JP6819198B2 - Rolled bar for cold forged tempered products - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延されたまま（圧延まま材）の棒鋼又は線材である圧延棒線に関し、さらに詳しくは、冷間鍛造されて、かつ、調質処理された部品である冷間鍛造調質品用の圧延棒線に関する。 The present invention relates to a rolled bar wire which is a steel bar or a wire rod as it is hot-rolled (rolled material), and more specifically, a cold forged preparation which is a part which has been cold-forged and tempered. Regarding rolled rods for quality products.

近年、各種産業機械、自動車及び建築構造物の部品として用いられるシャフト及びボルト等の部品は、寸法精度や歩留まり、製造コストの観点から、冷間鍛造により製造される場合がある。このような冷間鍛造品は、冷間加工ままで使われたりもするが、より一層の高強度化が望まれる場合には、調質処理（焼入れ焼戻し処理）を行って高強度化が図られる。このような冷間鍛造品のうち、調質処理されたものを、本明細書では、冷間鍛造調質品という。 In recent years, parts such as shafts and bolts used as parts of various industrial machines, automobiles and building structures may be manufactured by cold forging from the viewpoint of dimensional accuracy, yield and manufacturing cost. Such cold forged products may be used as they are in cold working, but if further increase in strength is desired, tempering treatment (quenching and tempering treatment) is performed to increase the strength. Be done. Among such cold forged products, those that have been tempered are referred to as cold forged products in the present specification.

調質処理を行って高強度化を図る鋼材として、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）に規定された機械構造用合金鋼がある。機械構造用合金鋼はたとえば、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、及び、ニッケルクロムモリブデン鋼等である。これらの鋼材は、主に焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めるために、高価なＭｏ、Ｎｉを多く含有する。 As a steel material for which tempering treatment is performed to increase the strength, there is an alloy steel for machine structure specified in JIS G 4053 (2008). The alloy steel for machine structure is, for example, chrome steel, chrome molybdenum steel, nickel chrome molybdenum steel and the like. These steel materials contain a large amount of expensive Mo and Ni mainly in order to enhance hardenability and temper softening resistance.

近年、Ｍｏ、Ｎｉ等の合金元素の価格が高騰しており、需給環境も変動しやすくなっている。そのため、これらの合金元素を低減、又は省略して鋼材コストを抑えつつ、冷間鍛造品に求められる、疲労特性や耐水素脆化特性といった機械特性に優れる鋼材が求められている。 In recent years, the prices of alloying elements such as Mo and Ni have soared, and the supply and demand environment is liable to fluctuate. Therefore, there is a demand for steel materials having excellent mechanical properties such as fatigue characteristics and hydrogen embrittlement resistance, which are required for cold forged products, while reducing or omitting these alloying elements to reduce the cost of steel materials.

そこで、Ｍｏ及びＶ等の合金元素に代えて、ボロン（Ｂ）を含有した鋼（Ｂ含有鋼）が普及している。Ｂは、ＭｏやＶ等の合金元素と同様に、鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｂ含有鋼を冷間鍛造及び調質処理して、引張強さが１０００ＭＰａ以上の冷間鍛造調質品（たとえばボルト）として使用した場合、耐水素脆化特性が低い場合がある。したがって、耐水素脆化特性に優れたＢ含有鋼が求められている。Ｂ含有鋼はさらに、上述のとおり冷間鍛造により部品（ボルト等）となるため、優れた冷間加工性も求められる。 Therefore, steel containing boron (B) (B-containing steel) has become widespread in place of alloying elements such as Mo and V. B enhances the hardenability of steel as well as alloying elements such as Mo and V. However, when the B-containing steel is cold forged and tempered and used as a cold forged tempered product (for example, a bolt) having a tensile strength of 1000 MPa or more, the hydrogen embrittlement resistance may be low. Therefore, a B-containing steel having excellent hydrogen embrittlement resistance is required. Further, since the B-containing steel becomes a part (bolt or the like) by cold forging as described above, excellent cold workability is also required.

疲労強度、耐水素脆化特性、又は、冷間加工性に優れたＢ含有鋼が、特開２０１２−１６２７９８号公報（特許文献１）、特開平９−１０４９４５号公報（特許文献２）、特開２０１３−２２７６０２号公報（特許文献３）、及び、特開２００１−２３４２７７号公報（特許文献４）に提案されている。 B-containing steels having excellent fatigue strength, hydrogen embrittlement resistance, or cold workability are described in JP-A-2012-162798 (Patent Document 1), JP-A-9-104945 (Patent Document 2), It is proposed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-227602 (Patent Document 3) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-234277 (Patent Document 4).

特許文献１では、耐遅れ破壊性（耐水素脆化特性）に優れたボルト用鋼を提案する。この文献に開示されたボルト用鋼は、Ｃ：０．２０〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％及びＮ：０．００２〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０〜３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であり、フェライト・パーライト組織であることを特徴とする。 Patent Document 1 proposes a steel for bolts having excellent delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance). The bolt steel disclosed in this document has C: 0.25 to less than 0.40%, Si: 0.25 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.0%, P: 0.03. % Or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.05 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.50%, Cu: 1.0% or less, Al: 0.01 to 0.10 %, Ti: 0.01-0.1%, B: 0.0003-0.0050% and N: 0.002-0.010%, further selected from the group consisting of Cu, Ni and Cr. A total of 0.10 to 3.0% of one or more of these is contained, the balance is composed of iron and unavoidable impurities, and the ratio of the Si content [Si] to the C content [C] ([Si]. ] / [C]) is 1.0 or more, and is characterized by having a ferrite pearlite structure.

特許文献２では、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼を提案する。この文献に開示されたボルト用鋼は、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。 Patent Document 2 proposes a steel for bolts having excellent cold workability and delayed fracture resistance. The bolt steels disclosed in this document include C: 0.15 to 0.35%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.3 to 1.3%, P: 0.01% or less, S. : 0.01% or less, Cr: less than 0.5%, Ti: 0.01 to 0.10%, Al: 0.01 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.003%, and the balance : Fe and unavoidable impurities, and satisfying the following equation 0.50 ≦ [C] + 0.15 [Si] + 0.2 [Mn] + 0.11 [Cr] ≦ 0.60.

