料の温度が（Ｔ_n＋３０）℃未満になるまで、圧延を待機するか又は材料を冷却するかした後に圧延を継続することに特徴を有するものである。

請求項１５に記載の発明に係る鋼の製造方法は、請求項１０から１４のいずれかにおいて、前記温間における圧延を行なった後、当該圧延により得られた鋼に球状化焼なまし処理を施さないことに特徴を有するものである。

最後に、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法の特徴について述べる。

請求項１６に記載の発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法は、請求項８又は９に記載のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法であって、請求項１０から１５のいずれかに記載の製造方法により得られた線状又は棒状の鋼材に、冷間圧造加工を施して成形することを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造することに特徴を有するものである。

ここで、上記線材又は棒材とは、この発明の鋼の範疇に包含されている、即ち、鋼の構成要素の一つであるから、この線材又は棒材は、あくまでもこの鋼の製造方法に従って製造することができることに由来する。

請求項１７に記載の発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法は、請求項１６のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法において、成形加工後に、調質処理を施さないことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造することに特徴を有するものである。

この出願の発明によれば、従来よりも設備コスト及びランニングコストが低く、簡素化された製造ラインにより工程管理が改善され、特に軸類の成形品においては成形加工歩留の飛躍的向上が可能となり、更に省エネルギーに寄与し得る、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品、並びにこれらの製造方法を提供することができ、工業上極めて有益な効果がもたらされる。

次に、この発明の実施形態とともに当該実施形態における態様の限定理由について説明する。
［１］ この発明に係る鋼、並びに、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品
始めに、この発明に係る「鋼」、並びに、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の実施形態について述べる。ここで、この発明に係る「鋼」とは、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の素材として使用する「線材又は棒材」と、この発明に係る線材若しくは棒材又は板材との総称とする。この「鋼」と「線材又は棒材」とは完全同一ではなく、「鋼」は「線材又は棒材」を包含する関係にある。但し、この「鋼」と「線材又は棒材」とは、具備すべき化学成分組成、金属組織及び材質特性等は同一である。そこで、本明細書での説明では両者を合わせて「鋼」と総称する。

［１−１］ この発明に係る「鋼」
先ず、この発明に係る「鋼」が具備すべき金属組織及び材質特性等の実施形態について述べる。この発明に係る鋼は、フェライト組織を主相とし、第２相がパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さＴＳが７０２ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上の機械的性質を有するという、冷間圧造用鋼であって、金属組織の形態及び機械的性質の特性の両方を前述した通りに定量的に規定することを基本とするものであり、更にその望ましい実施態様として、当該鋼のフェライト粒径、化学成分組成を好適な範囲に規定し、またその金属組織の第２相の体積％といった態様を好適に規定するものである。そして、更に、当該鋼の特徴的な製造履歴が付加的に規定されたものである。以下、具体的に説明する。

（１）［Ｃ：０．４５質量％］
Ｃ：０．４５質量％未満
Ｃは、鋼の強度向上に寄与するので、強度の確保上、Ｃ含有量は実質的に含有されていることが望ましいが、０であってもよい。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、フェライトを主層とする鋼の第２相の分率が過大になり、絞りが低下する。絞りを７０％以上に確保するためには、Ｃ含有量が０．４５質量％未満であることが必要である。なお、Ｓｉ−Ｍｎ系炭素鋼の場合は、Ｃ含有量が０．１５質量％以下であれば、第２相の分率はほぼ２．２体積％以下となり、延性確保の観点から一層有利である。この発明に係る鋼の冷間圧造性を優位に確保するために、特に絞り特性が重要である。一方、強度確保の重要な手段として、Ｃ含有量の調整の他に、主相のフェライト粒径の制御により行なうことができる。この観点から、Ｃ含有量は０.０２２〜０．４５質量％未満とすることが一層望ましい。

Ｐ：０．２質量％以下
Ｐは、延性を劣化させる作用を有する。この発明に係る鋼においては、冷間圧造性の指標として極めて重要な絞りＲＡを劣化させないために、Ｐ含有量は上限を０．１質量％に制限することがのぞましい。

（２）〔絞り：７０％以上、引張強さ：７０２ＭＰａ以上〕
この出願の発明に係る鋼は、その用途が比較的強度を要する機械用部品であること、特に高強度を備え、且つ厳しい成形加工に耐えることができる冷間圧造性に優れたものであることを要することから、高強度と高延性との両者をバランスよく備えた鋼とする必要がある。強度水準を引張強さで７０２ＭＰａ以上に設定し、且つ延性水準を絞りで７０％以上に規定する。優れた延性を確保するためには、一般に伸び又は絞りの値が高いことは重要な因子である。しかし、引張強さが７０２ＭＰａというかなり強度が高い水準の材料に対して、冷間圧造により変形が複雑で且つ厳しい条件の成形加工が行なわれる場合、例えば、ＪＩＳ規格のＭ１．６（ねじの呼び径ｄ：１．６ｍｍ）なべ小ねじで、強度区分が６．８以上のものの頭頂面にリセスを冷間圧造する場合に、リセス割れ発生防止に有効な延性水準は、材料の絞りは６５％以上が必要である。この場合、リセス割れ発生と材料の伸びとの間には良好な相関関係はなく、その割れ発生を材料の伸びの値で予測することは困難であることを、先ず発明者等は知見した。図１は、そのような例を示すものであり、Ｓｉ−Ｍｎ系炭素鋼素材に対して、温間温度域における多方向への多パス圧延により、総減面率Ｒが９０％以上の試験における試験材の引張試験による引張強さと伸びとの関係を示すグラフにおいて、Ｍ１．６なべ小ねじの冷間圧造によるリセス成形時の割れ発生の無し（○印）と有り（×印）の結果例を示す図である。そして、更に材料強度の高いものが必要となり、引張強さで８００ＭＰａ以上を要する場合（例えば、ＪＩＳ規格のＭ１．６なべ小ねじで、強度区分が８．８以上の場合）には、上述したような冷間圧造性を確保するためには、絞りが７０％以上であることが望ましい。但し、小ねじのリセス形状は常に一定であるとは限らない。従って、種々形状のリセスを想定し、特に、ねじの頭頂面の面積に対するリセスの占有面積との比が大きいほど、リセス割れが発生し易い点に留意し、要求すべき強度及び絞り水準が必要且つ十分なものとなるように鋼を設計すべきである。

上記の高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼、即ち、高強度且つ高延性をバランスよく備えた鋼は、下記の場合には必要不可欠ともなる。小ねじ等を製造する場合、リセス割れ等の冷間圧造割れ発生を回避するために、比較的軟質な鋼を素材として用い、冷間圧造によるヘッダー加工でリセスを成形し、ねじ部を転造成形した後に、焼入又は浸炭焼入・焼戻し等の調質処理により、ねじの機械的性質を向上させようとしても、ねじの軸径が２．０ｍｍ以下の小ねじ等を製造する場合には、焼入後の残留応力又は浸炭焼入の場合の浸炭層の深さと、ねじ径やねじ山の大きさとの関係により、焼入等の熱処理が困難な場合がある。特に、ねじの軸径が１ｍｍ以下の場合、又は長尺ものの場合は、焼入・焼戻しに伴なう変形により、機械部品として使用することができないこともある。このような微小部材の製造においては、この発明に係る鋼の供給は極めて有効なものとなる。また、上記の如き焼入・焼戻し等の調質処理を施すことができる場合であっても、この発明に係る鋼であれば、そのような煩雑な調質処理が不要となるので、コストダウンや生産性の向上等、大きな効果が発揮される。

なお、上記ＪＩＳに規定されたボルト・小ねじにおいて、強度区分の表記「８．８」は、左側の「８」が呼び引張強さ８００ＭＰａの１／１００の数値を、右側の「８」が呼び下降伏点又は呼び耐力６４０ＭＰａと呼び引張強さ８００ＭＰａとの比の１０倍の数値を表わし、両者を「．」で挟んで表記したものである。

（３）〔第１相：主相がフェライト組織で、圧延方向に垂直な断面組織のフェライト平均粒径が１μｍ以下とする鋼〕
この出願の発明に係る鋼では、当該鋼の金属組織の形態として、主相（第１相）がフェライト粒からなる組織を有することを必須要件としている。本発明者等は、相変態による強化機構を全く利用せずに鋼の高強度化を実現する方法として、結晶粒の微細化を図る方法を採ることにした。その際、得られる鋼の絞りを高水準に確保することが、前記冷間圧造におけるリセス割れ発生防止等の前提条件であることを、本発明者等は今回新たに知見した。そこで、鋼の化学成分組成を種々変化させたＳｉ−Ｍｎ系炭素鋼（但し、Ｆｅの結晶構造はｂｃｃである）に対して、大ひずみ導入の温間多方向の多パス圧延の試験を行なった。この試験結果より、フェライト平均粒径ｄと引張強さＴＳとの関係を整理すると、図２が得られる。

