JP5492393B2 - 熱間圧延棒鋼線材とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延棒鋼線材とその製造方法に関し、特に強度を確保し靱性を向上させて、強度と靱性とのバランスに優れた高強度高靱性を有する熱間圧延棒鋼線材とその製造方法に関するものである。本発明は、また、靭性向上のためにフェライト分率を増加させる技術に関するものでもある。

一般に、鋼を高強度化すると靱性が低下するが、フェライト−パーライト複相組織を有する棒鋼線材においても、靭性と強度を同時に確保することが必要である。

特許文献１には、炭素含有量が０．３０〜０．５０％の中炭素低合金鋼鋼片を１０５０℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度を６５０〜８００℃に制御することにより、フェライト分率を所定値以上で、フェライト粒度を１０番以上（粒径換算で１１μｍ以下）に微細化させ、強度−靱性バランスを向上させる技術が開示されている（請求項１、請求項２、第３頁第６欄第３７〜４１行）。

しかしながら、特許文献１に記載された実施例の中で最も微細粒の場合（当該発明鋼、番号７）でも、フェライト粒度番号は１１．４であり、粒径換算推定値は６．９μｍ程度に留まっている（ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２００５より推定）。また、特許文献１に記載された技術では、Ｃｒ及びＶを適正量添加しており、フェライト分率は、実施例によれば、Ｃ含有量＝０．４４％、０．４８％の場合、それぞれ３８％、３６％であり、Ｃ含有量が更に低いＣ＝０．３７％、０．４１％の場合でも、フェライト分率は４５％に留まっている（第２表中の番号６、７及び２、３）。

また、従来、鋼材の強化方法としては、固溶強化や、マルテンサイト等との複合組織化による第２相による強化、析出強化、結晶粒の微細化などが良く知られているが、これらの強化方法の中でも、強度と靱性をともに高くし、強度−靱性バランスを良好にする方法としては、結晶粒の微細化が優れた方法である。この観点から特許文献１に記載された技術を評価すると、フェライト粒度番号が１０．５〜１１．４に留まっているので、フェライト粒が十分に微細化されているとは言えない。

一方、自動車のステアリングラックバー（ステアリングラック又はラックバーともいう）については、熱間圧延棒鋼材に焼入れ・焼戻し処理を施すことにより素材の靭性を向上させ、これを用いて切削加工により所望のラックバーの寸法・形状に成形し、ラックバーに強度を付与するために高周波焼入れ後焼戻しをしている。このようなラックバーの製造に関して特許文献２には、熱間圧延棒鋼材に焼入れ・焼戻しによる調質処理を施すことなく切削加工により成形加工を行い、成形加工後に高周波焼入れ後焼戻すか、又は高周波焼入れのみで焼戻しを省略しても、高強度・高靭性が確保されたラックバーが製造される技術が開示されている（実施例、表４中の製造工程Ａ、Ｂ）。

しかしながら、特許文献２には、鋼の合金元素としてＢ及びＴｉを添加し、特にＴｉとＮとの含有量比率を特定することが記載され、フェライト分率及びフェライト粒径に関する記載は一切ない。

このように、自動車用及び建設機械用のシャフトやピン部品等の機械構造用部品は、一般に、機械構造用中炭素鋼や中炭素低合金鋼棒鋼を素材として用い、切削による成形後に焼入れ・焼戻し熱処理を行う方法で製造されている。したがって、このような成形後の焼入れ・焼戻し熱処理を省略することも可能であるような、熱間圧延ままの高強度且つ高靭性の非調質棒鋼線材、すなわち、熱間圧延棒鋼線材の製造が可能になれば、省エネルギー、コスト低減及び環境改善の面でメリットは大きく、望ましい。
特公平４−２５３４３号公報 特開平１０−８１８９号公報

本発明は、以上の状況に鑑み、特殊な合金元素を添加することなく、強度を確保しつつ靱性を向上させるために、フェライト分率を所定値以上まで上昇させると共に、フェライト粒径の微細化を達成することにより、強度と靱性とのバランスに優れた高強度且つ高靱性を備えた熱間圧延棒鋼線材及びこの熱間圧延棒鋼線材を製造する技術を提供することを課題としている。

中炭素鋼において従来得られていない高いフェライト分率を達成するために、オーステナイト材料を熱間加工するに際して、粒界アロトリオモルフを用いたＫineticsモデルに注目した。結晶組織が等軸オーステナイト粒の材料の場合、図１に示すように、等軸オーステナイト１（粒径をｄγとする）及び熱間加工によりパンケーキ状となったオーステナイト２の粒界から粒界アロトリオモルフフェライト３が変態生成する。パンケーキ状オーステナイト２の粒界間隔をＴＨγとし、各オーステナイト粒界に生成したフェライト粒の厚さをＴＨαとする。このとき、図１におけるフェライト分率ｆαは、ＴＨα／ｄγ又はＴＨα／ＴＨγによって算出できる。

そこで、等軸オーステナイト粒径ｄγ及びパンケーキ状オーステナイト粒界間隔ＴＨγを変化させて、フェライト分率ｆαを計算した。計算においては、粒界フェライト粒厚さＴＨαを５μｍ又は３μｍと仮定し、等軸オーステナイト粒径ｄγ又はオーステナイト粒界間隔ＴＨγを３０μｍから３．５μｍまで変化させた。その結果を図２に示す。

図２によれば、等軸オーステナイト粒径ｄγ又はパンケーキ状オーステナイト粒界間隔ＴＨγを小さくすれば、フェライト分率ｆαは大きくなり、また、粒界フェライト粒厚さＴＨαを大きくすれば、フェライト分率ｆαは大きくなる。このことから、現実の結晶組織においても、ＴＨγを小さくし、ＴＨαを大きくすれば、ｆαは大きくなることが推定される。

実際に、Ｃ含有量＝０．１７％の低炭素鋼を用い、８００℃で熱間圧縮加工機（グリーブル２０００）による圧縮加工試験で確認試験を行ったところ、図３に示す結果が得られている（鳥塚等 鉄と鋼 Ｖｏｌ．８６（２０００）Ｎｏ．１２ ｐ８０７）。このように、パンケーキ状オーステナイト粒界間隔ＴＨγが３００μｍ以下３０μｍまでは、粒界フェライト粒厚さＴＨαはほぼ一定で６〜７μｍであるが、ＴＨγがそれよりも小さくなると、ＴＨαもＴＨγとともに小さくなる。ＴＨγが約２０μｍのときにＴＨαは約５μｍとなり、ＴＨγが６μｍ程度でＴＨαは３μｍ程度となっている。

ここで、注目すべきことは、Ｃ含有量＝０．１７％の低炭素鋼であるから、フェライト分率向上のためにはＣ含有量＝０．３０〜０．５５％といった中炭素鋼よりも有利ではあるが、（粒界フェライト粒厚さＴＨα）／（オーステナイト粒界間隔ＴＨγ）の値をみると、オーステナイト粒界間隔ＴＨγが３０μｍまで低下したとき、粒界フェライト粒厚さＴＨα＝６〜７μｍであるから、ＴＨα／ＴＨγ＝６〜７／３０＝２０〜２３％程度と高く、一方、オーステナイト粒界間隔ＴＨγが６μｍまで低下したときに、３／６＝５０％と著しく増大していることである。そして図１によれば、（粒界フェライト粒厚さＴＨα）／（オーステナイト粒界間隔ＴＨγ）の値を増大させることによりフェライト分率は上昇することが分かる。