特許文献３では、球状化焼鈍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を提案する。この文献に開示された機械構造用鋼は、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０５％、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（ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］＋０．１１×［Ｃｒ］）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。 Patent Document 3 proposes a steel for mechanical structure for cold working, which can realize sufficient softening by subjecting it to a spheroidizing annealing treatment. The mechanical structural steel disclosed in this document has C: 0.2 to 0.6%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1.5%, P: 0.03. % Or less, S: 0.001 to 0.05%, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.015% or less, and Cr: more than 0.5%, 2.0% or less. The balance is iron and unavoidable impurities, the metal structure has pearlite and proeutectoid ferrite, the total area ratio of pearlite and proeutectoid ferrite to the entire structure is 90% or more, and the area ratio of proeutectoid ferrite is A. However, Ae = (0.8-Ceq) × 96.75 (however, Ceq = [C] +0.1 × [Si] +0.06 × [Mn] +0.11 × [Cr]) and A> Ae The average particle size of ferrite in pearlite is 15 to 25 μm.

特許文献４では、疲労特性に優れた高強度鋼を提案する。この文献に開示された高強度鋼は、Ｃ：０．２〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭素等量Ｃｅｑ（ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／１５＋［Ｍｎ］／１０＋［Ｃｒ］／１１＋［Ｍｏ］／７＋［Ｖ］／５＋［Ｎｉ］／４５＋［Ｃｕ］／４５）が０．８％以上であり、且つ室温から５００℃に加熱する際に放出される水素量が０．３ｐｐｍ以下である。 Patent Document 4 proposes a high-strength steel having excellent fatigue characteristics. The high-strength steel disclosed in this document contains C: 0.2 to 1.3%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.2 to 3.0%, and the balance is Fe. And unavoidable impurities, carbon equivalent Ceq (however, Ceq = [C] + [Si] / 15 + [Mn] / 10 + [Cr] / 11 + [Mo] / 7 + [V] / 5 + [Ni] / 45+ [Cu] / 45) is 0.8% or more, and the amount of hydrogen released when heating from room temperature to 500 ° C. is 0.3 ppm or less.

特開２０１２−１６２７９８号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-162798 特開平９−１０４９４５号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 9-104945 特開２０１３−２２７６０２号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-227602 特開２００１−２３４２７７号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-234277

“Ｅｌｅｍｅｎｔｓ ｏｆ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａｌｌｏｙｓ”， ｅｄ．ｂｙ Ｆ．Ｃ．Ｃａｍｐｂｅｌｌ，ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐａｒｋ，２００８，ｐｐ１８５−１９１．"Elements of Metallurgy and Engineering Alloys", ed. by F. C. Campbell, ASM International, Materials Park, 2008, pp185-191.

特許文献１に開示された鋼では、Ｓｉ含有量をＣ含有量よりも高めて、マトリクスの強度をＳｉの固溶強化で確保しつつ、耐遅れ破壊性を向上する。しかしながら、高価なＮｉが必須元素となっているので、鋼材コストが高くなる。 In the steel disclosed in Patent Document 1, the Si content is made higher than the C content, the strength of the matrix is ensured by solid solution strengthening of Si, and the delayed fracture resistance is improved. However, since expensive Ni is an essential element, the cost of steel materials is high.

特許文献２に開示された鋼では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒの総量の下限と上限とを規定して、冷間加工性を維持できる圧延材の強度と、調質処理後に所望の強度が得られる圧延材の強度とを規定する。しかしながら、鋼のＣｒ含有量及びＳｉ含有量が低いため、焼入れ性や、焼戻し後の軟化抵抗が低い場合がある。 In the steel disclosed in Patent Document 2, the lower and upper limits of the total amount of C, Si, Mn, and Cr are defined, and the strength of the rolled material capable of maintaining cold workability and the desired strength after tempering treatment. The strength of the rolled material to be obtained is specified. However, since the Cr content and Si content of steel are low, hardenability and softening resistance after tempering may be low.

特許文献３に開示された鋼では、平衡状態を仮定して初析フェライトの面積率を推定し、それが既定の値以上になるようにして、冷間加工性の改善を図る。しかしながら、実際の製造工程は連続冷却であり、冷却速度も製造条件によって種々変化する。したがって、実操業において、冷間加工性が十分に得られない場合がある。 In the steel disclosed in Patent Document 3, the area ratio of proeutectoid ferrite is estimated assuming an equilibrium state, and the area ratio is set to be equal to or higher than a predetermined value to improve cold workability. However, the actual manufacturing process is continuous cooling, and the cooling rate also varies depending on the manufacturing conditions. Therefore, in actual operation, cold workability may not be sufficiently obtained.

特許文献４に開示された鋼では、炭素等量Ｃｅｑの下限を規定するとともに、鋼材を室温から５００℃まで加熱したときに放出される、鋼中に含まれていた水素含有量を０．３ｐｐｍ以下にする。これにより、疲労特性の向上を図る。しかしながら、冷間加工性を確保する方法については開示されておらず、さらに、冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性についても開示がない。 In the steel disclosed in Patent Document 4, the lower limit of the carbon equivalent Ceq is defined, and the hydrogen content contained in the steel released when the steel material is heated from room temperature to 500 ° C. is 0.3 ppm. It is as follows. This will improve the fatigue characteristics. However, the method for ensuring cold workability is not disclosed, and further, the hydrogen embrittlement resistance property of the cold forged tempered product is not disclosed.

本発明の目的は、優れた冷間加工性を有し、冷間鍛造及び調質処理された場合、高い強度及び優れた耐水素脆化特性を有する冷間鍛造調質品用圧延棒線を提供することである。 An object of the present invention is to obtain a rolled bar for a cold forged tempered product, which has excellent cold workability and, when cold forged and tempered, has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance. Is to provide.

本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１５％未満、Ｃｒ：０．７０〜１．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．００５％、及び、Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、上記式における元素記号は、それぞれ対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention has a mass% of C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.35 to 1.5%, and Mn: 0.20 to 0.40. %, P: less than 0.020%, S: less than 0.015%, Cr: 0.70 to 1.45%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.01 to 0.05% , B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0020 to 0.0080%, O: 0.0020% or less, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.30%, Mo : 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, Nb: 0 to 0.05%, Ca: 0 to 0.005%, and Mg: 0 to 0.005%, the balance Is composed of Fe and impurities and has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), and the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and pearlite and has a tensile strength of 700 MPa or less.
0.50 ≦ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ≦ 0.85 (1)
Si / Mn> 1.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the above formula.