図２の結果より、圧延方向に垂直な断面組織の平均粒径が１μｍ以下のフェライト組織を主相とする鋼であれば、引張強さは７０２ＭＰａ以上が得られており、また、上記平均粒径が０．７μｍ以下のフェライト組織を主相とする鋼であれば、引張強さは８００ＭＰａ以上が得られている。

更に、上記において、フェライト粒が一方向に伸長した粒形態が混在していても、圧延方向に垂直な断面組織の平均粒径が１μｍ以下であれば、引張強さＴＳ＝７０２ＭＰａ以上が得られ、また圧延方向に垂直な断面組織の平均粒径が０．７μｍ以下であれば、引張強さＴＳ＝８００ＭＰａ以上が得られることがわかった。

次に、Ｓｉ−Ｍｎ系炭素鋼素材に対して、温間温度域における多方向への多パス圧延により、総減面率Ｒが９０％以上の試験により得られた、上述したフェライト粒径を有する試験材の引張試験による引張強さと絞りとの関係をプロットし、一方、これらの試験材に対するＭ１．６なべ小ねじの冷間圧造によるリセス成形試験を行ない、リセスの割れ発生の有無を試験した。その結果を、図３に示す。図３によれば、引張強さが６００ＭＰa以上であっても、絞りＲＡが６５％以上であれば、リセス割れは発生していない。更に、引張強さが８００ＭＰａ以上のものであるにも関わらず、絞りＲＡが更に上昇して８０％以上の鋼が得られており、この場合にもリセス割れが発生していない。

前述した通り、リセスには種々形状のものがあるので、リセス割れないしその類似欠陥の発生を抑止するために鋼が具備すべき必要且つ十分条件は一律ではない。Ｍ１．６なべ小ねじのリセス成形は極めて過酷な延性条件を要することを考慮することが必要である。

そこで、この出願の発明においては、上記図１、図２及び図３を含めた試験結果及びこれらに対する考察、並びに実用性を総合し、極めて高水準の冷間圧造性が要求されるＭ１．６なべ小ねじのリセスを含めた種々形状のリセスを、割れ発生無しに成形加工し得るという優れた冷間圧造性を有する鋼が具備すべき条件は、引張強さが７０２ＭＰａ以上を必要とする成形品を前提条件として、絞りＲＡが７０％以上であることを必須条件とすべきであるとの結論を得た。そして更に、引張強さが８００ＭＰａ以上を必要とする成形品に対しても、絞りＲＡが７０％以上であれば、かなり厳しい加工条件のリセスでも割れ発生なしに冷間圧造ができることがわかった。そして、このような水準の引張強さを具備させる有利な手段は、主相としてのフェライトの粒径を、圧延方向に垂直な断面組織の平均粒径で、１μｍ以下になるようにすることが効果的であることを知見した。

（４）［焼入、又は焼入・焼戻し処理不要］
この出願の発明に係る鋼では、当該鋼の金属組織の形態として、主相（第１相）がフェライト粒からなり、引張強さＴＳが７０２ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上を具備しているので、敢えて、焼入、又は焼入・焼戻しにより強度及び延性を改善する必要はない。また、引張強さＴＳが８００ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上を具備している場合には、上記熱処理は一層不要である。

これにより、この発明に係る鋼のかかる材質特性により、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造工程の省略化及び製造コストの低減等、大きな効果が発揮される。

（５）［Ｃの化学成分組成］
更に、この出願の発明に係る「鋼」の化学成分組成に関しては、相変態による鋼の強化機構を利用せず、しかも強度を向上させるための合金元素、例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及び／又はＢ等の合金元素の添加を必須の要件とはしない。但し、このような合金元素を適宜添加しても差し支えない。この発明に係る鋼は、フェライト単相鋼の広い範囲の化学成分組成の設計をすることができる。そして、この出願の発明に係る鋼の化学成分組成の内、Ｃを除く化学成分組成の望ましい範囲は下記の通りである。

Ｓｉ：２．０質量％以下（０質量％を含まず）
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であるから、鋼に残留する酸化物系非金属介在物の量を低減させて清浄性向上を図り、その延性確保に寄与させ得る。また、Ｓｉは、適量の含有量により冷間圧造性の向上に寄与する元素であることも、本発明者等は知見した。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、却ってその延性を劣化させ、また加工時の変形抵抗が大きくなる。そこで延性劣化を招かないＳｉ含有量として２．０質量％以下に規制する。但し、Ｓｉは上述の通り適正含有量において有用な元素であるから、この発明に係る鋼において、０質量％は含めないものとする。

Ｍｎ：３．０質量％以下（０質量％を含まず）
Ｍｎは、強度確保のために有効であり、またＳｉとの複合脱酸により、鋼中に残留する酸化物系非金属介在物の低減に寄与する。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、延性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は上限を３．０質量％に規制する。なお、Ｍｎは上述の通り適正含有量において有用な元素であるから、この発明に係る鋼において、０質量％は含めないものとし、望ましくは０．０１質量％以上とする。

Ｓ：０．０３質量％以下
Ｓは、この発明に係る鋼においては不純物元素であり、高含有量になると、固溶Ｓが粒界に偏析し、鋼塊から鋼片への熱間加工において熱間加工性が劣化するので、０．０３質量％以下に規制する。また、この発明では不純物元素として扱っているので、少ないほど望ましく、実質的に０質量％であってもよい。

Ａｌ：０．１質量％以下（０質量％を含まず）
Ａｌは、脱酸剤として添加する。また、ＡｌＮを生成して粒界に偏析するＮをＡｌで固定して粒界強度を高める作用をする。しかしながら、Ａｌ含有量は０．１質量％を超えるとその効果が飽和すると共に、アルミナの凝集介在物等により鋼の表面性状が劣化するので、上限を０．１質量％とする。なお、下限は、脱酸剤としての効果を発揮させるために、望ましくは０．００５質量％とする。

Ｎ：０．０２質量％以下
Ｎは、この発明に係る鋼においては、特に添加する必要はなく、溶製プロセスにおいて不可避的に含有される不純物として扱う。Ａｌ含有量とのバランスを考慮する必要はあるが、過剰に含有されると、粒界偏析により熱間加工性の劣化を招く。但し、ＮはＡｌＮとして析出し、結晶粒の微細化にも寄与する。そこで、溶製プロセスの操業性も考慮して、Ｎ含有量の上限を０．０２質量％に規制することが望ましい。下限値は実操業を考慮すれば規制する必要はない。

この発明に係る鋼が冷間圧造性に優れた高強度且つ高延性を安定して発揮し、且つ製造コストを低減するためには、上述した全ての化学成分組成を満たすことが望ましい。そして、Ｓｉ含有量については、０．５質量％以下の範囲内に調整すると、この発明にかかる鋼の絞りを一層優れたものにすることができる。

（６）［第２相を構成する金属組織：セメンタイト主体、残部（第２相）はパーライトが分断されたセメンタイト粒であって］、更に、［第２相の分率：２．２体積％以下］
次に、この発明に係る鋼の金属組織は、主相が前述した如く超微細粒のフェライトであって所望の引張強さと絞りを有すれば、第２相としてはセメンタイトのみで構成されていてもよい。更に、微細なＡｌＮ等窒化物又は炭窒化物等の析出物を含んでいてもよい。その理由は、炭・窒化物等の析出物は、セメンタイトよりも小さく、絞りを劣化させないからである。そして、上記第２相の分率が２．２体積％以下であれば、主相であるフェライトの粒径に依存するこの発明に係る鋼の強度及び延性水準が一層安定的に確保され、一層望ましい。

なお、この鋼は、相変態による鋼の強化機構を利用する必要がないので、各種の熱処理を必要とせず、この意味からも、従来の問題点であるエネルギーコストの低減、ラインの複雑化解消、製造工程数増加の解消に極めて有効である。

（７）［球状化焼なまし処理不要］
この発明に係る「鋼」にあっては、いずれも既にパーライトが分断したセメンタイト粒となっているので、上述した通りの金属組織及び機械的性質を有し、冷間圧造性に優れた高強度でしかも高延性を具備しているので、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形体に成形加工するに先立って、球状化焼なまし処理を施して軟化させなくても、リセス成形等の厳しい成形加工で割れ発生を伴うことなく当該ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造することができる。この発明に係る鋼のかかる材質特性により、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造工程の省略及び製造コストの低減等、大きな効果が発揮される。

（８）［温間圧延：３５０〜７５０℃、望ましくは４００〜６００℃］
更に、製造履歴として３５０〜７５０℃の温度範囲内において圧延することにより、微細粒化されたフェライト組織が得られ、その結果材料の引張強さが向上する。しかも、絞りの低下が抑制されて高水準に維持されたものとなる。更に、この温間圧延において、望ましくは圧延温度を低温域の４００〜６００℃の範囲内に調整すると、フェライト粒の微細化が一層促進されて、引張強さが一層向上する。

（９）［平均塑性ひずみ≧０．７］
上記温間圧延により、材料中へ導入する平均組成ひずみが、３次元有限要素法で計算して０．７以上になるように調整されると、材料の引張強さが向上し、絞りが確保されるのに極めて効果的である。