本発明は、上記の通りの知見に基づき完成させたものである。すなわち、本発明は、以下の特徴を有している。

第１の発明は、熱間圧延棒鋼線材に関し、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｃｒ：０．１２〜０．１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分組成を有し、フェライト分率ｆα（面積％）が、下記（１）式：
６０≦ｆα≦１００−４５．５Ｃ ・・・・・・・・・（１）
但し、ＣはＣ含有量であって、０．３０％≦Ｃ≦０．５５％
を満たすフェライトと、残部のパーライトからなるフェライト−パーライト複相組織を有し、平均フェライト粒径が２．５〜４．５μｍの範囲内にあることを特徴としている。

第２の発明は、上記第１の発明の特徴において、熱間圧延棒鋼線材の硬さがビッカース硬さで１９０〜２４０の範囲内にあることを特徴としている。

第３の発明は、熱間圧延棒鋼線材の製造方法に関し、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｃｒ：０．１２〜０．１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片を８５０〜９５０℃の温度範囲内で再加熱し、引続き７５０〜８５０℃の温度範囲内で減面率Ｒが、Ｒ≧７０％となるように熱間加工を施した後、得られた加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却することを特徴としている

第４の発明は、熱間圧延棒鋼線材の製造方法に関し、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｃｒ：０．１２〜０．１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片を再加熱して仕上がり温度が９００〜９５０℃の範囲内で熱間加工し、引続き７５０〜８５０℃の温度範囲内で減面率Ｒが、Ｒ≧７０％となるように熱間加工を施した後、得られた加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却することを特徴としている。

第５の発明は、上記第３又は第４の発明の特徴において、加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却する過程で、更にＡｒ_３以下且つパーライト変態開始温度以上の温度範囲内で恒温保持処理することを特徴としている。

本発明によれば、中炭素鋼において高価な合金元素の節約及び熱処理の省略により、高強度且つ高靭性を備えた非調質の熱間圧延棒鋼線材が安価に製造される。自動車をはじめとする各種構造用鋼の用途拡大に寄与することができる。

（鋼の化学成分組成）
本発明の熱間圧延棒鋼線材の製造方法では、使用する鋼片の化学成分組成に水素等の製造過程で増減する元素を規定していないが、鋼片を製造するに至る初期工程における溶鋼の成分組成が、そのまま引き継がれると考えることができる。したがって、製造する熱間圧延棒鋼線材の成分組成を特定することにより、溶鋼の成分組成が特定される。

本発明の熱間圧延棒鋼線材の化学成分組成は、構造用鋼としての特性を具備するために、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる。個々の成分組成の限定理由は次の通りである。
（１）Ｃ：０．３０〜０．５５％
Ｃは、経済的で且つ有効な強度上昇効果を有する元素である。しかしながら、本発明における重要な目的であるフェライト分率の向上に対しては、フェライト分率を低下させる方向に作用する。

一方、本発明の熱間圧延棒鋼線材の重要な用途の一つである自動車用のラックバーに用いる場合には、切削加工によりラックバーの形状に成形加工し、成形加工後にラックバーの強度向上のために、通常、高周波焼入れをした後に焼戻し処理をすることが必要である。Ｃは、高周波焼入れ性を向上させる効果も有し、この効果を十分に発揮させるために、Ｃの含有量の下限は０．３０％（中炭素鋼）とする必要がある。Ｃの含有量が上限の０．５５％を超えて高くなると、強度は上昇するが、フェライト分率の目標値を確保することが困難になり、その結果、靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０〜０．５５％の範囲内としている。

なお、本発明の熱間圧延棒鋼線材は、用途によっては硬さをビッカース硬さＨ_Ｖで２１０以上確保しつつ、強度と靭性とのバランスが要請される場合があり、その場合には、Ｃ含有量の下限値を０．４０％とすることが望ましい。
（２）Ｓｉ：０．１０〜０．６０％
Ｓｉは製鋼時の鋼の脱酸のために必要な元素である。また、固溶強化により強度を上昇させる効果もある。その含有量が０．１０％未満では、脱酸効果や強度向上効果が不十分となる。一方、Ｓｉ含有量が上限の０．６０％を超えて含有量が高くなると、Ｃ含有量が上限値の場合には強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．６０％の範囲内としている。
（３）Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
ＭｎはＳｉと同様、脱酸剤として有用な元素であり、固溶強化により強度を上昇させる効果もある。また、Ｍｎは変態温度を低下させて、組織を微細化させる効果もある。その含有量が０．５０％未満の場合には、上記効果が十分発揮されない。一方、その含有量が１．５０％を超える場合は、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる。また、空冷程度の冷却速度でも、ベイナイトが形成されるようになるため、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０〜１．５０％の範囲内としている。
（３）Ｓ：０．００５〜０．０６５％
Ｓは、鋼中に不可避的に含有される成分であり、Ｓ含有量の低減の工業的及びコスト的限界を考慮して、０．００５％を下限とする。Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、高Ｓ含有量になると、熱間加工により伸長してセパレーション発生の原因になり、熱間加工性及び靭性の劣化原因となるので、上限を０．０６５％とする。したがって、Ｓ含有量は０．００５〜０．０６５％の範囲内としている。
（４）Ａｌ：０．００１〜０．０６０％
Ａｌは製鋼時の鋼の脱酸のために必要な元素である。また、固溶強化により強度を上昇させる効果もあり、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、ＡｌＮとして析出して圧延時の組織の粗大化を抑制する効果もある。その含有量が０．００１％未満の場合には、上記効果が不十分となる。一方、０．０６０％を超えると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となる。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０６０％の範囲内としている。
（製造方法）
本発明の高強度且つ高靱性を備えた熱間圧延棒鋼線材の好ましい製造条件について以下に説明する。
（１）素材の調製方法について
本発明では、先ず素材の調製方法として、上記化学成分組成からなる溶鋼を溶製して連続鋳造鋳片を調製し、鋳片を加熱後、粗圧延工程で半成品としての鋼片にするか、若しくは製造業者の設備によっては入手した鋼片を更に所望の断面形状・寸法に熱間鍛造等により加工するかして、素材とする。なお、熱間鍛造等により加工した場合も、材料が具備する材料特性上は鋼片と実質的に同一とみなすことができる。

又は上記溶鋼を鋼塊に鋳造し、分塊圧延により鋼片に調製することもできる。これらいずれかの方法で調製された材料を素材とし、再加熱して使用する。
（２）オーステナイト材の７５０〜８５０℃における熱間加工直前のオーステナイト粒径ｄγの望ましい制御について
まず、上記７５０〜８５０℃の温度範囲であるが、加工する鋼片などの材料はある大きさを有することから、当然材料には長さ方向、厚さ方向などに温度分布を生ずることがある。したがって、上記温度範囲は、材料が均一に再加熱された状態の温度を含むことはもちろん、若干の温度分布が生じた場合の平均化した温度や測定誤差などを含むものである。本発明における他の温度規定は、すべて上記に準じている。

上記素材のいずれかに対して、先ず（イ）８５０〜９５０℃の温度範囲内で再加熱・保持を施すか、又は（ロ）再加熱後に仕上げ温度が９００〜９５０℃の範囲内の熱間加工を施すかのいずれかを行う。すなわち、上記素材がいずれの調製方法によるものであっても、鋼片又は熱間鍛造等で得られた材料を一旦冷間素材とした後に、８５０〜９５０℃の範囲内で再加熱・保持をするか、又は再加熱して９００〜９５０℃の範囲内で仕上げ加工をする。こうした後、材料に対して７５０〜８５０℃における熱間加工を施す。