本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、優れた冷間加工性を有し、冷間鍛造及び調質処理された場合、高い強度及び優れた耐水素脆化特性を有する。 The rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention has excellent cold workability, and has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when cold forged and tempered.

図１は、実施例の小野式回転曲げ疲労試験で用いた、試験片の側面図である。FIG. 1 is a side view of a test piece used in the Ono-type rotary bending fatigue test of the example. 図２は、実施例の耐水素脆化特性評価試験で用いた、環状Ｖノッチ試験片の側面図である。FIG. 2 is a side view of the annular V-notch test piece used in the hydrogen embrittlement resistance evaluation test of the example.

本発明者らは、上記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、次の知見を得た。 The present inventors have conducted various studies in order to solve the above problems. As a result, the present inventors obtained the following findings.

（Ａ）冷間加工性を保ちながら、焼入れ性を確保し、かつ鋼材コストを抑えるためには、クロム鋼（ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）で規定された記号「ＳＣｒ」）をベースにするのが好ましい。しかしながら、上記ＪＩＳ規格で規定された機械構造用合金鋼の成分規格では、耐水素脆化特性が低い。 (A) In order to secure hardenability and reduce steel cost while maintaining cold workability, it is recommended to use chrome steel (symbol "SCr" specified in JIS G 4053 (2008)) as a base. preferable. However, the composition standard of alloy steel for machine structure defined by the above JIS standard has low hydrogen embrittlement resistance.

（Ｂ）冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性を高めるためには、製造工程中の焼戻し温度を高めることが有効である。しかしながら、焼戻し温度を高めると、焼戻し軟化が生じる。焼戻し軟化抵抗を高めるためには、Ｓｉ含有量を上記機械構造用合金鋼の成分規格よりも高めることが有効である。また、鋼中のＭｎはＰの粒界偏析を助長して、粒界破壊を促進する。したがって、Ｍｎ含有量を上記機械構造用合金鋼の成分規格よりも低くすることが有効である。 (B) In order to enhance the hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product, it is effective to raise the tempering temperature during the manufacturing process. However, when the tempering temperature is increased, tempering softening occurs. In order to increase the temper softening resistance, it is effective to increase the Si content more than the component standard of the above-mentioned alloy steel for machine structure. Further, Mn in the steel promotes grain boundary segregation of P and promotes grain boundary fracture. Therefore, it is effective to make the Mn content lower than the composition standard of the above-mentioned alloy steel for machine structure.

（Ｃ）冷間鍛造調質品の引張強度を１０００〜１３００ＭＰａといった高強度とし、かつ、高い疲労強度を得るためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、冷間鍛造調質品の素材となる圧延棒線の冷間加工性が低下する。この場合、圧延棒線に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、圧延棒線の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、上記高強度及び高い疲労強度が得られる焼入れ性を有する圧延棒線が望ましい。 (C) Sufficient hardenability is required in order to obtain a high tensile strength of 1000 to 1300 MPa and a high fatigue strength of the cold forged tempered product. However, if the hardenability is too high, the cold workability of the rolled bar, which is the material of the cold forged tempered product, is lowered. In this case, a long-term softening heat treatment for the purpose of softening the rolled bar must be carried out a plurality of times before the rolled bar is subjected to cold working such as drawing and cold forging. Therefore, the manufacturing cost is high even if a large amount of alloying elements such as Mo and V are not contained. Therefore, it is desirable to use a rolled bar wire which can be cold-worked without performing a long-time softening heat treatment a plurality of times and has a hardenability to obtain the above-mentioned high strength and high fatigue strength.

そこで、本発明による圧延棒線は、焼入れ性を確保しつつ、冷間加工性を維持するために、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 Therefore, the rolled bar according to the present invention satisfies the formula (1) in order to maintain the cold workability while ensuring the hardenability.
0.50 ≦ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ≦ 0.85 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２と定義する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒはいずれも、焼入れ性を高める元素である。したがって、ｆｎ１は、焼入れ性及び冷間加工性の指標となる。 It is defined as fn1 = C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22. C, Si, Mn, and Cr are all elements that enhance hardenability. Therefore, fn1 is an index of hardenability and cold workability.

ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られない。この場合、冷間鍛造調質品において、高い引張強度及び高い疲労強度が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、圧延棒線の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、ビレットを仕上げ圧延して圧延棒線を製造するとき、鋼中にベイナイトが生成して、強度及び硬さが高まり、冷間加工性が低下する。この場合、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。 If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained. In this case, high tensile strength and high fatigue strength cannot be obtained in the cold forged tempered product. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability of the rolled bar is too high. In this case, when the billet is finish-rolled to produce a rolled bar, bainite is formed in the steel, the strength and hardness are increased, and the cold workability is lowered. In this case, sufficient cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the wire drawing step and the cold forging step of the next step.

ｆｎ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性及び疲労強度を得つつ、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。 If fn1 satisfies the formula (1), sufficient cold workability can be obtained without performing a long-term softening heat treatment a plurality of times while obtaining excellent hardenability and fatigue strength.

（Ｄ）冷間鍛造調質品の疲労強度及び耐水素脆化特性を高めるためには、鋼中の介在物を少なくする、又は、介在物を微細化するのが有効である。Ｃｒ含有量が１％程度の鋼の場合、鋼中のＳｉ含有量のＭｎ含有量に対する比を１よりも大きくすれば、つまり、式（２）が満たされれば、介在物が軟質なＭｎＯ−ＳｉＯ_２となる。この介在物は、圧延中にガラス化して延伸及び分断され、微細化される。そのため、疲労強度を低下する粗大な介在物が減少し、疲労強度が高まり、かつ、耐水素脆化特性が向上する。
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 (D) In order to enhance the fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product, it is effective to reduce the inclusions in the steel or to make the inclusions finer. In the case of a steel having a Cr content of about 1%, if the ratio of the Si content in the steel to the Mn content is made larger than 1, that is, if the formula (2) is satisfied, the inclusions are soft MnO-. It becomes SiO ₂ . The inclusions are vitrified during rolling, stretched and fragmented, and refined. Therefore, the coarse inclusions that reduce the fatigue strength are reduced, the fatigue strength is increased, and the hydrogen embrittlement resistance is improved.
Si / Mn> 1.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).