（１０）［多方向、多パス圧延］
温間圧延温度域において、その素材に対して多方向に多パスの圧延により平均塑性ひずみが０．７以上となるような圧延が行なわれることにより調製された鋼が一層望ましい。その理由は、素材に多方向への多パス圧延を行なうに際して、所要の累積圧下率（本願における「総減面率Ｒ」（前記（１）式に相当する）を加えれば、アンビル圧縮試験での１パスによる温間大ひずみ圧縮加工における場合と同様の過程を経て、超微細フェライト粒組織を得ることができることを、発明者等は知見しており、この知見に基づき、所要の超微細粒径のフェライトを主相とする引張強さ及び絞りを有する鋼を得ることができるからである。

［１−２］この出願の発明に係る締結部品又は軸類等の成形品
次に、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の「成形品」が具備すべき金属組織及び材質特性等の実施形態について述べる。この発明に係る成形品は、高強度を有するものであって、金属組織の形態及び機械的性質の特性の両方を前述した通りに定量的に規定することを基本とするものであり、上述した通りこの成形品の素材は、上記［１−１］で述べたこの発明に係る「鋼」に包含される「線材又は棒材」である。そして、これを素材として、圧造を含む加工方法により製造されたものである。以下、具体的に説明する。

（１）［圧造を含む加工方法］
強度及び冷間圧造性に優れた線材又は棒材を圧造を含む加工方法により、この発明に係る「成形品」を製造する。この発明に係る成形品は、ねじ等の締結部品とシャフト等の軸類に大別される。締結部品としては、ねじ、ボルト、ナット、リベット、スタッドボルト、ファスナー類、及びその他これらに類する機能を有する機械構造用部品があり、一方、軸類としては、回転動力を伝達するためのシャフトに代表される各種軸からなる機械構造用部品がある。これらの成形品を製造するための圧造を含む加工方法としては、上記成形品の内、締結部品の製造については、所望の種類の締結部品を製造する場合に従来使用されている製造装置を用い、当該製造装置に適した操業方法により、この発明に係る締結部品を製造することができる。その代表的加工方法としては、圧造、転造、切削及び鍛造があり、これらを適宜組み合せて使用することができる。これに対して、軸類の製造については、所望の種類の締結部品を製造するために適した金型等を含む圧造装置と、一部工程につては適宜切削加工装置を使用することもできる。かくして、この発明に係る成形品の加工工程において最も重要な工程は、材料の歩留がよく、生産性よく形状が複雑で厳しい塑性加工が行なわれる圧造による加工工程である。

（２）［調質処理不要］
この発明に係る締結部品又は軸類等の成形品は、上記鋼に包含される線材又は棒材を素材として、圧造を含む加工法により成形加工される。この発明に係る線材又は棒材は上述した通り、優れた強度を備えているので、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に圧造を含む加工方法により成形加工された後においても、この強度特性は殆どそのままこの成形品に継承される。従って、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に成形加工された後、これらの機械的性質の向上を目的とする調質処理、例えば、強度、硬度、靱性等の向上を図るために焼入・焼戻し等の熱処理は一切施さなくてもよい。

更には、前述したように、Ｍ１．６なべ小ねじのように、ねじの軸径が２．０ｍｍ以下の小ねじ等を製造する場合であって、焼入後の残留応力又は浸炭焼入の場合の浸炭層の深さと、ねじ径やねじ山の大きさとの関係により、焼入等の熱処理が困難な場合があるので、かかる場合には、調質処理が不要であることは必須要件でもある。前述したように、特に、ねじの軸径が１ｍｍ以下の場合、又は長尺ものの場合は、焼入・焼戻しに伴なう変形により、機械部品として使用することができないこともある。このような微小部材の製造においては、この発明に係る線材又は棒材の供給は極めて有効なものとなる。かくして、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品にあっては、調質処理を施すことが不要であることは、この発明の目的の内でも極めて重要部分を構成する特徴である。
なお、勿論、製品固有の規格又は特殊用途等のために、更に機械的性質を向上させる必要がある場合には、適宜調質処理を施すことができ、調質処理が施されている成形品を、この発明に係る成形品から排除するものではない。

［２］発明品群の製造方法
次に、この発明に係るフェライト組織を主相とし、第２相がパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さＴＳが７０２ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上の機械的性質を有するという冷間圧造用鋼（本明細書において「この発明に係る鋼」という）を製造する方法、及びこの発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造する方法の実施形態について述べる。

［２−１］この発明に係る鋼の製造方法
図４は、この発明に係るねじ等成形品の製造工程を示したものである。同図中、線材又は棒材２４は、前述した定義の通り、次工程における成形用として適切な材料特性を有するもの(材料)を指す。そして、この線材又は棒材２４は、この発明に係る鋼に包含されるものである。この発明に係る鋼の製造方法の望ましい工程を、前記図１１に示した従来技術による鋼片からねじ等成形品の製造工程の前半部分（熱処理５まで）と比較すると、従来技術においては半製品３を熱間圧延又は熱間鍛造２ｂにより鋼線又は鋼棒４を製造し、これを次工程の冷間圧造及び転造等を含む加工工程へ供給するに先だって、球状化焼なまし等何らかの熱処理をすることが必須条件とされているが、この発明においては半製品３を温間圧延２３により線材又は棒材２４を製造すること、そして得られた線材又は棒材２４に対しては全く熱処理を施す必要がなく、これを次工程の冷間圧造及び転造等を含む加工工程へ供給することができる。かかる相違は、この発明においては、上記の通り熱間圧延又は熱間鍛造２ｂの代わりに、適切な条件下での温間圧延２３を行なうからである。以下、詳細に説明する。

この発明に係る鋼の製造方法の基本は、所定の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材を圧延素材として所定の温間圧延温度域において、1)所定の減面率の導入、２)所定の塑性ひずみの導入、又は３)圧延条件パラメータＺの規定、をしたカリバー圧延をすることにある。具体的には、その製造方法の必須要件は、温間圧延領域として３５０〜７５０℃の範囲内に限定することを共通条件とし、更に、下記［条件１］〜［条件３］の内の一つ又は一つ以上を満たすことである。ここで、
［条件１］とは、所定減面率の導入において、前記（１）式：Ｒ＝｛（Ｓ₀−Ｓ）／Ｓ₀｝×１００（％）で表わした延開始直前から圧延終了までの材料の総減面率Ｒが８３％以上となるように圧延すること、
［条件２］とは、塑性ひずみの導入において、材料に導入する平均塑性ひずみが、０．７以上となるように調整すること、そして、
［条件３］とは、圧延条件パラメータＺの規定について、前記（２）式：Ｚ＝ｌｏｇ［（ε／ｔ）ｅｘｐ｛Ｑ／（８．３１（Ｔ＋２７３））｝］で表わした塑性ひずみ速度ε／ｔと圧延温度Ｔとの関数である圧延条件パラメータＺの値が１１以上となるように圧延をすることである。

その上で、この発明に係る鋼の製造方法の更に望ましい態様を得るために、適宜、圧延温度範囲を狭く規定すること、圧延済みの鋼に対する熱処理を制限してもよいと規定すること、及びその他の条件を規定することにより、発明品群の製造方法を構成する。以下、詳細に説明する。

（１）温間圧延温度：３５０〜７５０℃について
圧延温度が３５０〜７５０℃の範囲内において、所定の臨界ひずみよりも大きなひずみを材料に導入することにより、このひずみによる結晶粒のミクロ的な局所方位差が微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後に起きる回復過程において、粒内の転位密度が低下すると同時に結晶粒界が形成されて、微細粒組織を形成することができる。即ち、再結晶温度の下限とみなされていた７５０℃ないしこれ以下の温度で加工しても、加工と同時に動的な回復ないしは再結晶が起こり、相変態を利用することなく結晶粒の微細化を図ることができる。このとき、
しかし、加工温度が高過ぎると、不連続再結晶あるいは通常の粒成長により、結晶粒が粗大化する。かくして７５０℃超えでは１μｍ以下の微細結晶粒が得られ難い。逆に、加工温度が低過ぎると、所定の臨界ひずみよりも大きなひずみを与えても、回復が十分に起こらないために転位密度の高い加工組織が残存してしまう。かくして圧延
温度を３５０℃未満にすると、やはり１μｍ以下の微細結晶粒は得られ難くなる。従って、この発明においては温間圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内に限定することを必須要件とする。

（２）［条件１］：総減面率Ｒ≧８３％、
［条件２］：平均塑性ひずみε≧０．７、
又は、
［条件３］：圧延条件パラメータＺ≧１１
について
［条件１］又は［条件２］については、圧延温度が３５０〜７５０℃の範囲内におけるＣ＜０．４５質量％の鋼片又は鋼材のカリバー圧延において、総減面率ＲがＲ≧８３％であるか、又は鋼片又は鋼材の平均塑性ひずみεがε≧０．７である場合には、圧延後に得られる鋼にはサブバウンダリが導入されて、その引張強さＴＳがＴＳ≧７０２ＭＰａとなることを、発明者は試験の結果より見出した。そして、同時にそのときには６５％以上の絞りが得られることもわかった。なお、総減面率Ｒ又は平均塑性ひずみεが更に大きくなり、例えば、Ｒ≧約８３〜９５％又はε≧約１．８〜３．０になると、大角粒界が大半を占め、引張強さＴＳが一層向上し、絞りＲＡも維持され、ないしは向上する。