このように、先ず（イ）再加熱・保持又は（ロ）再加熱後の熱間加工のいずれかを行うのは、後述する理由により材料のオーステナイト粒径ｄγを２０μｍ程度以下にしておくことが望ましいからである。そして、その後オーステナイト粒径が成長して２０μｍ程度を超えないように制御するために、上記再加熱・保持又は再加熱後の熱間加工の後は、３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７５０〜８５０℃の範囲内まで冷却し、その後速やかに、望ましくは５ｓｅｃ程度以内に７５０〜８５０℃の範囲内での熱間加工を開始する。

上述したように、オーステナイト材を７５０〜８５０℃で熱間加工する直前のオーステナイト粒径ｄγの上限値を２０μｍとする理由は、当該熱間加工における減面率Ｒを７０％以上とすれば、２０μｍ×（１−０．７）＝６μｍにより、当該熱間加工直後における平均オーステナイト粒厚さ（すなわち、パンケーキ状オーステナイト粒界間隔の平均値）の推定値ＴＨγ（μｍ）も、ＴＨγ≦６μｍとなると考えられ、フェライト分率ｆαを６０％以上にするのに有利となるからである。

なお、本発明において、減面率は圧下率とみなすことができる。

また、熱間加工直前におけるオーステナイト粒径ｄγが２０μｍよりも更に小さく、例えば１５μｍとなっていれば、減面率Ｒ＝７０％のとき、平均オーステナイト粒厚さの推定値ＴＨγは、４．５μｍ以下となり、図２よりフェライト分率ｆαを増大させるために一層有利となることが分かる。
（３）７５０〜８５０℃でのオーステナイト材熱間加工と当該加工終了後の冷却条件について
本発明においては、素材としての鋼片又はこれに更に鍛造等を加えて調製された材料を、８５０〜９５０℃の温度範囲内で再加熱する（上記イ）か、又は９００〜１２５０℃若しくは１２００℃の範囲内で熱間加工する（但し、仕上温度は９００〜９５０℃の範囲内）（上記ロ）かのいずれかの後、引続き７５０〜８５０℃の範囲内で熱間加工を施す。当該熱間加工に供される被加工材はオーステナイト材であり、上述した粒径ｄγのオーステナイト材を７５０〜８５０℃で熱間加工することにより、前述した所謂粒界アロトリオモルフフェライト（オーステナイト粒界に生成するフェライト）の成長を制御することにより、フェライト分率を６０％以上に増大させる。

この熱間加工終了後は、フェライト粒径の過度の成長を抑制して適切な粒径の微細粒を確保することにより、強度及び靭性を確保する。そのために、熱間加工終了後の平均冷却速度として３〜１５℃／ｓｅｃで冷却する。冷却速度が３℃／ｓｅｃより遅いと、４．５μｍのフェライト粒径が得られず、１５℃／ｓｅｃより速いと、ベイナイトやマルテンサイトの生成の可能性がある。そして、冷却は５００℃までとすれば、マルテンサイト又はベイナイトのいずれもが生成しないフェライトとパーライトとからなる複相組織が形成する。５００℃までに変態は終了するので、その後の冷却速度は規定する必要がない。マルテンサイト及びベイナイトのいずれもが生成しないようにするのは、靭性の低下を防止するためである。
（４）Ａｒ_３以下であってパーライト変態開始温度以上での恒温保持について
フェライト分率ｆαを一層増大させるために、上記７５０〜８５０℃での熱間加工が終了後、加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却する過程で、更にＡｒ_３以下且つパーライト変態開始温度以上の温度範囲内で恒温保持処理を行う。この恒温保持をせずに７５０〜８５０℃での熱間加工が終了後、５００℃までの冷却をする場合、すなわち、連続冷却の場合は、フェライトが平衡分率にならない内にパーライト変態が開始してしまう。これに対して、パーライト変態開始温度以上で恒温保持すると、平衡体積のフェライト−オーステナイト状態に近づけることができ、これによりフェライト体積率（＝フェライト分率）を連続冷却の場合に比べ増大させることができる。

このような恒温保持操作を付加する場合にも、恒温保持終了後、速やかに３〜１５℃／ｓｅｃの平均冷却速度で５００℃まで冷却することで、その後マルテンサイト及びベイナイトのいずれをも生成させないようにして、フェライトとパーライトとからなる複相組織が形成する。
（５）フェライト分率の上限について
フェライト分率の上限は、状態図で決まる。変態温度が低下すればするほど、状態図におけるフェライト−オーステナイト相比はフェライト分率が大きくなる。公知の計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ」を用い、セメンタイトが析出しないと仮定して、７２０℃、６５０℃、６３０℃又は６００℃まで過冷できた場合のオーステナイト−フェライト平衡分率を求めると、フェライト分率とＣ含有量との関係は、図４に表すことができる。経験上、６００℃をセメンタイトが析出しない下限温度としている。
（６）フェライト分率fα（面積％）の規定
図４において、フェライト分率が最も大きくなると考えられる６００℃まで過冷した場合の炭素含有量とフェライト分率との関係式は、下記（１ａ）式：
ｆα＝１００−４５．５Ｃ ・・・・・・・・・（１ａ）
である。したがって、フェライト分率の必須要件の一つとして、下記（１ｂ）式：
ｆα≦１００−４５．５Ｃ ・・・・・・・・・（１ｂ）
で規定することができる。

次に、機械構造用炭素鋼鋼材として良好な吸収エネルギーを有し、優れた靭性を確保するためには、シャルピー衝撃試験方法（ＪＩＳ Ｚ２２４２準拠）において、幅×高さ×長さ＝１０×１０×５５ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用いたときに、上部棚エネルギーが１００Ｊ以上（ＵＳＥ≧１００Ｊ）であることが必要である。そこで、ＵＳＥ≧１００Ｊを満たすために必要となるフェライト分率ｆαは以下の通りに求められる。

中炭素及び高炭素フェライト−パーライト鋼において、シャルピー衝撃上部棚エネルギーは炭素含有量の低下と共に増加することが知られており、焼きならし鋼において炭素含有量で表示された関係図が示されている（鉄鋼材料の設計と理論 Ｐ８５ 図５．５ 丸善 昭和５６年９月３０日発行）。炭素含有量とフェライト分率は密接な関係がある。そこで炭素含有量をフェライト分率に変換するために、前記図４に示した過冷到達温度７２０℃における炭素含有量−フェライト分率の関係式（ｆα＝−１３５．１Ｃ＋１００）を用いた。得られたフェライト分率ｆαと上記関係図（図５．５）を、フェライト分率ｆαとシャルピー衝撃上部棚エネルギーＵＳＥ（Ｊ）との関係にまとめ直すと、図５が得られる）。

図５に示される関係によれば、ＵＳＥ≧１００Ｊを満たすためのフェライト分率ｆαは、約６０％以上となる。このことから、本発明の熱間圧延棒鋼線材におけるフェライト分率ｆαのもう一つの必須要件を、下記（１ｃ）式：
ｆα≧６０％ ・・・・・・・・・・・・（１ｃ）
とした。

そして、前記必須要件（１ｂ）式と（１ｃ）式とをまとめて下記（１）式：
６０≦ｆα≦１００−４５．５Ｃ ・・・・・・・・・・（１）
但し、 ０．３０％≦Ｃ≦０．５５％
を本発明の熱間圧延棒鋼線材におけるフェライト分率ｆαに関する必須要件としている。