以上の知見に基づいて完成した本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０１５％未満、Ｃｒ：０．７０〜１．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．００５％、及び、Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）における各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention completed based on the above findings has a mass% of C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.35 to 1.5%, and Mn. : 0.25 to 0.40%, P: less than 0.020%, S: less than 0.015%, Cr: 0.70 to 1.45%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.01 to 0.05%, B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0020 to 0.0080%, O: 0.0020% or less, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.30%, Mo: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, Nb: 0 to 0.05%, Ca: 0 to 0.005%, and Mg: 0 to 0 It contains .005%, the balance is composed of Fe and impurities, has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), and the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and pearlite, and has a tensile strength of 700 MPa or less. Have.
0.50 ≦ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ≦ 0.85 (1)
Si / Mn> 1.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).

ここで、冷間鍛造調質品とは、冷間鍛造され、調質処理（焼入れ及び焼戻し）された部品を意味する。また、圧延棒線とは、熱間圧延まま（いわゆるアズロール材）の棒鋼又は線材を意味する。 Here, the cold forged tempered product means a part that has been cold forged and tempered (quenched and tempered). Further, the rolled bar wire means a steel bar or a wire rod as it is hot-rolled (so-called azuroll material).

上記化学組成は、Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．００５〜０．０５％、及び、Ｖ：０．００５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。 The chemical composition is Cu: 0.02 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.30%, Mo: 0.005 to 0.05%, and V: 0.005 to 0.05%. It may contain one or more selected from the group consisting of.

上記化学組成は、Ｎｂ：０．００１５〜０．０５％を含有してもよい。 The chemical composition may contain Nb: 0.0015 to 0.05%.

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及び、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。 The chemical composition may contain one or two selected from the group consisting of Ca: 0.0005 to 0.005% and Mg: 0.0005 to 0.005%.

上述の冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法は、分塊圧延工程と、仕上げ圧延工程とを備える。分塊圧延工程は、上述の化学組成を有する素材を１２００℃以上の温度に加熱した後、分塊圧延を実施してビレットを製造する。仕上げ圧延工程は、ビレットを１０５０℃以下の温度に加熱した後、仕上げ圧延を実施して圧延棒線を製造する。仕上げ圧延工程は、ビレットの温度が７５０〜８５０℃の範囲において、式（３）で定義される加工速度Ｚを５〜１５／秒としてビレットを仕上げ圧延して圧延棒線を製造する工程と、圧延完了直後から５００℃までの冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として、圧延棒線冷却する工程とを含む。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
ここで、式（３）中のＲは仕上げ圧延での断面減少率（％）であり、式（４）で定義される。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
Ｒ＝（Ａ_０−Ａ）／Ａ_０ （４）
式（４）中のＡ_０は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ^２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の圧延棒線の断面積（ｍｍ^２）である。 The above-mentioned method for manufacturing a rolled bar for a cold forged tempered product includes a slabbing rolling step and a finishing rolling step. In the lump-rolling step, a material having the above-mentioned chemical composition is heated to a temperature of 1200 ° C. or higher, and then lump-rolling is performed to produce billets. In the finish rolling step, the billet is heated to a temperature of 1050 ° C. or lower, and then finish rolling is performed to produce a rolled bar. The finish rolling step includes a step of finishing rolling the billet in a billet temperature range of 750 to 850 ° C. and a machining speed Z defined by the formula (3) of 5 to 15 / sec to manufacture a rolled bar. It includes a step of cooling the rolling rods at a cooling rate of 0.2 to 5.0 ° C./sec from immediately after the completion of rolling to 500 ° C.
Z = -ln (1-R) / t (3)
Here, R in the formula (3) is the cross-sectional reduction rate (%) in the finish rolling, and is defined by the formula (4). t is the finish rolling time (seconds).
R = (A ₀ −A) / A ₀ (4)
A ₀ in the formula (4) is the cross-sectional area (mm ² ) of the billet before finish rolling, and A is the cross-sectional area (mm ² ) of the rolled bar after finish rolling.

以下、本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。 Hereinafter, the rolled bar wire for cold forged tempered products according to the present invention will be described in detail. Unless otherwise specified, "%" for an element means mass%.

［化学組成］
本発明の冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical composition]
The chemical composition of the rolled bar wire for cold forged tempered products of the present invention contains the following elements.

Ｃ：０．２２〜０．４０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．２２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えれば、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２２〜０．４０％である。焼入れ性をさらに高める場合のＣ含有量の好ましい下限は０．２６％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２６％である。冷間加工性をさらに高める場合のＣ含有量の好ましい上限は０．３５％である。 C: 0.22 to 0.40%
Carbon (C) increases the strength of steel. If the C content is less than 0.22%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the cold workability of the steel material is lowered. Therefore, the C content is 0.22 to 0.40%. The preferable lower limit of the C content when further enhancing the hardenability is 0.26%. The lower limit of the C content is preferably 0.24%, more preferably 0.26%. The preferable upper limit of the C content when further enhancing the cold workability is 0.35%.

Ｓｉ：０．３５〜１．５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、フェライトに固溶して鋼材を強化する。Ｓｉはさらに、セメンタイトの析出を抑制し、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。 Si: 0.35-1.5%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si is further dissolved in ferrite to reinforce the steel material. Si further suppresses the precipitation of cementite and enhances the temper softening resistance of the steel material.

Ｓｉはさらに、次の効果を有する。脱酸生成物のＭｎＯ−ＳｉＯ_２の融点は１２５０℃程度と低い。そのため、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２は凝固前の溶湯中では液体であり、凝固後に、ガラス化した軟質の介在物となる。ＭｎＯ−ＳｉＯ_２は、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化する。このため、疲労強度及び耐水素脆化特性を阻害する粗大介在物が低減し、疲労強度及び耐水素脆化特性が高まる。 Si further has the following effects. The melting point of MnO-SiO ₂ of the deoxidized product is as low as about 1250 ° C. Therefore, MnO-SiO ₂ is a liquid in the molten metal before solidification, and becomes a vitrified soft inclusion after solidification. MnO-SiO ₂ is stretched and divided during hot rolling to be miniaturized. Therefore, coarse inclusions that hinder fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance are reduced, and fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance are enhanced.