上記において、カリバー圧延の実操業において材料に導入される塑性ひずみは、一般には材料中で不均一に分布するが、ここではこの不均一分布を平均した塑性ひずみ、即ち平均塑性ひずみεを指標としており、この平均塑性ひずみ量は、３次元有限要素法により計算される平均塑性ひずみをもって表わすことができる。また、カリバーロールとしては公知の通り、角型（スクウェア型又はダイヤモンド型）、丸型及びオーバル型の３種があるが、この発明においては、オーバル型と、角型及び丸型との２種に大別する。そして、オーバル孔型のカリバーロールとは、上型と下型との組合せによって形成される孔の形状が、円形を扁平化した形状を有するものである。

［条件３］については、圧延温度が３５０〜７５０℃の範囲内におけるＣ＜０．４５質量％の鋼片又は鋼材のカリバー圧延において、本発明者等は、温間強加工（温間における１パスによる大ひずみ加工）によって形成される超微細粒の平均粒径は、加工温度とひずみ速度に依存することに着眼し、圧延条件パラメータとしてＺｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒ（＝請求項３２に記載の（２）式）：Ｚ＝ｌｏｇ［（ε／ｔ）ｅｘｐ｛Ｑ／（８．３１（Ｔ＋２７３））｝］（但し、ε：平均塑性ひずみ、ｔ：圧延開始から終了までの時間（ｓ）、Ｑ：定数（２５４０００Ｊ／ｍｏｌ）、Ｔ：圧延温度（℃）、多パス圧延の場合は各パスの圧延温度を平均した温度）を導入し、結晶粒径は、圧延条件パラメータＺの増加につれて微細化することを知見した。なお、Ｚｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒは、上式に示すように、対数の形で表現した。図５に、圧延条件パラメータＺとフェライト平均粒径との関係を例示する。即ち、図５は、Ｚ≧１１となるように圧延を制御することにより、フェライト平均粒径が１μｍ以下の微細粒組織が得られることを示している。
なお、上記圧延条件パラメータＺにおいて、平均塑性ひずみεは、３次元有限要素法により計算することができるが、この計算方法の代わりに、操業上比較的簡便に求めることができる材料のひずみ（本明細書において「工業的ひずみ」という）ｅにより、ある程度代替することができる。工業的ひずみｅは、総減面率Ｒの関数であり、ｅ＝−ｌｎ（１−Ｒ／１００）で表わされる。

さて、上記（１）及び（２）項の必須要件に加えて、以下の（３）〜（６）項の条件を付加することにより、この発明に係る鋼の一層望ましい製造方法を実施することができる。

（３）多方向、多パス圧延
多方向に多パス圧延を行なうには、カリバー圧延中において、適宜圧延材料を長手方向軸心の周りに実質的に１８０°未満（０°を含まない）の範囲で回転させることにより行なう。多方向、多パス圧延をすることが望ましい理由は次の通りである。上記温間温度域における多方向に対する多パス圧延により、超微細粒組織の鋼を得るためには、1)所要の臨界塑性ひずみよりも大きな塑性ひずみを材料に導入することが必要であり、しかもこの塑性ひずみは圧延後の材質特性の均質性を確保する観点から、2)材料の中心部の深くまで、できるだけ広範囲に導入することが望ましい。同一総減面率Ｒの圧延を行なった場合には、多方向、多パス圧延により、平均塑性ひずみεを一層大きくすることが可能となるからであり、しかも一層材料の深部まで塑性ひずみを導入することができるからである。

なお、オーバル形状カリバーロールの使用により、多方向多パス圧延が容易に導入されて、上記平均塑性ひずみεの増大に寄与する。カリバーロール圧延時には、通常、圧延パス毎に０°超え〜９０°未満の範囲内で材料を回転させて、圧下方向を変化させる。その際、オーバル孔型に次いで角孔型で圧延するときは９０°、角孔型に次いでオーバル孔型で圧延するときは４５°変化させることになる。このようにして、結晶粒の方位を分散させて、大角粒界に囲まれた微細粒を増加させることができる。なお、同一カリバーで連続して２パス圧延する場合（所謂、とも通しの場合）も、当該パス間で材料を９０°回転させるので、多方向の多パス圧延に寄与する。

なお、上記において、温間圧延の対象とする鋼片としては、所定成分の鋼塊を熱間圧延又は熱間鍛造等によりブルーム又はビレット等の形状に加工したもの、及び連続鋳造等によりブルーム又はビレット等の形状に鋳造された鋳片の内のいずれであってもよい。

（４）「２Ａ₀₁／２Ａ₀≦７０／１００」について
さて、上記オーバル形状の孔型圧延後の材料の最大短軸長さ（２Ａ₀₁と表記する）を、その圧延前の材料の対辺長さ（２Ａ₀と表記する）に対して７０％以下、即ち、２Ａ₀₁／２Ａ₀≦７０／１００となるように圧下量を制御することにより、ひずみ量を大きく制御して、微細粒の生成に寄与させる。図６（ａ）に、オーバル形状１８ａ、１８ｂの孔型による圧延後の材料１９の最大短軸長さ２Ａ₀₁を、そして図６（ｂ）に、その圧延前の材料２０の対辺長さ２Ａ₀を模式的に図示する。なお、同図（ａ）において、符号２１ａ（斜線部）、２１ｂ（斜線部）はオーバル形状カリバーの部分断面を示すものである。このように、２Ａ₀₁／２Ａ₀≦７０／１００となるように制御した圧延を行なうことにより、微細粒を生成させるための臨界ひずみ以上のひずみを材料内部の深部まで与えることが一層容易となり、フェライト粒を広範囲にわたり平均粒径１μｍ以下にすることを一層有利にできる。

（５）一層望ましい圧延温度管理の規定
次に、温間圧延における温度域を一層望ましい範囲内に制御する。前述した通り、温間加工により材料に大ひずみを導入することによって生じた結晶粒のミクロ的な局所方位差が微細結晶粒の起源となり、加工中あるいは加工後に起きる回復過程において、粒内の転位密度が低下すると同時に結晶粒界が形成され、微細粒組織が形成されるが、複雑な圧延条件下においては前述した温間圧延温度３５０〜７５０℃の範囲内にあっても、圧延温度が低目であると回復が十分でない場合があり、転位密度の高い加工組織が残存する。これに反して加工温度が高目であると、不連続再結晶あるいは通常の粒成長により結晶粒が粗大化する場合があり、微細結晶粒が得られ難い。そこで、この発明においては、安定して平均粒度を１μｍ以下に制御するためには、圧延温度を４００〜６００℃の範囲内に制御することが望ましい。

一方、材料の圧延中には、加工発熱が発生する。この発熱量は加工条件により変化するが、圧延中の温度を所望の範囲内に制御することにより、所望粒径の微細粒組織を得るためには、この加工発熱を考慮した温度制御をすることが望ましい。そこで、ある圧延パス（nパス）目の圧延入口における材料温度Ｔ_ｎ,inが、圧延設定温度Ｔ_ｎより３０℃以上高くなった場合、Ｔ_ｎ,inが、Ｔ_ｎ,in＜（Ｔ_ｎ＋３０）℃になるまで待機するか、又は材料を冷却して圧延を継続する。但し、最高温度は６００℃を超えないようにする。こうすることにより、フェライト粒の平均粒径を更に微細化して、例えば０．５μｍ以下を狙うことができる。上記温度管理方法は、従来技術による通常の方法で行なえばよい。これに対して、圧延設定温度の下限４００℃を保持することは、加工発熱により容易となるので、１パス目圧延開始直前の材料温度が設定温度の範囲内にあれば、温度の挙動監視以外に特別な制御は不要である。

（６）球状化焼なまし処理不要について
次に、上述したこの発明に係る鋼の製造工程により製造された鋼に対しては、球状化焼なまし処理を施す必要はない。その理由は、この発明に係る鋼は前述した通り、高強度であり、しかも絞りが（６５〜７０）％以上という高水準の延性を有するので、ねじ頭部のリセス成形加工等に要求される冷間圧造性に優れており、リセス割れ等の欠陥も発生しないからである。

［２−２］この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法
次に、この出願の発明品群の製造方法の内、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法の実施形態について述べる。