従来Ｃ含有量が０．４０％程度ではフェライト分率ｆαを６０％程度を確保することは困難であったが、本発明は、ｆα≧６０％としているので、ＵＳＥ≧１００Ｊが確保され、材料の信頼性を著しく大きくすることが可能となる。

なお、本発明では、素材と熱間圧延棒鋼線材とは前述したように同一化学成分組成とみなしている。

また、本発明の熱間圧延棒鋼線材は、上記フェライト分率ｆαを有するフェライトと、残部のパーライトとからなるフェライト−パーライト複相組織を有し、少なくともマルテンサイト又はベイナイトのいずれか一方又は両方が生成していないことを靭性確保上必須としている。
（鋼材のフェライト分率と平均フェライト粒径及び硬さについて）
本発明の熱間圧延棒鋼線材の平均フェライト粒径の下限値は、フェライト分率を確保することにより靭性向上を図るために２．５μｍとし、上限値は、フェライトの微細粒化効果による強度及び靭性の良好なバランスを得るために４．５μｍとしている。

フェライト粒径に下限値を設けたのは、フェライト粒径が過度に小さくなると、ｄα／ＴＨγの値が小さくなり過ぎて、フェライト分率ｆαの確保が困難となり、また、硬さが過度に大きくなり、その結果、靭性の向上を阻害するからである。

なお、鋼材の強度として引張強さＴＳで６００ＭＰａを確保するために、ビッカース硬さＨ_Ｖで１９０以上を確保すると共に、過度の硬さ上昇は靭性確保に不利であることを考慮して、ビッカース硬さＨ_Ｖの上限を２４０（ＳＡＥ Ｊ４１７による換算で、引張強さＴＳが７６５ＭＰａ程度）とするのが好ましい。

以下実施例を示し、本発明を更に詳しく説明する。

本発明の範囲内にある実施例及び範囲外にある比較例の試験は、加工熱処理シミュレーターとしてグリーブル試験機及びフォーマスタ試験機を用いた試験（＜試験Ａ＞という）と、試験用熱間鍛造機又は試験用溝ロール圧延機を用いた試験（＜試験Ｂ＞という）とに分けられる。
＜試験Ａ＞ グリーブル試験機によるアンビル圧縮加工による試験
（１）試験材の調製方法
表１に示す化学成分組成の鋼を溶製した。成分符号がＳ４５Ｃ−１及びＳ４５Ｃ−２の鋼はＳ４５Ｃ（ＪＩＳ Ｇ４０５１ 機械構造用炭素鋼鋼材による）相当の成分組成を有し、成分符号がＳ４５ＣＳの鋼はＳ４５ＣのＳ含有量を高めたもの（Ｓ＝０．０５６％）であり、Ｓ含有量以外はＳ４５Ｃ−１及びＳ４５Ｃ−２と類似の成分組成を有する。

これら成分組成の溶鋼を用いて次の２通りの方法で素材（i、ii）を調製した。
（i）粗圧延素材：所定成分組成の溶鋼をブルーム連続鋳造鋳片に鋳造し、これを１２００〜１３００℃の温度域に加熱し、粗圧延によりＣ方向断面寸法を厚さ１８０ｍｍ×幅１８０ｍｍとした後、室温まで冷却した鋼（「粗圧延素材」という）である。
（ii）粗圧延＋熱間鍛造素材：所定成分組成の溶鋼をブルーム連続鋳造鋳片に鋳造し、これを（i）に準じて粗圧延し、試験素材を切り出し採取し、更に、熱間鍛造により総減面率９５．５％でＣ方向断面寸法を厚さ３８ｍｍ×幅３８ｍｍとした後、室温まで冷却した鋼（「粗圧延＋熱間鍛造素材」という）である。

上記（i）の厚さ１８０ｍｍ×幅１８０ｍｍ×所定長さ、又は（ii）の厚さ３８ｍｍ×幅３８ｍｍ×所定長さのいずれの素材からも、各辺の方向に対応させて厚さ１２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍの試験材を切り出し採取してグリーブル試験に供した。

なお、グリーブル圧縮試験においては、上記試験材の中心部に対して所定の圧下率の加工を加えた。そして、この中心部に注目して試験を行った。前述したように、圧下率は減面率とみなすことができる。以下、同じである。
（２）実施例１〜５
表２に、実施例１〜５の試験方法及び試験結果を示す。これらは、アンビル圧縮加工後に５００℃まで冷却した場合であって、パーライト変態開始温度以上で恒温保持をしなかった場合である。

（実施例１、２の試験方法）
実施例１では、表１に示した成分符号がＳ４５Ｃ−１の連続鋳造鋳片を熱間粗圧延された素材から切り出した試験材（厚さ１２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍ）を使用し、実施例２では、成分符号がＳ４５ＣＳ（高Ｓ材、Ｓ＝０．０５６％）の連続鋳造鋳片を同じく熱間粗圧延された素材から切り出した試験材（厚さ１２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍ）を使用し、いずれも９００℃に再加熱し、６０ｓｅｃ保持した後、冷却速度１０℃／ｓｅｃで８００℃まで冷却し、ここで５ｓｅｃ保持し、引続きグリーブル試験機によりアンビル圧縮加工を行った。図６に試験材に対するアンビルによる圧縮加工方法を示す。

図６に示すように、加工温度８００℃で試験材の幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍの面に対して矢印６の方向に加え、厚さ１２ｍｍの中心部で圧下率が８５％となる圧縮加工をひずみ速度１０ｓｅｃ^−１にて１回で行った後、直ちに平均冷却速度１０℃／ｓｅｃで５００℃まで冷却した。その後、常温まで冷却して、確性試験片を採取した。なお、前記の通り、圧下率は減面率とみなすことができる。以下、同じである。
（実施例３〜５の試験方法）
実施例３〜５はいずれも、成分符号がＳ４５Ｃ−２の連続鋳造鋳片を用い、実施例３では上記（ii）に準じ、熱間粗圧延後、更に１１５０℃で鍛造された素材から、実施例４では上記（ii）に準じ、熱間粗圧延後、更に１２００℃で鍛造された素材から、そして実施例５では熱間粗圧延後の素材から、それぞれ切り出した試験材（厚さ１２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍ）を使用し、いずれも９００℃に再加熱し、６０ｓｅｃ保持した後、冷却速度１０℃／ｓｅｃで７５０℃まで冷却し、ここで５ｓｅｃ保持し、引き続き加工温度７５０℃で図６に示すように試験材の幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍの平面に対して矢印６の方向に厚さ１２ｍｍの中心部での圧下率が８５％となる圧縮加工をひずみ速度１０ｓｅｃ^−１にて１回で行った後、直ちに平均冷却速度１０℃／ｓｅｃで５００℃まで冷却した。その後、常温まで冷却して、加工熱処理試験を完了した。
（実施例１〜５の確性試験方法）
上記加工熱処理済み後の材料の中心部から確性試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験を行った試験材中の位置は、図６に示す試験材４の圧縮面であった１５ｍｍ幅×１８ｍｍ長さの平面に対する垂直断面で、且つ試験材の１２ｍｍ厚さ×１８ｍｍ長さの平面に平行な断面であって、試験材の厚さ、幅及び長さの中心部相当の位置について行った。

確性試験項目は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織の観察、平均フェライト粒径ｄαの測定、画像処理によるフェライト分率ｆαの測定並びにビッカース試験による硬さＨ_Ｖの測定を行った。また、等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値、及びパンケーキ状オーステナイトの粒界間隔ＴＨγ（いずれも図１参照）の推定値を求めた。