適正なＭｎＯ−ＳｉＯ_２を生成し、かつ、調質処理後の焼戻し軟化抵抗を高めるためには、ＪＩＳ規格のクロム鋼で規定されているＳｉ含有量（０．１５〜０．３５％）では不十分である。具体的には、Ｓｉ含有量が０．３５％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えれば、鋼材の強度が高くなりすぎて、冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３５〜１．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３６％であり、さらに好ましくは０．３８％である。冷間加工性をさらに高める場合、Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％未満である。 In order to generate appropriate MnO-SiO ₂ and increase the temper softening resistance after tempering treatment, the Si content (0.15 to 0.35%) specified by JIS standard chrome steel is used. Insufficient. Specifically, if the Si content is less than 0.35%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the strength of the steel material becomes too high and the cold workability deteriorates. Therefore, the Si content is 0.35 to 1.5%. The lower limit of the Si content is preferably 0.36%, more preferably 0.38%. When the cold workability is further improved, the preferable upper limit of the Si content is less than 1.0%.

Ｍｎ：０．２０〜０．４０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高めたり、靭性を高める。Ｍｎ含有量が０．２０％未満である場合、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、調質処理を実施した場合に、Ｍｎが粒界に偏析して粒界破壊を助長する場合がある。さらに、適正なＭｎＯ−ＳｉＯ_２が得られにくい。そのため、耐水素脆化特性が低下する。ＪＩＳ規格のクロム鋼で規定されているＭｎ含有量（０．６０〜０．８５％）では、偏析による粒界破壊を抑制しにくく、適正なＭｎＯ−ＳｉＯ_２が得られにくい。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、好ましい上限は０．３５％である。 Mn: 0.25 to 0.40%
Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel materials and enhances toughness. If the Mn content is less than 0.20%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, Mn may segregate at the grain boundaries and promote grain boundary fracture when the tempering treatment is performed. Further, it is difficult to obtain an appropriate MnO-SiO ₂ . Therefore, the hydrogen embrittlement resistance is lowered. With the Mn content (0.60 to 0.85%) specified for JIS standard chromium steel, it is difficult to suppress grain boundary fracture due to segregation, and it is difficult to obtain appropriate MnO-SiO ₂ . Therefore, the Mn content is 0.25 to 0.40%. The preferred lower limit of the Mn content is 0.22%, and the preferred upper limit is 0.35%.

Ｐ：０．０２０％未満
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析しやすく、調質処理後、焼き割れや粒界破壊の原因となる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１０％未満である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。 P: less than 0.020% Phosphorus (P) is an impurity. P tends to segregate at the austenite grain boundaries, which causes burn cracks and grain boundary fractures after the tempering treatment. Therefore, the P content is less than 0.020%. The preferred upper limit of the P content is less than 0.010%. It is preferable that the P content is as low as possible.

Ｓ：０．０１５％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して冷間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％未満である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。 S: Less than 0.015% Sulfur (S) is an impurity. S forms sulfide and lowers cold workability. Therefore, the S content is less than 0.015%. It is preferable that the S content is as low as possible.

Ｃｒ：０．７０〜１．４５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。Ｃｒ含有量が０．７０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて熱間圧延後の冷却中にベイナイトが生成する。この場合、鋼の強度が過剰に高くなり、圧延棒線の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０〜１．４５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、好ましい上限は１．２０％である。 Cr: 0.70 to 1.45%
Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel materials. If the Cr content is less than 0.70%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.45%, the hardenability becomes too high and bainite is formed during cooling after hot rolling. In this case, the strength of the steel becomes excessively high, and the cold workability of the rolled bar wire decreases. Therefore, the Cr content is 0.70 to 1.45%. The preferred lower limit of the Cr content is 0.90%, and the preferred upper limit is 1.20%.

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、Ｎを固定する。Ａｌはさらに、ＡｌＮ粒子のピンニング効果により、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、Ａｌ_２Ｏ_３が過剰に生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。冷間加工性を高める場合、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼中に含有する全Ａｌ量を意味する。 Al: 0.005 to 0.060%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further combines with N to form AlN and immobilizes N. Al further suppresses the coarsening of austenite particles during heating due to the pinning effect of AlN particles. If the Al content is less than 0.005%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.060%, Al ₂ O ₃ is excessively generated and the cold workability is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.060%. When improving the cold workability, the preferable upper limit of the Al content is 0.050%, and more preferably 0.045%. In the chemical composition of the rolled bar wire for cold forged tempered products according to the present invention, the Al content means the total Al content contained in the steel.

Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、Ｎを固定する。Ｔｉはさらに、ＴｉＮ粒子のピンニング効果により、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ含有量が０．０１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えれば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）が多く析出して、鋼材の強度が過剰に高くなる。この場合、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。 Ti: 0.01-0.05%
Titanium (Ti) combines with N to form TiN and fixes N. Ti further suppresses the coarsening of austenite particles during heating due to the pinning effect of TiN particles. If the Ti content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.05%, a large amount of Ti (C, N) is precipitated, and the strength of the steel material becomes excessively high. In this case, the cold workability of the steel is reduced. Therefore, the Ti content is 0.01-0.05%. The preferable lower limit of the Ti content is 0.015%. The preferred upper limit of the Ti content is 0.045%.

Ｂ：０．０００３〜０．００４０％
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、鋼の耐水素脆化特性を高める。Ｂ含有量が０．０００３％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して冷間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂが固溶Ｎと結合してＢＮを形成する場合、固溶Ｂ量が低下するため、焼入れ性が低下する。固溶Ｂ量を十分に確保し、焼入れ性をさらに高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。冷間加工性及び靭性の低下をさらに抑制するためのＢ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。 B: 0.0003 to 0.0040%
Boron (B) enhances the hardenability of steel. B further suppresses the grain boundary segregation of P and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If the B content is less than 0.0003%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0040%, the effect of improving hardenability is saturated. Further, coarse BN is generated and cold workability and toughness are lowered. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0040%. When B combines with solid solution N to form BN, the amount of solid solution B decreases, so that hardenability decreases. The preferable lower limit of the B content for ensuring a sufficient solid solution B amount and further enhancing the hardenability is 0.0005%, more preferably 0.0010%. The preferable upper limit of the B content for further suppressing the decrease in cold workability and toughness is 0.0030%, more preferably 0.0025%.

Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）は、鋼中のＡｌやＴｉと結合して窒化物を生成し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が０．００２０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、ＢＮが過剰に生成し、固溶Ｂ量が低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２２％である。焼入れ性をさらに高めるためのＮ含有量の好ましい上限は０．００７０％未満であり、さらに好ましくは０．００６０％である。 N: 0.0020 to 0.0080%
Nitrogen (N) combines with Al and Ti in steel to form nitrides and suppresses the coarsening of austenite grains during heating. If the N content is less than 0.0020%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.0080%, BN is excessively generated and the solid solution B amount decreases. In this case, the hardenability of steel is reduced. Therefore, the N content is 0.0020 to 0.0080%. The preferable lower limit of the N content is 0.0022%. The preferred upper limit of the N content for further enhancing hardenability is less than 0.0070%, more preferably 0.0060%.

Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して冷間加工性を低下する。Ｏ含有量が０．００２０％を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、ＭｎＳが粗大化して、冷間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。 O: 0.0020% or less Oxygen (O) is an impurity. O forms an oxide and lowers cold workability. If the O content exceeds 0.0020%, a large amount of oxides are generated, MnS is coarsened, and cold workability is remarkably lowered. Therefore, the O content is 0.0020% or less. The preferred upper limit of the O content is 0.0018%. The O content is preferably as low as possible.

本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記圧延棒線を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The balance of the chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention consists of Fe and impurities. Here, the impurities are those mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as a raw material when the rolled bar wire is industrially manufactured, and are allowed as long as they do not adversely affect the present invention. Means what is done.

［任意元素について］
上述の冷間鍛造調質品用圧延棒線はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。 [About arbitrary elements]
The above-mentioned rolled bar for cold forged tempered products may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, and V instead of a part of Fe. .. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of steel.

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながらＣｕ含有量が０．５０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイトが生成しやすくなる。この場合、冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。冷間加工性を高める場合、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。 Cu: 0 to 0.50%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu enhances the hardenability of steel. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the hardenability becomes too high and bainite is likely to be produced. In this case, the cold workability is lowered. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%. The preferable lower limit of the Cu content for effectively obtaining the above effect is 0.02%, more preferably 0.05%. When improving the cold workability, the upper limit of the Cu content is preferably 0.30%, more preferably 0.20%.

Ｎｉ：０〜０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、さらに、粒界強度も高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、その効果が飽和し、鋼材コストも高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。上記効果を有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。冷間加工性を高める場合、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。 Ni: 0 to 0.30%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni enhances the hardenability of steel and also enhances the grain boundary strength. However, if the Ni content exceeds 0.30%, the effect is saturated and the steel material cost increases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%. The preferable lower limit of the Ni content for effectively obtaining the above effect is 0.01%, and more preferably 0.03%. When improving the cold workability, the upper limit of the Ni content is preferably 0.20%, more preferably 0.10%.

Ｍｏ：０〜０．０５％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて、ベイナイト及びマルテンサイトが生成しやすくなる。この場合、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。 Mo: 0-0.05%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo enhances the hardenability of steel. However, if the Mo content exceeds 0.05%, the hardenability becomes too high, and bainite and martensite are likely to be produced. In this case, the cold workability of the steel is reduced. Therefore, the Mo content is 0 to 0.05%. The preferable lower limit of the Mo content for effectively obtaining the above effect is 0.005%. The preferred upper limit of the Mo content is 0.03%, more preferably 0.02%.

Ｖ：０〜０．０５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％を超えれば、炭化物等が粗大化して冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％である。冷間加工性を高める場合、Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。 V: 0-0.05%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V enhances the hardenability of steel. V further forms carbides, nitrides or carbonitrides to increase the strength of the steel. However, if the V content exceeds 0.05%, carbides and the like become coarse and the cold workability is lowered. Therefore, the V content is 0 to 0.05%. The preferable lower limit of the V content for effectively obtaining the above effect is 0.005%. When enhancing the cold workability, the upper limit of the V content is preferably 0.03%, more preferably 0.02%.

本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。 The chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention may further contain Nb instead of a part of Fe.

Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂ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し、結晶粒を微細化する。Ｎｂはさらに、本発明の圧延棒線を用いて製造した冷間鍛造調質品の耐水素脆化特性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えれば、粗大な炭化物等が生成して圧延棒線の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。上記効果を有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。 Nb: 0-0.05%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with C and N to form carbides, nitrides or carbonitrides, which refine the grains. Nb further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product produced by using the rolled bar wire of the present invention. However, if the Nb content exceeds 0.05%, coarse carbides and the like are generated, and the cold workability of the rolled bar is lowered. Therefore, the Nb content is 0 to 0.05%. The preferable lower limit of the Nb content for effectively obtaining the above effect is 0.0015%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.04%, more preferably 0.03%.

本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の異方性を低減し、冷間加工性を向上させる。 The chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention may further contain one or more selected from the group consisting of Ca and Mg instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements, which reduce the anisotropy of the steel material and improve the cold workability.

Ｃａ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、ＣａＳ又は（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを生成して、ＭｎＳを球状化する。これにより、鋼材の異方性を低減し、さらに、冷間加工性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５％を超えれば、その効果が飽和し、さらに、鋼材コストも高くなる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％である。上記効果を有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。 Ca: 0 to 0.005%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca produces CaS or (Mn, Ca) S to spheroidize MnS. This reduces the anisotropy of the steel material and further enhances the cold workability. However, if the Ca content exceeds 0.005%, the effect is saturated and the steel material cost is also high. Therefore, the Ca content is 0 to 0.005%. The preferable lower limit of the Ca content for effectively obtaining the above effect is 0.0005%, and more preferably 0.0010%. The preferred upper limit of the Ca content is 0.004%, more preferably 0.003%.

Ｍｇ：０〜０．００５％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、炭化物や硫化物を生成してＭｎＳの晶出核として働き、ＭｎＳを均一かつ微細な分散を促進する。さらに、ＭｇＯを含有するＭｎＳは変形能が低く、延伸しにくい。そのため、鋼材の異方性が低減し、冷間間加工性が高まる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えれば、過剰なＭｇＯが生成し、鋼材の被削性を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００５％である。上記効果を有効に得るためのＭｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。 Mg: 0 to 0.005%
Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. When contained, Mg produces carbides and sulfides and acts as crystallized nuclei of MnS to promote uniform and fine dispersion of MnS. Further, MnS containing MgO has low deformability and is difficult to stretch. Therefore, the anisotropy of the steel material is reduced and the cold workability is improved. However, if the Mg content exceeds 0.005%, excess MgO is generated and the machinability of the steel material is lowered. Therefore, the Mg content is 0 to 0.005%. The preferable lower limit of the Mg content for effectively obtaining the above effect is 0.0005%, and more preferably 0.0010%. The preferred upper limit of the Mg content is 0.004%, more preferably 0.003%.