（１）基本プロセス
この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法の基本プロセスは、始めに、前記［１］項で述べた「この発明に係る高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼」を製造する方法（上記［２−１］項で述べた方法）に準じた方法で、高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材を製造し、次に、これを素材として圧造を含む加工方法で、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品を製造するというものであり、その製造方法の望ましい工程の実施形態は、図４に示した通りである。即ち、所定成分の鋼片又は鋳片２２を熱間圧延又は熱間鍛造２ａにより加工して半製品３に調製し、これを上記［２−１］項で述べた温間圧延２３により高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材２４に加工する。この線材又は棒材２４に対しては、図１１に示した従来技術のように球状化焼なまし等の熱処理５を一切施す必要はなく、これを材料として冷間圧造及び転造等による加工６により、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品７を製造する。こうして得られた成形品７に対しては、図９に示した従来技術のように、その機械的性質を所要値まで向上させるために焼入・焼戻し等の調質処理８を施す必要はなく、そのまま製品ラインに送り出し、必要に応じてめっき等の表面処理９を施した後に製品１０とする。上記において、圧造を含む加工方法としては、従来技術を採用すればよい。例えば、ねじの製造においては、前記図１２を用いて説明したように、ねじ素材の頭部を圧造により成形し、更に圧造（ヘッダー）によりリセスを成形し、次いで転造によりねじ部を成形する。このように、従来技術による圧造を含む加工方法を採用することができるのは、上記線材又は棒材が、前述した通りの冷間圧造性に優れた高強度且つ高延性を備えた材料であるからである。なお、かかるねじ製造工程の一部において、適宜従来技術による切削加工を採用しても差し支えない。また、ねじ以外のボルト等その他の締結部品の製造においても、上記ねじの製造に準じて、従来技術を用いれば差し支えない。一方、軸類の製造においても、適切な金型等の使用による圧造を含む製造工程により締結部品と同様に製造することができる。

（２）代替可能プロセス：圧延工程の一部鍛造又は／及びプレス工程による代替
このように、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造は、上記（１）項の基本プロセスにより行なわれる。その際、同（１）項の基本プロセスに供する高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材の製造工程においては、その素材をカリバーで温間圧延している。従って、この素材の形状・寸法とこの発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の形状・寸法との関係、あるいは前記鋼片又は鋼材の製造ラインと当該線材又は棒材を製造する温間圧延ラインとの工程運用上の制約等により、温間圧延工程の一部代替として、適宜、鍛造工程又はプレス工程、更にはこれら両工程を併用しても、差し支えない。その理由は、前記［２−１］項、（１）項の圧延温度範囲内（３５０〜７５０℃）における加工温度で、このカリバー圧延工程における総減面率Ｒが同（２）項の下限値（＝８３％）以上で圧延されるならば、当該線材又は棒材が具備すべき化学成分組成、金属組織及び材質特性が得られるので、所望の高強度で且つ冷間圧造性に優れた線材又は棒材が得られるからである。また、設備の配設条件等によっては、かかる製造工程による場合の方が、製造コスト上有利な場合もある。

（３）調質処理不要の製造法
この発明においては、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品に成形加工された後、これに対して焼入・焼戻し等による調質処理は一切施す必要はない。その理由は、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の素材である線材又は棒材は、既に前述した水準の高強度、即ち７０２ＭＰａ以上という引張強さを備えているので、締結部品又は軸類等の成形品に成形加工された後の強度も、実質的に継承される。即ち、各種強度水準のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品として供することができるからである。なお、前述したように、製品固有の規格等に応じて、更に機械的性質を向上させる必要がある場合には、適宜調質処理を施すことはできる。

以下に、この発明を実施例により更に詳しく説明する。

［試験Ｉ：参考例１〜５、実施例６、比較例１］
○試験方法
参考例１〜５、実施例６を次の通り試験した。表１に示す成分Ｎｏ．１〜６の化学成
分組成を有する各鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により８０ｍｍ角の棒鋼に成形した。得られた棒鋼の金属組織はいずれもフェライト及びパーライトからなっていた。こうして得られた８０ｍｍ角の棒鋼から圧延素材を採取し、温間における多方向の多パスカリバー圧延により１８ｍｍ角の棒材に成形し、水冷して棒材を調製した。この間の圧延方法は、上記８０ｍｍ角の圧延素材を５５０℃に加熱した後、圧延温度４５０〜５３０℃において、ダイヤモンド型カリバーロールにより１９パスの圧延を行なって、２４ｍｍ角に成形し（この段階で前記図６（ｂ）中の２Ａ₀に相当する長さが２４ｍｍである）、次いで、最大短軸長さ（前記図６（ａ）中の２Ａ₀₁に相当する長さ）が１１ｍｍで長軸長さ（前記図６（ａ）中の２ｃの長さ）が５２ｍｍであるオーバル型カリバーロールによる１パスの圧延を行ない、次いで最後にスクウェア型カリバーロールにより１８ｍｍ角の棒材を製造した。

上記の通り、参考例１〜５、実施例６においては、合計パス数が２１（＝１９＋１＋
１）で、材料の総減面率（前記（１）式によるＲ）は９５％であった。また、オーバル型カリバーロールによる圧延後材料のＣ方向断面の最大短軸長さ（２Ａ₀₁＝１１ｍｍ）は、このオーバル型カリバーロールによる圧延直前の材料の角形状Ｃ方向断面の対辺長さ（２Ａ₀＝２４ｍｍ）に対して、（１１／２４）×１００＝４６％になる。なお、前記ダイヤモンド型カリバーロールによる１９パス中には、圧延材の断面形状をできるだけ正方形に近づけるために適宜行なった、同一カリバーロールに連続２パスずつ通した圧延（所謂とも通し）もカウントされている。また、各パス毎に材料を長さ方向軸芯の周りに回転させて圧下方向を変化させ、多方向の多パス圧延とした。なお、加工発熱も加わって、温間圧延の圧延温度領域でも比較的低温側領域においては、放熱量が比較的小さく、圧延中材料の温度低下に起因する中間加熱の必要性はなかった。

一方、比較例１を次の通り試験した。これは、圧延温度が本発明の範囲外の高温でカリバー圧延を行なったものであって、次の通りである。表１に示した成分Ｎｏ．１の鋼塊から参考例１と同様にして得られた８０ｍｍ角の棒鋼を用い、圧延温度が８８０〜９２０℃の範囲内において、参考例１〜５、実施例６と同一カリバーロールを用い、同一パス圧延の方法で圧延して、８０ｍｍ角の棒鋼から１８ｍｍ角の棒材を製造した。但し、この間圧延温度を確保するために、適宜中間加熱を施した。

以上により得られた参考例１〜５、実施例６及び比較例１の棒材について、次の確性
試験を行なった。
（１）引張試験により、引張強さＴＳ及び絞りＲＡを測定した。
（２）顕微鏡によるミクロ組織試験により、主相（第１相）の金属組織同定、Ｃ方向断面の平均フェライト粒径測定、並びに第２相の金属組織同定及び第２相の分率測定を行なった。なお、第２相の分率（体積％）測定は、試料断面における面積％を測定し、これで評価した。そして、更に、
（３）冷間圧造性評価のために、上記１８ｍｍ角（但し、比較例２のみは６３ｍｍ角）の棒材からＪＩＳ規格Ｍ１．６なべ小ねじの成形用素材である１．３ｍｍφの線材を模して、切削加工により１．３ｍｍφの試験片を切削加工により切出し調製して、Ｍ１．６なべ小ねじ用のヘッダー成形により頭部に十字形状のリセス成形試験を行なった。リセス成形時の割れ発生の有無は、小ねじ製造時における決定的な合否判定基準の一つである。そこで、リセス割れ発生の有無を１０倍の拡大鏡で観察した。図７及び図８のそれぞれに、リセス割れが発生しなかったもの及び発生したものの外観写真を例示する。

表２に、上述した参考例１〜５、実施例６及び比較例１の主な製造条件及び試験結果
を示す。

［参考例１〜５、実施例６について］参考例１〜５、実施例６は、Ｃ含有量が０
．００１〜０．０２２質量％という低Ｃ領域にあり、参考例１〜５は０．０１０質量％以下であるが、実施例６は０．０２２であって、圧延温度範囲が４５０〜５３０℃で温間圧延領域の範囲内における一層望ましい温度領域にあり、更に、総減面率が大なる９５％であって、しかもオーバル型カリバーロールを用い、しかもその最大短軸長さのその圧延直前の角形状材料の対辺長さに対する比率２Ａ₀₁／２Ａ₀が４６％であって、かなり小さい。このように、この発明に係る鋼の製造方法の中でも、概して極めて望ましい条件に該当している。ここで得られた鋼の金属組織及び機械的性質は、次の通りである。

金属組織について、主相（第１相）は平均フェライト粒径が０．７〜０．９μｍのフェライト組織であり、主相のフェライト粒径が著しく微細化されている。そのため引張強さＴＳは６３５〜７９５ＭＰａであり、実施例６はこの発明が必要とする強度水準７０２ＭＰａ以上を満たしており、しかもこの発明において冷間圧造性の重要な指標としている絞りＲＡが７８％以上と高く、下限目標値７０％を十分に満たしている。

このように、実施例６の鋼の製造条件は、この発明の範囲内の条件の中でも望ましい条件に属するので、金属組織及び機械的性質共に、極めて優れた特性値が得られていることがわかった。