ｄγ及びＴＨγの推定方法は組織写真から判断した。旧オーステナイト粒界のすべてからフェライト粒が生成すると仮定する。組織写真でフェライトは網目状に繋がっていることが分かる。パーライトは、網目状フェライトで囲まれている。この網目状フェライトが旧オーステナイト粒界に相当する。したがって、網目状フェライトの間隔を測ることによって、旧オーステナイトの大きさを推定できる。網目状フェライトが等軸状をしている場合は、旧オーステナイトも等軸であったと推定され、その間隔がdγとなる。一方、網目状フェライトが扁平している場合には、短軸方向の間隔を測れば、それがＴＨγとなる。なお、ｄγ及びＴＨγの推定方法は、以下の実施例及び比較例において同じである。
（実施例１〜５の試験結果）
試験結果を表２に示す。等軸オーステナイト粒径ｄγの推定値は全て１７μｍであり、パンケーキ状オーステナイト粒界間隔の推定値ＴＨγもまた全て５μｍであった。すなわち、素材のＳ含有量が、０．０１７％又は０．０５６％のいずれであっても、素材が粗圧延素材又は粗圧延＋熱間鍛造素材のいずれであっても、そしてアンビル圧縮加工温度が８００℃又は７５０℃のいずれであっても、試験材の再加熱温度が９００℃で６０ｓｅｃ保持し、その後冷却速度１０℃／ｓｅｃで上記アンビル圧縮加工温度まで冷却し、中心部圧下率が８５％であれば、等軸オーステナイト粒径ｄγの推定値は全て１７μｍであり、次いで、アンビル圧縮加工後のパンケーキ状オーステナイト粒界間隔の推定値ＴＨγも、また、圧縮加工温度が８００℃又は７５０℃のいずれにおいても全て５μｍであった。

上記５００℃まで冷却後、常温まで冷却した試験材から採取した試料の確性試験結果によれば、フェライト分率ｆαは６０〜６６％の範囲内にあり、６０％以上が確保されているので、前記シャルピー衝撃上部棚エネルギーは１００Ｊ以上が確保されていると考えられる。そして、各実施例のフェライト分率ｆαはフェライト分率の推定値ｄα／ＴＨγの値に近似している。

一方、平均フェライト粒径ｄαは２．７〜３．４μｍが得られているので、本発明の必須要件である２．５〜４．５μｍの範囲内にある。そして、金属組織は上記フェライト分率のフェライトと残部のパーライトとからなる複相組織であった。また、ビッカース硬さＨ_Ｖは２０３〜２２２の範囲内にあるので、本発明の望ましい要件である１９０〜２４０を満たしている（ＳＡＥ Ｊ ４１７により引張強さＴＳに換算すると、ＴＳ＝６０５〜７６５ＭＰａとなる）。

なお、実施例のビッカース硬さＨ_Ｖ＝２０３〜２２２は、引張強さＴＳ＝６４６〜７０２ＭＰａとなる。

また、以上の通りのフェライト分率（ｆα≧６０％）、平均フェライト粒径（ｄα＝２．７〜３．４μｍ）且つビッカース硬さ（Ｈ_Ｖ＝２０３〜２２２）の結果から、本発明の製造方法によって優れた強度と靭性とのバランスを有する熱間圧延棒鋼線材が製造されることが確認される。
（３）比較例１〜５
表２に、比較例１〜５の試験方法及び試験結果を示す。これらは、素材の再加熱温度を９００℃、保持時間を６０ｓｅｃとし、アンビル圧縮加工後、直ちに５００℃まで冷却した場合であり、パーライト変態開始温度以上での恒温保持はしていない。
（比較例１〜５の試験方法）
比較例１〜５では、表２に示す通りの分類素材、成分符号及び加工方法で調製した試験素材から切り出した試験材（厚さ１２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍ）を使用した。試験材の再加熱条件は全て９００℃×６０ｓｅｃであり、本発明の製造方法で必須要件としている再加熱条件を満たしている。この内、比較例１〜３では再加熱後の冷却速度が１℃／ｓｅｃと遅いが、アンビル圧縮加工温度は８００℃であり、本発明の製造方法で必須要件としている加工温度条件を満たしている。そして、比較例１では中心部圧下率が８５％であり、本発明の製造方法で必須要件としている減面率の条件を満たしているが、比較例２，３では５７％であり、減面率の条件を満たしていない。圧縮加工後の平均冷却速度は、比較例１〜３は全て１℃／ｓｅｃであり、本発明の製造方法で必須要件としている平均冷却温度の条件を満たしていない。

一方、比較例４，５では、中心部圧下率が５７％であり、上記減面率の条件を満たしてないが、他の必須要件は満たしている。試験材に対するアンビルによる圧縮加工方向（図６参照）、ひずみ速度（１０ｓｅｃ^−１）及び圧縮回数（１回）は実施例１〜５と同一である。５００℃まで各条件で冷却後、常温まで冷却して、試験片を採取した。
（比較例１〜５の確性試験方法）
試験片の採取は上記「加工熱処理済み試験材」の中心部から試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験を行った試験材中の位置、確性試験項目及び方法については、前記実施例１〜５と同じである。
（比較例１〜５の試験結果）
試験結果を表２に示す。８００℃におけるアンビル圧縮加工直前における等軸オーステナイト粒径ｄγの推定値は、全て１７μｍであった。すなわち、素材のＳ含有量が、０．０１７％又は０．０５６％のいずれであっても、等軸オーステナイト粒径ｄγの推定値は、全て１７μｍであった。 アンビル圧縮加工後、５００℃まで冷却した場合のパンケーキ状オーステナイト粒界間隔の推定値ＴＨγは、中心部での圧下率が８５％の圧縮加工をした比較例１のみは５μｍと小さいが、中心部での圧下率が５７％であった比較例２〜５は８μｍと大きい。一方、フェライトの平均粒径ｄαについては比較例１のみが３μｍであったが、比較例２〜５は４μｍであった。その結果、ｄα／ＴＨγは、比較例１が０．６であったのに対して、比較例２〜５では０．５と若干小さかった。これは、ＴＨγが比較例１において比較的小さかったことにより、フェライト分率ｆαは、比較例１が比較的大きい傾向はあるが、比較例１〜５の全てにおいて５５％以下であり、本発明の線材で必須要件としている６０％以上を満たしていない。

但し、比較例１〜５ではいずれも、平均フェライト粒径ｄαが３〜４μｍであり、また、ビッカース硬さＨ_Ｖが１９３〜２２１の範囲内にある。金属組織は、上記フェライト分率のフェライトと残部のパーライトとからなる複相組織であった。
（４）比較例６〜１７
（比較例６〜１７の試験方法）
表３に示すように、比較例６〜１１では成分符号がＳ４５Ｃ−１の粗圧延素材（i）を使用し、比較例１２〜１７では成分符号がＳ４５ＣＳ（高Ｓ材、Ｓ＝０．０５６％）の粗圧延素材（i）を使用し、厚さ×幅×長さ（１８０×１８０ｍｍ×長さ）の素材から、直径３ｍｍ×長さ１０ｍｍの試験材を長さ方向と一致させて切り出し採取した。

フォーマスタ試験機を用い、試験材の再加熱条件は、比較例６，７，１２，１３が９５０℃×６０ｓｅｃ、比較例８，９，１４，１５が９００℃×６０ｓｅｃ、比較例１０，１１，１６，１７が８５０℃×６０ｓｅｃの３種類の条件であり、いずれも本発明の製造方法における再加熱条件を満たしている。しかしながら、再加熱後の冷却速度に関しては、比較例６，８，１０，１２，１４，１６では１℃／ｓｅｃであり、比較例７，９，１１，１３，１５，１７では１０℃／ｓｅｃである。そして、比較例６〜１７の全てにおいて、再加熱後のアンビル圧縮等の加工をすることなく、上記それぞれの冷却速度で５００℃まで冷却した後、常温まで冷却して、試験片を採取した。