［式（１）について］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [About equation (1)]
The chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention further satisfies the formula (1).
0.50 ≦ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ≦ 0.85 (1)
The content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２は、鋼材の強度及び冷間加工性の指標である。ｆｎ１は鋼材の炭素当量を示す。ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、引張強度及び疲労強度が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、圧延棒線が圧延されたとき、ベイナイト及び／又はマルテンサイトが生成され、鋼の強度及び硬さが高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。この場合、圧延棒線を用いて次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程を実施する前に、圧延棒線に対して、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。ｆｎ１が０．５０〜０．８５であれば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。ｆｎ１の好ましい下限は０．５５である。ｆｎ１の好ましい上限は０．８０である。 fn1 = C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 is an index of the strength and cold workability of the steel material. fn1 indicates the carbon equivalent of the steel material. If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained, and tensile strength and fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability becomes too high. In this case, when the rolled bar is rolled, bainite and / or martensite is generated, the strength and hardness of the steel become too high, and the cold workability deteriorates. In this case, it is sufficient if the rolled bar is not subjected to a long-term softening heat treatment a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step are carried out using the rolled bar. Cold workability cannot be obtained. When fn1 is 0.50 to 0.85, sufficient cold workability can be obtained without performing long-term softening heat treatment while obtaining excellent hardenability. The preferable lower limit of fn1 is 0.55. The preferred upper limit of fn1 is 0.80.

［式（２）について］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [About equation (2)]
The chemical composition of the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention further satisfies the formula (2).
Si / Mn> 1.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (2).

ｆｎ２＝Ｓｉ／Ｍｎと定義する。Ｓｉ及びＭｎは、脱酸の過程でＭｎＯ−ＳｉＯ_２を生成する。ＭｎＯ−ＳｉＯ_２は、融点が１２５０℃程度である。そのため、凝固前の溶湯中では液体であるが、凝固後の鋼片中では固体となり、ガラス化した軟質の介在物となる。この介在物は、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化される。そのため、疲労強度が向上し、耐水素脆化特性が向上する。微細なＭｎＯ−ＳｉＯ_２を得るためには、ＳｉのＭｎに対する比率を適正に制御する必要がある。この指標がｆｎ２である。 It is defined as fn2 = Si / Mn. Si and Mn form MnO-SiO ₂ in the process of deoxidation. MnO-SiO ₂ has a melting point of about 1250 ° C. Therefore, it is liquid in the molten metal before solidification, but becomes solid in the steel pieces after solidification, and becomes vitrified soft inclusions. The inclusions are stretched and fragmented during hot rolling to be refined. Therefore, the fatigue strength is improved and the hydrogen embrittlement resistance is improved. In order to obtain fine MnO-SiO ₂ , it is necessary to appropriately control the ratio of Si to Mn. This index is fn2.

ｆｎ２が増加するほど、上記圧延棒線を用いて製造された冷間鍛造調質品の疲労強度及び耐水素脆化特性が高まる。そして、ｆｎ２が１．０を超えると、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５よりも顕著に耐水素脆化特性が優れる。したがって、式（２）に示すとおり、ｆｎ２＞１．０である。ｆｎ２の好ましい下限は１．２である。 As fn2 increases, the fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance of the cold forged tempered product produced by using the rolled bar wire increase. When fn2 exceeds 1.0, the hydrogen embrittlement resistance is remarkably superior to that of JIS standard SCM435. Therefore, as shown in the equation (2), fn2> 1.0. The preferable lower limit of fn2 is 1.2.

［マトリクス組織及び引張強度］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線のマトリクス組織は、初析フェライトとパーライトとからなる。本明細書でいう「マトリクス組織が初析フェライトとパーライトとからなる」とは、マトリクス組織において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が９０％以上であることを意味する。さらに、本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の引張強度は７００ＭＰａ以下である。 [Matrix structure and tensile strength]
The matrix structure of the rolled bar wire for cold forged tempered products according to the present invention is composed of proeutectoid ferrite and pearlite. The phrase "the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and pearlite" as used herein means that the total area ratio of proeutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure is 90% or more. Further, the tensile strength of the rolled bar for cold forged tempered products according to the present invention is 700 MPa or less.

上記マトリクス組織及び引張強度により、本発明の冷間鍛造調質品用圧延棒線は、優れた冷間加工性を有する。なお、引張強度の下限はとくに限定されないが、たとえば５００ＭＰａである。 Due to the above matrix structure and tensile strength, the rolled bar for cold forged tempered products of the present invention has excellent cold workability. The lower limit of the tensile strength is not particularly limited, but is, for example, 500 MPa.

マトリクス組織は次の方法で測定される。圧延棒線のＲ／２部（Ｒは棒線の中心軸から外周面までの距離）からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面のうち、圧延棒線の圧延方向に垂直な面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。 The matrix structure is measured by the following method. A sample is taken from the R / 2 part of the rolled bar (R is the distance from the central axis of the bar to the outer peripheral surface). Of the surface of the collected sample, the surface perpendicular to the rolling direction of the rolling bar is used as the observation surface. After polishing the observation surface, it is etched with 3% alcohol nitrate (Nital corrosive liquid). The etched observation surface is observed with a 500x optical microscope to generate a photographic image of an arbitrary five fields of view.

各視野において、初析フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野での初析フェライトの面積（μｍ²）と、パーライトの面積（μｍ²）とを求める。全ての視野での初析フェライトの面積とパーライトの面積との総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。 In each field of view, each phase of proeutectoid ferrite, pearlite, bainite, martensite, etc. has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is identified based on the contrast. Of the identified phase, obtains the area of pro-eutectoid ferrite in each field ([mu] m ^2), and area of perlite (μm ^2). The ratio of the sum of the area of proeutectoid ferrite and the area of pearlite in all fields of view to the total area of all fields of view is defined as the total area ratio (%) of proeutectoid ferrite and pearlite.

［圧延棒線の好ましい外径］
好ましくは、圧延棒線の直径は、臨界直径Ｄ_Ｃ以下である。ここで、臨界直径Ｄ_Ｃ（ｍｍ）は、以下の式（Ａ）で定義される。
Ｄ_Ｃ＝４×（０．７０Ｓｉ＋１．０）×（３．３３Ｍｎ＋１．０）×（２．１６Ｃｒ＋１．０） （Ａ）
ここで、各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [Preferable outer diameter of rolled bar]
Preferably, the diameter of the rolled bars are less critical diameter D _C. Here, the critical diameter _D C (mm) is defined by the following formula (A).
_{D C = 4 × (0.70Si +} 1.0) × (3.33Mn + 1.0) × (2.16Cr + 1.0) (A)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol.