［比較例１について］上記参考例１〜５、実施例６に対して、比較例１は、圧延温度が本発明の範囲外に高い領域である８８０〜９２０℃での熱間圧延領域であったので、これ以外の製造条件については望ましいものであったにもかかわらず、得られた鋼は、その特性値として平均フェライト粒径が１４．５μｍと微細化されておらず、そのため引張強さＴＳが３００ＭＰａと満足すべきものではなく、本発明の範囲外の鋼であった。なお、絞りＲＡは８０．０％と優れていたので、冷間圧造性に優れており、リセス割れは発生していない。しかし、比較例１の鋼では、冷間圧造及び転造等によりねじ等に成形された製品は、成形ままではこの発明の目標とする引張強さの下限値７０２ＭＰａを満たすことができない。

［試験II：実施例７〜９、比較例２〜４］
○試験方法
実施例７、８をそれぞれ次の通り試験した。表３に示す成分Ｎｏ．７、８のそれぞれの化学成分組成を有する鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により１１５ｍｍφの丸棒に成形した。得られた丸棒の金属組織はいずれもフェライト及びパーライトからなっていた。こうして得られた、それぞれの化学成分組成を有する丸棒から圧延素材を採取し、温間における多パスのカリバー圧延により１８ｍｍ角の棒材に成形し、水冷して棒材を調製した。この間の圧延は、いずれも下記「第１ステージ圧延」と「第２ステージ圧延」とからなる。即ち、１１５ｍｍφの圧延素材を９００℃に加熱した後、圧延温度７５０〜７２０℃において、ダイヤモンド型カリバーロールによる１０パスの圧延により８０ｍｍ角に成形した（ここまでを「第１ステージ圧延」（＝１０パス）とする）。次いで、これを５５０℃まで空冷した後、圧延温度５５０〜５００℃において、ダイヤモンド型カリバーロールにより更に１９パスの圧延を行ない、２４ｍｍ角に成形し（この段階で前記図６（ｂ）中の２Ａ₀に相当する長さが２４ｍｍである）、次いで、最大短軸長さ（前記図６（ａ）中の２Ａ₀₁に相当する長さ）が１１ｍｍで長軸長さ（前記図６（ａ）中の２ｃの長さ）が５２ｍｍであるオーバル型カリバーロールによる１パスの圧延を行ない、次いでスクウェア型カリバーロールにより１８ｍｍ角の棒材を製造した（これを「第２ステージ圧延」（＝２１パス）とする）。

実施例９として、表３に示した成分Ｎｏ．７の鋼塊から実施例７と同様にして得られた１１５ｍｍφの丸棒を、５００℃に加熱し、圧延温度が４８０〜４５０℃の範囲内になるよう調整し、実施例７と同一カリバーロールを用い、同一パススケジュール（＝３１パス）で１８ｍｍ角の棒材に成形し、水冷して棒材を調製した。なお、特に実施例９においては、加工発熱によりあるパスの圧延後に材料温度が設定温度である４５０℃よりも３０℃以上高くなった場合には、４８０℃以下になるまで待機した後、次の圧延パスを行なう方法をとった。

上記の通り、実施例７〜９においては、いずれも合計パス数が３１（＝１０＋２１）であり、実施例７、８では第１ステージでの材料の実質的な減面率は４０％であり、第１ステージ及び第２ステージの材料の総減面率（前記（１）式によるＲ）は９８％であった。実施例９においても、材料の総減面率Ｒは９８％であった。また、実施例７〜９のいずれにおいても、第３０パス目でオーバル型カリバーロールを使用し、第３０パス目圧延後材料のＣ方向断面の最大短軸長さ（２Ａ₀₁＝１１ｍｍ）は、このオーバル型カリバーロールによる圧延直前の材料の角形状Ｃ方向断面の対辺長さ（２Ａ₀＝２４ｍｍ）に対して、（１１／２４）×１００＝４６％と、かなり小さい値になる。なお、ダイヤモンド型カリバーロール圧延材の断面形状をできるだけ正方形に近づけるため、同一カリバーロールに連続２パスずつ通す圧延（所謂とも通し）を適宜行なった。また、各パス毎に材料を長さ方向軸芯の周りに回転させて圧下方向を変化させ、多方向の多パス圧延とした。

一方、比較例２、３を次の通り試験した。これは、Ｃ含有量が本発明の範囲外に高い０．４５質量％である表３の各成分Ｎｏ．９、１０の鋼塊を使用し、この内、比較例３はＰ含有量が０．０９８質量％と高めであるが、これらを除き、その他の条件は実施例７、８とパススケジュール及び圧延温度等全て同一条件で、１１５ｍｍφの丸棒から、「第１ステージ」及び「第２ステージ」の圧延を経て１８ｍｍ角の棒材を製造したものである。

これに対して比較例４は、比較的高強度の機械構造用部品として従来使用されている規格品の製造用素材の化学成分組成を有し、表３の成分Ｎｏ．１１に示す通りであり（Ｃ：０．３０質量％）、圧延温度が１１００〜８００℃の範囲内において、カリバーロールによる２０パスの圧延により、総減面率Ｒ＝６０％で１８ｍｍ角の棒鋼に成形されたものである。但し、圧延においてオーバル形状のカリバーロールは用いられていない。そして、本来の規格品であれば球状化焼なまし処理が施されて、延性の向上がなされているべきであるが、比較例４においては、カリバー圧延ままであって、かかる熱処理は施していない。

以上により得られた実施例７〜９及び比較例２〜４の棒材について、［試験I］で行なったと同一確性試験を同一要領で行なった。

表４に、上述した実施例７〜９及び比較例２〜４の主な製造条件及び試験結果を示す。

○試験結果
以上の結果より、下記事項がわかる。

［実施例７〜９について］実施例７〜９は、Ｃ含有量が０．０５〜０．１５質量％という低〜中Ｃ領域にあり、圧延温度範囲は、実施例７、８は７５０〜５００℃、これに対して実施例９は４８０〜４５０℃という一層低く望ましい温度領域で且つ狭い温度範囲に制御した試験である。そして、総減面率Ｒはいずれも、試験Iの参考例１〜５、実施例６の場合（Ｒ＝９５％）よりも更に大なる９８％であって、参考例１〜５、実施例６と同じく、最後から２番目のパスでオーバル型カリバーロールを使用し、最終パスでスクウェア型カリバーロールを使用した。ここで、オーバル型及びスクウェア型カリバーロールは、参考例１〜５、実施例６で使用したものと同じである。従って、最終２パス（第３０及び第３１パス）における２Ａ₀₁／２Ａ₀も、１１ｍｍ／２４ｍｍ＝４６％であって参考例１〜５、実施例６と同様、かなり小さい。

このように、実施例７、８も亦、この発明に係る鋼の製造方法の中でも、概して極めて望ましい条件に該当している。そして、実施例９は、実施例７、８と比較して、圧延温度域が低温域で狭い範囲に制御され、参考例１〜５、実施例６と比較しても、低温域で一層狭い範囲に制御されていると共に、総減面率Ｒが更に大きくなっている（Ｒ＝９５→９８％）。そのために、得られた鋼の特性を、参考例１〜５、実施例６と比較しつつ考察すると、次の通りである。

［実施例７、８と参考例１〜５、実施例６の比較］実施例７、８を参考例１〜５、実施例６と比較すると、実施例７、８において、1)引張強さＴＳについては、総減面率Ｒが９５→９８％と増加した点が効果を発揮し、平均フェライト粒径が０．７〜０．９μｍ→０．５〜０．６μｍと一層小さくなる傾向が認められ、そのため引張強さＴＳが、６３５〜７９５ＭＰａ→７１８〜８４８ＭＰａへと強化上昇効果が認められる。2)絞りＲＡについては、圧延温度範囲が高温側に拡大された点、及びＣ含有量が増加した点を反映して、７８．１〜８１．９％→７２．６〜８１．１％へと僅かな低下傾向が認められる。

［実施例９と参考例１〜５、実施例６の比較］実施例９を参考例１〜５、実施例６と比較すると、実施例９において、1)引張強さＴＳについては、総減面率Ｒが９５→９８％と増加した点、及び圧延温度が参考例１〜５、実施例６の範囲内にあって更に低温領域に制御された点が効果を発揮し、平均フェライト粒径が０．７〜０．９μｍ→０．６μｍと一層小さくなる傾向が認められ、そのため引張強さＴＳが、６３５〜７９５ＭＰａ→８８４ＭＰａへと大幅に強化上昇効果が認められる。2)絞りＲＡについては、Ｃ含有量が増加した点を反映して、７８．１〜８１．９％→７４．７％へと若干の低下傾向が認められる。