こうして常温まで冷却した上記試験材の中心部から確性用の試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験を行った位置は、試験材の長さ１０ｍｍの中点におけるＬ方向断面の中心相当部位である。
（比較例６〜１７の確性試験方法）
試験片の採取は上記「熱処理済み試験材」の中心部から試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験項目は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織の観察、平均フェライト粒厚さＴＨαの測定、画像処理によるフェライト分率ｆαの測定及びビッカース試験による硬さＨ_Ｖの測定を行った。また、等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値及びパンケーキ状オーステナイトの粒界間隔ＴＨγ（いずれも図１参照）の推定値を求めた。
（比較例６〜１７の試験結果）
試験結果を表３に示す。試験材の再加熱温度が９５０℃、９００℃及び８５０℃の内のいずれかにおける６０ｓｅｃ保持以後における等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値は、表３に示した通りである。成分符号がＳ４５Ｃ−１の場合、再加熱温度が９５０℃のとき（比較例６、７）は２６μｍ、９００℃のとき（比較例８，９）は１７μｍ、そして８５０℃のとき（比較例１０，１１）は１２μｍであり、また、成分符号がＳ４５ＣＳ（Ｓ含有量＝０．０５６％）の場合は、再加熱温度が９５０℃（比較例１２，１３）のときは２３μｍ、９００℃（比較例１４，１５）のときは１６μｍ、そして８５０℃（比較例１６，１７）のときは１１μｍであった。オーステナイト粒径ｄγの推定値は、高Ｓ含有量材においては通常水準のＳ含有量材よりも小さくなっている。

次に、常温まで冷却後の平均フェライト粒厚さＴＨαは、再加熱・保持後の冷却速度がより速い場合（＝１０℃／ｓｅｃ、比較例７，９，１１，１３，１５，１７）には２μｍであり、より遅い場合（１℃／ｓｅｃ、比較例６，８，１０，１２，１４，１６）には６〜７μｍであり、冷却速度が１０℃／ｓｅｃの場合の方が、平均フェライト粒厚さＴＨαは小さくなっている。このことから、冷却速度が１０℃／ｓｅｃのときの方が、オーステナイト粒界に生成したフェライトの平均フェライト粒厚さＴＨαも小さい。

一方、フェライト分率ｆαは、比較例６〜１７では、１２〜５１％の範囲内にあり、この範囲内においてはフェライト分率ｆαが大きい方に属する比較例８，１０，１４，１６（それぞれのフェライト分率は４５％、５１％、４１％、４８％である）の平均フェライト粒厚さＴＨαは６〜７μｍであり、本発明の棒鋼線材における平均フェライト粒径の範囲外となっている。なお、金属組織は、上記フェライト分率のフェライトと残部のパーライトとからなる複相組織であった。

ビッカース硬さＨ_Ｖは、比較例７，９，１１，１３，１５においては、本発明の線材において望ましいとしている硬さ範囲の上限値２４０を超えている。したがって、靭性確保の観点から望ましくなく、また、フェライト分率ｆαに関して比較例６〜１７の全てが範囲外であり、本発明の線材におけるフェライト分率ｆαの下限値６０％に達していない。
（５）実施例１〜５と比較例１〜１７の各特性値間の著しい相違点
両者の比較をするために、実施例１〜５の代表例として実施例１を選び、比較例１〜１７の代表例として比較例９を選んだ。両代表例間の製造条件を比較すると、素材の成分符号はＳ４５Ｃ−１であり、同一で、試験材の再加熱条件も再加熱温度９００℃×保持時間６０ｓｅｃであり、同一で、且つこの再加熱・保持後の冷却速度も１０℃／ｓｅｃと同一であるが、実施例１では再加熱・保持後に試験材の中心部での圧縮率が８５％となるアンビル圧縮加工を施しているのに対し、比較例９ではアンビル圧縮加工を施していない。

上記製造条件の差による鋼材特性を比較する。図７は、実施例１の顕微鏡組織写真を例示し、等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値１７μｍ、平均フェライト粒径３μｍ、フェライト分率６０％及びビッカース硬さＨ_ｖ２２２を記入したものである。図８は、比較例９の同じく顕微鏡組織写真を例示し、等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値１７μｍ、フェライト粒径ｄα２μｍフェライト分率ｆα１２％及びビッカース硬さＨ_ｖ２５８を記入したものである。

これらの比較から、以下のことが分かる。

実施例１では、再加熱・保持後の等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値は１７μｍであり、比較例９のそれと同一であるが、平均フェライト粒径が３μｍである共に、フェライト分率ｆαが６０％であり、本発明の線材の必須要件を満たしている。これに対し、比較例９では、平均フェライト粒径が２μｍと過小であり、しかも、フェライト分率が１２％で過小であり、いずれも本発明の棒鋼線材の必須要件を満たしていない。そして、ビッカース硬さは、実施例１では２２２、比較例９では２５８と、各特性は両者間に明確な差がある。特に、比較例９では、硬さが大きいことから強度は確保されているが、フェライト分率ｆαが著しく小さく、靭性が確保されていない。上記代表例以外の実施例と比較例との比較についても同様のことがいえる。
（６）実施例６〜１７
（実施例６〜１７の試験方法）
表４に示すように、成分符号が全てＳ４５Ｃ−２の試験素材を用いた。実施例６〜９では、粗圧延＋１１５０℃での熱間鍛造素材（ii）を使用し、実施例１０〜１３では、粗圧延＋１２００℃での熱間鍛造素材（ii）を使用し、そして、実施例１４〜１７では、粗圧延素材（i）を使用し、それぞれの素材の厚さ×幅×長さの方向に対応させて厚さ１２ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍの試験材を採取して、いずれも９００℃に加熱し、６０ｓｅｃ保持した後、冷却速度が１０℃／ｓｅｃで７５０℃まで冷却し、７５０℃で５ｓｅｃ保持し、引続き図６に示すように、グリーブル試験機により幅１５ｍｍ×長さ１８ｍｍの平面に対して矢印６の方向に、アンビル圧縮加工を行い、厚さ１２ｍｍの中心部の圧下率が８５％となる圧縮加工を行った。アンビル圧縮の加工回数は１回であり、ひずみ速度を１０ｓｅｃ^−１として行った。

上記アンビル圧縮加工後、直ちに１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で下記の恒温保持温度まで冷却した。恒温保持温度は、Ａｒ_３点温度以下でパーライト変態開始温度以上である。なお、実施例６〜１７で使用した試験素材（成分符号：Ｓ４５Ｃ−２）のＡｒ_３点は、冷却速度が１０℃／ｓｅｃのとき６８０℃である。恒温保持温度は、実施例６，１０，１４では６７０℃、実施例７，１１，１５では６６０℃、実施例８，１２，１６では６５０℃、そして、実施例９，１３，１７では６３０℃とし、保持時間はいずれも５ｍｉｎとした。恒温保持の後、直ちに常温まで冷却した。

こうして常温まで冷却した上記試験材の中心部から確性用の試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験を行った試験片の位置は、図６に示すように、試験材の圧縮面であった１５ｍｍ幅×１８ｍｍ長さの面に対する垂直な断面で、且つ試験材の１２ｍｍ厚さ×１８ｍｍ長さの面に平行面な断面とした。試験材の厚さ、幅及び長さの中心相当の部位について確性試験を行った。

確性試験項目は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織の観察、平均フェライト粒径ｄαの測定、画像処理によるフェライト分率ｆαの測定及びビッカース試験による硬さＨ_Ｖの測定を行った。

また、アンビル圧縮加工の直前における等軸状オーステナイト粒径ｄγの推定値、及びアンビル圧縮加工によるオーステナイト粒厚さＴＨγ（パンケーキ状オーステナイト粒界間隔）の推定値を求めた。

（実施例６〜１７の試験結果）
試験結果を表４に示す。はじめに、試験材がアンビル圧縮加工を受ける前後のオーステナイト粒径を推定し、その推定値を表４に併記した。実施例６〜１７のいずれにおいても、アンビル圧縮加工直前における等軸オーステナイト粒径ｄγの推定値は１７μｍであった。これは、素材の成分符号及び加工方法にはよらず、アンビル圧縮加工前の加熱温度が９００℃であった実施例１〜５と同一である。また、実施例６〜１７のいずれにおいても、アンビル圧縮加工後のオーステナイト粒厚さ（パンケーキ状オーステナイト粒界間隔）の推定値ＴＨγは、５μｍであった。

次いで、常温まで冷却した試験材から採取した試料の確性試験結果としてフェライト平均粒径ｄα、フェライト分率ｆα及びビッカース硬さＨ_Ｖ、ｄα／ＴＨγの計算値、並びに金属組織名称を表４に併記した。

実施例６〜１７の特徴は、アンビル圧縮加工後、Ａｒ_３点温度以下でパーライト変態開始温度以上の温度において恒温保持することにより、フェライト分率を一層増加させたものであることにある。すなわち、前述した実施例３，４及び５（いずれも恒温保持なし）のそれぞれの製造条件に、更にアンビル圧縮加工後において恒温保持を付加したものが、実施例６〜９、実施例１０〜１３及び実施例１４〜１７である。

フェライト分率ｆαについて、恒温保持の無しの場合と有りの場合とについて比較すると、恒温保持無しの実施例３が６１％であったのに対して、恒温保持有りの実施例６〜９は６３〜６７％の範囲内に増加している。

同様に、恒温保持無しの実施例４が６０％であったのに対して、恒温保持有りの実施例１０〜１３は６４〜７２％の範囲内に増加しており、また、恒温保持無しの実施例５が６２％であったのに対して、恒温保持有りの実施例１４〜１７は６１〜６７％の範囲内に増加している。

このように、アンビル圧縮加工後、Ａｒ_３点温度以下でパーライト変態開始温度以上の温度において恒温保持することにより、フェライト分率を一層増加させることができることが確認される。勿論、恒温保持を行った実施例６〜１７の全てが、本発明の棒鋼線材についての必須要件、すなわち、フェライト粒径ｄαが２．５〜４．５μｍであることを満たし、金属組織は、上記フェライト分率のフェライトと残部のパーライトとからなる複相組織であり、より望ましい硬さであるビッカース硬さＨ_Ｖ１９０〜２４０を満たしている。したがって、引張強さＴＳに換算すると、ＴＳ＝６０５〜７６５ＭＰａが確保されている。

以上の実施例及び比較例の一部の結果より、フェライト分率の予測値であるｄα／ＴＨγ又はＴＨα／ＴＨγと実測値ｆαとの相関性を図９に示す。

上記実施例及び比較例の試験結果によれば、本発明の必須要件を満たす実施例１〜１７は全て、フェライト分率が６０％以上で、マルテンサイト及びベイナイトのいずれもが生成しないフェライト−パーライト複相組織からなり、平均フェライト粒径が４．５μｍ以下２．５μｍ以上であり、更にビッカース硬さが１９０〜２４０の範囲内にある。このことから、熱間圧縮加工材であって非調質の状態であっても、強度６０５〜７６５ＭＰａが確保され、良好な靭性が確保されている。これに対して、本発明の必須要件を満たさない比較例１〜１７では全て、フェライト分率が５５％以下となっており、十分な靭性確保が困難となっている。

以上より、アンビル圧縮加工による材料に対する加工率を塑性ひずみ量に換算すると共に、本発明の製造方法における製造条件を広く中炭素鋼の熱間加工プロセスへ適用することにより、本発明の熱間圧延棒鋼線材の材質特性を有する鋼材を製造することが可能となる。

図１０に、図２の予測グラフ上に、実施例の一部と比較例のデータをプロットした結果を示す。図１０は、図２のフェライト分率とオーステナイト粒径又はパンケーキ状オーステナイト粒界間隔の関係に実施例１〜５、比較例１〜１７のうちの一部をプロットしたものである。オーステナイト粒径又はパンケーキ状オーステナイト粒界間隔を小さくすれば、フェライト分率が増大し、また、粒界フェライト粒厚さを大きくすれば、フェライト分率が増大し、推定が正しいことが実証されている。

次に、試験用熱間鍛造機又は試験用溝ロール圧延機を用いて行った試験＜試験Ｂ＞について説明する。試験Ｂは、試験Ａで実施した加工熱処理シミュレーターの試験結果を実機による製造に応用することを考慮して行ったものである。そして、試験Ｂでは特に、熱間圧延棒鋼線材のフェライト分率ｆαと靭性との関係を定量化して明らかにする試験を行った。
＜試験Ｂ＞ 試験用熱間鍛造機又は試験用溝ロール圧延機を用いた試験
（１）試験材の調製方法
表５に示す化学成分組成の鋼を溶製し、前記試験Ａにおける前記（ii）の粗圧延＋熱間鍛造素材と同じ方法により、厚さ３８ｍｍ×幅３８ｍｍ×長さ３００ｍｍの素材を調製し、これを試験材として熱間鍛造試験及び熱間溝ロール圧延試験を行った。いずれの試験においても、グリーブル圧縮試験の時と同様に、試験材の中心部に対して、鍛造試験では所定の圧下率の加工を、また、溝ロール圧延試験では所定の減面率の加工を加え、中心部に注目して試験を行った。

（２）実施例１８
（試験方法）
表６に、試験方法の概要を示す。表５の成分符号がＳ４５ＣＳの成分組成を有する上記厚さ３８ｍｍ×幅３８ｍｍ×長さ３００ｍｍの素材の試験材を、９５０℃に再加熱して１ｈｒ保持し、空冷して７５０℃〜８００℃において鍛造した。鍛造方法は、試験材の片側長さ１８０ｍｍ部分につき厚さ３８ｍｍを１回の平鍛造により１９．５ｍｍにし、直ちに９０度回転して当初の幅３８ｍｍが鍛造により３８〜７０ｍｍ程度となった材料の長さ中央部の幅（幅＝約７０ｍｍ）を、１９．５ｍｍに平鍛造した。このとき、試験材の中心部における圧下率が８５％に相当する圧縮加工がなされた。鍛造時の温度挙動は、１回目の平鍛造では加工発熱により７５０℃から７９０まで上昇し、２回目の平鍛造では加工発熱により７６０℃から８００℃まで上昇した。

鍛造終了後、平均冷却速度４．１℃／ｓｅｃで６５０℃まで冷却し、ここで３０ｍｉｎ恒温保持した後、空冷した。

こうして常温まで冷却した試験材の中心部から確性用の試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験項目は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織の観察、平均フェライト粒径ｄαの測定、画像処理によるフェライト分率ｆαの測定及びビッカース試験による硬さＨ_Ｖの測定とした。更に、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を行った。幅×高さ×長さ＝１０×１０×５５ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用いて吸収エネルギーを測定し、上部棚エネルギー（ＵＳＥ）を求めた。