［実施例９と実施例７の比較］両者の化学成分組成が同一であり、1)平均フェライト粒径がいずれにおいても０．６μｍであったが、実施例９において、引張強さＴＳについては、７１８ＭＰａ→８８４ＭＰａと大幅な強化上昇効果が認められる。2)絞りＲＡにいては、実施例９において、８１．１％→７４．７％と明確な低下が認められる。これは実施例９の圧延温度が実施例７よりも低温領域に限定されたためであると考えられる。（圧延温度が引張強さＴＳ及び絞りＲＡに及ぼす影響については、試験IVで更に明らかになる。）
なお、絞りＲＡについては、上述した通り、実施例９は実施例７、８よりも若干低下し、この実施例７、８は参考例１〜５、実施例６よりも僅かに低下した。しかしながら、実施例９の絞りＲＡはなおも７４．７％という高水準にあり、この発明で目標とする７０％以上を十分に満足すると共に、リセス割れは発生せず、冷間圧造性は優れていることが確認された。

［比較例２、３について］比較例２、３は、Ｃ含有量が本発明の範囲外に高い０．４５質量％であったために、圧延温度及び総減面率Ｒ等、その他の製造条件は、実施例７、８と同様、本発明の範囲内にあったが、第２相領域が広く、パーライト組織を呈していた。そのため、絞りＲが６４〜５２％程度で本発明の下限目標値（７０％）を満たしていない。そのため、リセス割れも発生した。更に、比較例２と比較例３とを比較すると、比較例３においてはＰ含有量が０．０９８質量％と高かったので、引張強さＴＳは比較例２よりも向上したが、絞りＲＡが比較例２よりも劣っている。

［比較例４について］比較例４においては、Ｃ含有量は０．３０質量％でありやや高目ではあるが、本発明の範囲内にはある。しかし、圧延温度が１１００〜８００℃と熱間圧延領域であったため、第２相をパーライト組織が占め、第２相分率も高く、絞りＲＡが劣っており（３８．０％）、リセス割れが発生した。

［試験III：参考例１０、１１、１４、実施例１２、１３］
○試験方法
試験IIIでは、温間圧延における材料の総減面率が、この発明に係る鋼の金属組織及び機械的性質等の材質特性に及ぼす影響について試験した。

参考例１０、１１、１４、実施例１２、１３を次の通り試験した。表５に示す鋼材規格ＳＭ４９０相当の化学成分組成を有する成分Ｎｏ．１２の鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により８０ｍｍ角の棒鋼に成形した。得られた棒鋼の金属組織はいずれもフェライト及びパーライトからなっていた。こうして得られた棒鋼から圧延素材を採取し、圧延温度を４５０〜５２０℃の範囲内に調整して、多方向の多パスカリバー圧延により５サイズの角棒鋼に成形し、水冷して棒材を調製した。使用したカリバーロールはスクウェア型及びダイヤモンド型であり、材料の総減面率Ｒとして５１％、７９％、９１％、９５％、９８％の５水準を設定して棒材に成形した（上記８０ｍｍ角から、それぞれ５６ｍｍ角、３７ｍｍ角、２４ｍｍ角、１８ｍｍ角及び１２ｍｍ角に成形した）。それぞれの棒材成形に対応するカリバー圧延のパス数は、８パス、１６パス、２５パス、２８パス、３２パスである。これらの主な製造条件を、表６に示す。

以上により得られた参考例１０、１１、１４、実施例１２、１３の棒材について、［試験I］及び［試験II］で行なった試験に準じて確性試験を行なった。表６に、その試験結果を併記する。

○試験結果
以上の結果より、下記事項がわかる。

［参考例１０、１１、１４、実施例１２、１３について］参考例１０、１１、１４、実施例１２、１３までの各試験相互間の製造条件の特徴は、参考例１０から参考例１４に向って順に、圧延パス回数が増加し、総減面率Ｒが増大していることである。総減面率Ｒが５１％から９８％まで増大するにつれて、引張強さＴＳが６９５ＭＰａから９０４ＭＰａまで向上している。これに対して、冷間圧造性の指標である絞りＲＡは、総減面率Ｒが増加するにつれて、はじめは６９．０％から７２．０％まで向上するが、直ぐに低下しはじめ、総減面率Ｒが９８％（参考例１４）のときに、絞りＲＡは６８．７％まで低下している。

このように、材料の総減面率の増加につれて引張強さＴＳは増加することが確認され、一方、絞りＲＡは極大値を示した後、低下傾向を示すことがわかった。

［試験IV：参考例１５、実施例１６、１７］
○試験方法
試験IVでは、参考例及び実施例を対象として、圧延温度水準が、この発明に係る鋼の金属組織及び機械的性質等の材質特性に及ぼす影響について試験した。

参考例１５、実施例１６、１７を次の通り試験した。表７に示す鋼材規格ＳＭ４９０相当の化学成分組成を有する成分Ｎｏ．１５の鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊に鋳造し、熱間鍛造により２４ｍｍ角の棒鋼に成形した。得られた棒鋼の金属組織はいずれもフェライト及びパーライトからなっていた。こうして得られた棒鋼から圧延素材を採取し、圧延温度を５８０〜６５０℃、４８０〜５５０℃及び３８０〜４５０℃のそれぞれの範囲内に調整して、多方向の多パスカリバー圧延により１８ｍｍ角の棒材に成形し、水冷してそれぞれの棒材を調製した。使用したカリバーロールは第１パスをオーバル型とし、第２パスをスクウェア型とし、２パスの圧延を行なった。このときの材料の平均塑性ひずみεは、３次元有限要素法により計算した結果、ε＝２．０であった。参考例１５、実施例１６、１７の主な製造条件を、表８に示す。

以上により得られた各実施例の棒材について、［試験III］で行なった試験に準じた確性試験を行なった。表８に、上述した参考例１５、実施例１６、１７の試験結果を併記する。

○試験結果
以上の結果より、下記事項がわかる。

［参考例１５、実施例１６、１７について］参考例１５から実施例１７までの相互間の製造条件の特徴は、参考例１５から実施例１７に向って圧延温度が低くなっていることである。圧延温度が、５８０〜６５０℃→４８０〜５５０℃→３８０〜４５０℃と低くなるにつれて、主相の平均フェライト粒径が、１．２μｍ→０．６μｍ→０．５μｍと微細化し、そのため引張強さＴＳがこれに対応して、６３０ＭＰａ→８３３ＭＰａ→９６２ＭＰａと向上している。これに対して、冷間圧造性の指標である絞りＲＡは、７８．１％→７３．１％→７２．０％と低下傾向を示している。

このように、圧延温度の低下につれて、引張強さＴＳは増加することが確認され、一方、絞りＲＡは低下傾向を示すことがわかった。

なお、実施例１６と参考例１０との製造条件を比較すると、総減面率Ｒが５０％程度で同一、圧延温度がそれぞれ４８０〜５５０℃及び４５０〜５２０℃で類似、化学成分組成がＣ＝０．１５〜０．１６質量％、Ｐ＝０．０１０〜０．０１１質量％をはじめほぼ同じであるが、パススケジュールのみが大きく異なっている。即ち、実施例１６においては、オーバル型→スクウェア型カリバーロールの２パスにより、２４ｍｍ角素材→１８ｍｍ角棒材に圧延している。ここで、１パス目のオーバル型カリバーロールの最大短軸長さ（図６中の２Ａ₀₁＝１２ｍｍ）と１パス目圧延直前の材料である棒鋼（Ｃ方向断面形状サイズ：２４ｍｍ角）の対辺長さ（図６中の２Ａ₀＝２４ｍｍ）との比率（２Ａ₀₁／２Ａ₀）が、１２ｍｍ／２４ｍｍ＝５０％とかなり小さいこと、即ち、１パスによる大圧下ひずみが導入されている。そのため、この場合の３次元有限要素法による塑性ひずみの計算により、平均塑性ひずみεを計算すると、ε＝２．０となる。これに対して、参考例１０においては、スクウェア型及びダイヤモンド型カリバーロールを使用した８パスにより、８０ｍｍ角素材→５６ｍｍ角棒材に圧延している。この場合の平均塑性ひずみεは、前述した（３）式による工業的塑性ひずみｅで求めることができ、ｅ＝０．７が得られる。その結果、実施例１６の方が引張強さＴＳが優れており（６９５→８３３ＭＰａ）、絞りＲＡについても実施例１６の方がやや優れている（６９．０→７３．１％）。この原因として、上記パススケジュールの相違（１パス当たり大圧下と、オーバル型カリバーロール使用）により、実施例１６の方が材料に残留した平均塑性ひずみが大きかったと考えられ、これによるものと思われる。

［試験V：実施例１８、１９］
○試験方法
試験Vでは、本発明の範囲内である実施例を対象に、この発明に係る軸類として減速軸（実施例１８）及び段付きピン（実施例１９）の試作実験を行なった。素材として、この発明に係る鋼である前記〔試験II〕で述べた実施例８で得られた１８ｍｍ角の棒材を用い、これから試験材を採取した。この１８ｍｍ角の棒材から、減速軸（実施例１８）及び段付きピン（実施例１９）用のそれぞれの素材を模して、所定寸法の試験片を切削加工により切出して試験片を調製した。これを冷間圧造して、径１．２ｍｍφ×全長１８．５ｍｍの減速軸、及び頭部径２．５ｍｍφ×全長５ｍｍの段付きピンに成形した。