（試験結果）
表６に試験結果を示す。平均フェライト粒径ｄαは３．０μｍ、フェライト分率ｆαは６５％であり、フェライト−パーライト複相組織を呈しており、本発明の棒鋼線材の必須要件を満たしている。また、ビッカース硬さＨ_ｖは１９９であり、引張強さ換算で６３２ＭＰａ程度の高強度を有している。一方、シャルピー衝撃上部棚エネルギーＵＳＥは１１３Ｊと優れた靭性が得られており、目標が達成されている。

以上の通り、実施例１８により、本発明の熱間圧延棒鋼線材が得られていることが確認される。
（２）比較例１８、１９
（試験方法）
表６に、試験方法の概要を示す。比較例１８では、表５の成分符号がＳ５５Ｃの成分組成を有する上記厚さ３８ｍｍ×幅３８ｍｍ×長さ３００ｍｍの素材の試験材を、また、比較例１９では、表５の成分符号がＳ４５ＣＳの成分組成を有する上記厚さ３８ｍｍ×幅３８ｍｍ×長さ３００ｍｍの素材の試験材を、それぞれ、９５０℃に再加熱して１ｈｒ保持した。空冷して９００℃から７５０℃の温度範囲内において、溝ロール圧延を行った。

比較例１８では、６パスの多方向圧延を行って２３．５ｍｍ角の棒鋼としたが、この圧延において８５０℃以下７５０℃以上の温度範囲内における圧延は第３から第６パスまでの４パスとし、その減面率は５５％とした。一方、比較例１９では、７パスの多方向圧延を行い、２１．３ｍｍ角の棒鋼としたが、この圧延において８５０℃以下７５０℃以上の温度範囲内における圧延は第３から第７パスまでの５パスとし、その減面率は６３％とした。ここで、減面率は圧下率とみなすことができる。

圧延終了後、比較例１８，１９共に、平均冷却速度５℃／ｓｅｃで６５０℃まで冷却し、ここで３０ｍｉｎ恒温保持した後、空冷した。

こうして常温まで冷却した試験材の中心部から確性用の試験片を切り出して確性試験に供した。確性試験項目は、実施例１８と同じく、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による金属組織の観察、平均フェライト粒径ｄαの測定、画像処理によるフェライト分率ｆαの測定及びビッカース試験による硬さＨ_Ｖとした。更に、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を行った。幅×高さ×長さ＝１０×１０×５５ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用いて吸収エネルギーを測定し、上部棚エネルギー（ＵＳＥ）を求めた。
（試験結果）
表６に試験結果を示す。比較例１８，１９のそれぞれにおいて、平均フェライト粒径ｄαは５．０μｍ、７．８μｍであり、フェライト分率ｆαは２１％、４５％である。いずれも本発明の棒鋼線材の必須要件を満たしていない。

一方、いずれも、フェライト−パーライト複相組織を呈しており、ビッカース硬さＨ_ｖは２２４、１９８であり、引張強さに換算すると、７０９ＭＰａ、６２９ＭＰａ程度であり、高強度を有している。

しかしながら、シャルピー衝撃上部棚エネルギーＵＳＥは、４９Ｊ、８９Ｊであって、比較例１８，１９のいずれも目標とした靭性が得られず、特にＣ含有量が０．５７％である比較例１８では靭性が不十分になっている。
（フェライト分率と靭性の関係について）
実施例１８及び比較例１８，１９で得られた結果より、フェライト分率とシャルピー衝撃上部棚エネルギーとの関係を図１１に示す。

図１１より、本発明の熱間圧延棒鋼線材が、優れた靭性として１００Ｊ以上を有するためには、フェライト分率ｆαを６０％以上とすべきとした前記図５が支持されていることが分かる。

熱間圧縮加工により等軸オーステナイトからパンケーキ状オーステナイトの粒界にフェライトが変態生成する状況を説明する模式図である。 図１に示した等軸オーステナイト粒径ｄγ又はパンケーキ状オーステナイト粒界間隔ＴＨγを変化させたときのフェライト分率ｆαの計算値を、粒界フェライト粒厚さＴＨαを５μｍ又は３μｍと仮定して示した図である。 Ｃ含有量＝０．１５％の低炭素鋼を用いた８００℃での熱間圧縮加工試験で得られたパンケーキ状オーステナイト粒界間隔ＴＨγと粒界フェライト粒厚さＴＨαとの実験結果を示す図である。 公知の計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ」を用い、セメンタイトが析出しないと仮定して、７２０℃、６５０℃、６３０℃又は６００℃まで過冷できたとした場合のＣ含有量とオーステナイト−フェライト平衡分率の計算値（フェライト分率）との関係を求めた図である。 公知技術によりまとめ直したフェライト分率ｆα（％）とシャルピー衝撃上部棚エネルギーＵＳＥ（Ｊ）との関係を示す図である。 実施例及び比較例におけるグリーブル２０００試験機によるアンビル圧縮試験方法を説明する図である。 実施例１の顕微鏡組織写真を例示する図である。 比較例９の顕微鏡組織写真を例示する図である。 実施例及び比較例の一部で得られたフェライト分率の予測値と実測値フェライト分率ｆαとの相関性を示す図である。 図２の予測グラフ上に実施例の一部と比較例のデータをプロットした図である。 実施例及び比較例で得られた結果により得られたフェライト分率とシャルピー衝撃上部棚エネルギーとの関係を示す図である。

符号の説明

１ 等軸オーステナイト
２ パンケーキ状オーステナイト
３ 粒界アロトリオモルフフェライト
４ 試験材
５ アンビル
６ アンビル圧縮加工方向

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｃｒ：０．１２〜０．１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分組成を有し、フェライト分率ｆα（面積％）が、下記（１）式：
   ６０≦ｆα≦１００−４５．５Ｃ ・・・・・・・・・（１）
   但し、ＣはＣ含有量であって、０．３０％≦Ｃ≦０．５５％
   を満たすフェライトと、残部のパーライトからなるフェライト−パーライト複相組織を有し、平均フェライト粒径が２．５〜４．５μｍの範囲内にあることを特徴とする熱間圧延棒鋼線材。
2. 前記熱間圧延棒鋼線材の硬さがビッカース硬さで１９０〜２４０の範囲内にあることを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延棒鋼線材。
3. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｃｒ：０．１２〜０．１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片を８５０〜９５０℃の温度範囲内で再加熱し、引続き７５０〜８５０℃の温度範囲内で減面率Ｒが、Ｒ≧７０％となるように熱間加工を施した後、得られた加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却することを特徴とする熱間圧延棒鋼線材の製造方法。
4. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０６５％、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｃｒ：０．１２〜０．１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片を再加熱して仕上がり温度が９００〜９５０℃の範囲内で熱間加工し、引続き７５０〜８５０℃の温度範囲内で減面率Ｒが、Ｒ≧７０％となるように熱間加工を施した後、得られた加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却することを特徴とする熱間圧延棒鋼線材の製造方法。
5. 加工材を５００℃以下の温度まで冷却するに際して、５００℃までの平均冷却速度を３〜１５℃／ｓｅｃの範囲内で冷却する過程で、更にＡｒ_３以下且つパーライト変態開始温度以上の温度範囲内で恒温保持処理することを特徴とする請求項３又は４に記載の熱間圧延棒鋼線材の製造方法。