図９及び図１０のそれぞれに、成形された減速軸及び段つきピンの拡大外観写真を示す。

○試験結果
実施例１８（減速軸）及び実施例１９（段付きピン）のいずれにも、加工割れは全く認
められず、良好な表面性状の成形品が得られている。そして、成形品の寸法・精度も良好であり、また、成形歩留はいずれの実施例においても実質的にほぼ１００％が確保されている。これらは従来技術による加工歩留の水準と比較すると、３０〜３５％程度の著しい向上である。

このように、この発明に係る軸類の品質が良好であり、また高歩留で省エネルギー且つ省工程により製造され得るものであるのは、素材特性が冷間圧造性に優れた高強度を有する鋼であることによる。

以上の試験Iから試験Vにより、この発明に係る鋼の種々態様の製造方法により、この発明に係る高強度で且つ冷間圧造性に優れた鋼が製造されることが確認された。また、これらの鋼を用いて、この発明に係るねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品が製造されることもわかる。

Ｓｉ−Ｍｎ系炭素鋼素材の温間、多方向への多パス圧延による高減面率の圧延試験材における引張強さＴＳと伸びＥｌとの関係において、厳しい冷間圧造性が要求されるＭ１．６なべ小ねじのリセス成形時の割れ発生有無を例示する図である。 化学成分組成を種々変化させたＳｉ−Ｍｎ系炭素鋼に対して、大ひずみ導入の温間多方向の多パス圧延の試験材（結晶構造：ｂｃｃ）におけるフェライト平均粒径ｄと引張強さＴＳとの関係を例示するグラフである。 Ｓｉ−Ｍｎ系炭素鋼素材の温間、多方向への多パス圧延による高減面率の圧延試験材における引張強さＴＳと絞りＲＡとの関係において、厳しい冷間圧造性が要求されるＭ１．６なべ小ねじのリセス成形時の割れ発生有無を例示する図である。 この発明に係る鋼片等からねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品が製造されるまでの製造工程の概略フロー図の例である。 圧延条件パラメータＺとフェライト平均粒径との関係を例示するグラフである。 オーバル形状の孔型圧延後の材料の最大短軸長さ2Ａ₀₁及びその圧延前の材料の対辺長さ2Ａ₀の概略説明図である。 この発明の実施例に係る小ねじ製造時にリセス割れが発生せず健全であった頭頂部の拡大鏡写真の例である。 比較例に係る小ねじ製造時にリセス割れが発生したものの頭頂部の拡大鏡写真の例である。 この発明の実施例に係る減速軸の外観を示す拡大鏡写真の例である。 この発明の実施例に係る段付きピンの外観を示す拡大鏡写真の例である。 鋼片からねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品が製造されるまでの従来の製造工程の概略フロー図である。 冷間圧造により、小ねじの頭部を成形する場合のヘッダー加工方法の例を説明する概念図である。

１ 鋼片
２ａ、２ｂ 熱間圧延又は熱間鍛造
３ 半製品
４ 鋼線又は鋼棒
５ 熱処理
６ 冷間圧造及び転造
７ ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品
８ 調質処理
９ 表面処理
１０ 製品
１１ ダイス
１２ａ 第１パンチ
１２ｂ 第２パンチ
１３ 切断された鋼線（材料）
１４ 頭部
１５ リセス
１６ 中間成形品
１７ リセスが成形された中間成形品
１８ａ、１８ｂ：オーバル形状
１９：オーバル形状の孔型による圧延後の材料
２０：オーバル形状の孔型による圧延前の材料
２１ａ、２１ｂ：オーバル形状カリバーの部分断面
２２ 鋼片又は鋳片
２３ 温間圧延
２４ 線材又は棒材
２５ 切削加工

Claims (15)

1. 下記化学成分組成：
   Ｃ：０．４５質量％未満、
   Ｓｉ：２．０質量％以下、
   Ｍｎ：３．０質量％以下、
   Ｐ：０ないし０．２質量％以下、
   Ｓ：０．０３質量％以下、
   Ａｌ：０．１質量％以下、及び
   Ｎ：０．０２質量％以下
   を有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、フェライト組織を主相とし、第２相が２.２体積%以下のパーライトが分断されたセメンタイト粒であって、引張強さＴＳが７０２ＭＰａ以上で且つ絞りＲＡが７０％以上の機械的性質を有し、しかも焼入、又は焼入・焼戻し処理が施されていないことを特徴とする、冷間圧造用鋼。
2. 前記フェライト組織は、圧延方向に垂直な断面の平均粒径が１μｍ以下のフェライト組織であることを特徴とする、請求項１の冷間圧造用鋼。
3. 前記鋼は、球状化焼なまし処理が行なわれていないことを特徴とする、請求項１又は２の冷間圧造用鋼。
4. 前記鋼は、３５０〜７５０℃の範囲内において、素材に対して圧延を行なうことにより製造されたものであることを特徴とする、請求項１から３のいずれかの冷間圧造用鋼。
5. 前記鋼は、前記圧延により材料中へ導入された塑性ひずみが、３次元有限要素法で計算される材料中への平均塑性ひずみで０．７以上であることを特徴とする、請求項４の冷間圧造用鋼。
6. 請求項１から５のいずれかの鋼から成形されたことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品。
7. 請求項８に記載の成形品は圧造を含む加工方法により製造されたことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品。
8. 請求項１から５の何れかに記載の鋼の製造方法であって、請求項１に記載の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内とし、且つ当該圧延において鋼片又は鋼材に与える総減面率Ｒが８３％以上であることを特徴とする、鋼の製造方法。
   但し、上記Ｒは下記（１）式で表わす。
   ＜式１＞
   Ｒ＝｛（Ｓ₀−Ｓ）／Ｓ₀｝×１００ ・・・・・・（１）
   但し、Ｒ：総減面率（％）
   Ｓ₀：圧延開始直前の鋼片又は鋼材の圧延方向に垂直な断面の面積
   Ｓ：圧延終了後に得られる鋼の圧延方向に垂直な断面の面積
9. 請求項８に記載の鋼の製造方法であって、前記カリバー圧延がオーバル形状の孔型を用いた１パス以上と角形状又は丸形状の孔型を用いた１パス以上とからなる多パス圧延であることを特徴とする鋼の製造方法。
10. 請求項１から５の何れかに記載の鋼の製造方法であって、請求項１に記載の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内とし、且つ当該カリバー圧延により材料中へ導入する塑性ひずみが、３次元有限要素法で計算される材料中への平均塑性ひずみで０．７以上となるようにするにあたり、オーバル形状の孔型を用いた１パス以上と角形状又は丸形状の孔型を用いた１パス以上とからなる多パス圧延を行ない、前記オーバル形状の孔型を用いた圧延後の材料の圧延方向に垂直な断面の最大短軸長さが、当該オーバル形状の孔型を用いた圧延直前における圧延方向に垂直な断面が角形状である材料の対辺長さの７０％以下となるようにパススケジュールを構成することを特徴とする、鋼の製造方法。
11. 請求項１から５の何れかに記載の鋼の製造方法であって、請求項１に記載の化学成分組成を有する鋼片又は鋼材に対する温間でのカリバー圧延における圧延温度を３５０〜７５０℃の範囲内とし、且つ下記（２）式で表わされる圧延条件パラメータＺが、１１以上となるように多パス圧延することを特徴とする、鋼の製造方法。
    ＜式２＞
    Ｚ＝ｌｏｇ［（ε／ｔ）ｅｘｐ｛Ｑ／（８．３１（Ｔ＋２７３））｝］
    ・・・・・・（２）
    但し、ε：平均塑性ひずみ
    ｔ：圧延開始から終了までの時間（ｓ）
    Ｑ：定数（２５４０００Ｊ／ｍｏｌ）
    Ｔ：圧延温度（℃）（各パスの圧延温度を平均した温度）
12. 請求項９から１１のいずれかに記載の鋼の製造方法において、多パスの第ｎ番目パス（但し、ｎは自然数とする）の圧延設定温度Ｔ_n℃を４００〜６００℃の範囲内の温度と定め、圧延入口における材料温度が前記圧延設定温度Ｔ_n℃よりも３０℃以上高くなった場合には、材料の温度が（Ｔ_n＋３０）℃未満になるまで、圧延を待機するか又は材料を冷却するかした後に圧延を継続することを特徴とする、鋼の製造方法。
13. 前記温間における圧延を行なった後、当該圧延により得られた鋼に球状化焼なまし処理を施さないことを特徴とする、請求項８から１２のいずれかの鋼の製造方法。
14. 請求項６又は７に記載のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法であって、請求項８から１３のいずれかに記載の製造方法により得られた線状又は棒状の鋼材に、冷間圧造加工を施して成形することを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法。
15. 請求項１４のねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法において、成形加工後に、調質処理を施さないことを特徴とする、ねじ及びボルト等の締結部品又は軸類等の成形品の製造方法。