焼入れ性の予測については、たとえば非特許文献１に記載されている。本発明と整合する鋼材の一例を想定する。Ｃ含有量が０．３％、オーステナイト粒の粒度番号がＮｏ．８の丸棒の基準直径Ｄ_Ｂは約０．１６５インチ（約４ｍｍ）である。ここで、基準直径Ｄ_Ｂとは、Ｃ含有量のみで得られる臨界直径（丸棒中心部が５０％マルテンサイトになる直径）を意味する。基準直径Ｄ_Ｂを利用して、臨界直径Ｄ_Ｃを定義する。 For example, Non-Patent Document 1 describes the prediction of hardenability. An example of a steel material consistent with the present invention is assumed. The C content is 0.3%, and the particle size number of the austenite grains is No. Reference diameter _{D B} of 8 round bar is about 0.165 inches (about 4 mm). Here, the reference diameter D _B, critical diameter obtained in C content only means (round bar central portion diameter is 50% martensite). Using the reference diameter _{D B,} defines the critical diameter _{D C.}

合金元素による焼入れ性の向上効果（焼入性倍数）を勘案した臨界直径Ｄ_Ｃは、Ｄ_Ｃ＝Ｄ_Ｂ×ｆ（Ｓｉ）×ｆ（Ｍｎ）×ｆ（Ｃｒ）、で表わされる。ここで、ｆ（Ｘ）は、合金元素Ｘの含有量Ｘの関数で、各合金元素に特有の焼入れ性倍数と呼ばれる。本発明では、非特許文献１に記載の数値を用いて、次の式で定義する。
ｆ（Ｓｉ）＝０．７０Ｓｉ＋１．０
ｆ（Ｍｎ）＝３．３３Ｍｎ＋１．０
ｆ（Ｃｒ）＝２．１６Ｃｒ＋１．０
したがって、本発明において、焼入れ性が確保された圧延棒線の臨界直径Ｄ_Ｃは、次の式（Ａ）で定義される。
Ｄ_Ｃ＝４×（０．７０Ｓｉ＋１．０）×（３．３３Ｍｎ＋１．０）×（２．１６Ｃｒ＋１．０） （Ａ） Critical diameter _{D C} that took into consideration the effect of improving the hardenability due to alloying elements (hardenability multiples) _{may, D C = D B × f} (Si) × f (Mn) × f (Cr), is expressed by the formula. Here, f (X) is a function of the content X of the alloying element X, and is called a hardenability multiple peculiar to each alloying element. In the present invention, the numerical values described in Non-Patent Document 1 are used and defined by the following equations.
f (Si) = 0.70Si + 1.0
f (Mn) = 3.33Mn + 1.0
f (Cr) = 2.16Cr + 1.0
Accordingly, in the present invention, the critical diameter D _C of the rolled bars which hardenability is ensured, is defined by the following formula (A).
_{D C = 4 × (0.70Si +} 1.0) × (3.33Mn + 1.0) × (2.16Cr + 1.0) (A)

圧延棒線の直径が臨界直径Ｄ_Ｃ以下であれば、さらに十分な焼入れ性が得られる。 If the diameter of the rolled bars are less critical diameter D _C, further sufficient hardenability can be obtained.

［製造方法］
［冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法］
本発明による冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法の一例について説明する。本実施形態の圧延棒線の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上げ圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。 [Production method]
[Manufacturing method of rolled bar for cold forged tempered products]
An example of a method for manufacturing a rolled bar for a cold forged tempered product according to the present invention will be described. The method for manufacturing a rolled bar of the present embodiment includes a step of manufacturing a billet (lump rolling step) and a step of rolling the manufactured billet into a bar (finish rolling step). Hereinafter, each step will be described in detail.

［分塊圧延工程］
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。 [Ingot rolling process]
First, a material having the above chemical composition is prepared. For example, the material is manufactured in the following way: A molten steel having the above-mentioned chemical composition is produced using a converter, an electric furnace, or the like. A slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel. Alternatively, an ingot is manufactured by the ingot method using molten steel.

準備された素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延機を用いて分塊圧延し、必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。連続圧延機では、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列されており、各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いて素材を圧延して、ビレットにする。 The prepared materials (slabs, ingots) are heated and then slab-rolled using a slabbing mill, and if necessary, slab-rolled and then further rolled by a continuous rolling mill to produce billets. In the continuous rolling mill, horizontal roll stands and vertical roll stands are alternately arranged in a row, and the material is rolled into billets using the hole molds formed in the rolling rolls of each stand.

分塊圧延前の素材の好ましい加熱温度は１２００℃以上である。加熱温度が１２００℃以上であれば、素材の凝固時に生成したＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＴｉＣといった粗大炭窒化物、炭化物が加熱時に固溶する。粗大な炭窒化物が抑制されるため、圧延棒線の冷間加工性が高まる。 The preferable heating temperature of the material before lump rolling is 1200 ° C. or higher. When the heating temperature is 1200 ° C. or higher, coarse carbonitrides and carbides such as Ti (C, N) and TiC generated during solidification of the material are solid-solved during heating. Since coarse carbonitride is suppressed, the cold workability of the rolled bar is improved.

［仕上げ圧延工程］
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、冷間鍛造調質品用圧延棒線を製造する。 [Finish rolling process]
The billets produced by the ingot rolling process are further hot-rolled to produce rolled bars for cold forged tempered products.

初めに、ビレットを加熱炉に装入して、加熱する。好ましい加熱温度は１０５０℃以下である。製品圧延時の加熱温度が高すぎれば、分塊圧延工程後に析出した微細な炭化物及び炭窒化物が再び固溶する。この場合、仕上げ圧延後の冷却時のフェライト変態時に、炭化物及び炭窒化物が整合析出する。析出した炭窒化物及び炭化物は製品圧延後の鋼の強度を高め、冷間加工性を低下する。加熱温度が１０５０℃以下であれば、加熱時に炭化物及び炭窒化物の過剰な固溶が抑制されるため、冷間加工性をさらに高めることができる。 First, the billet is placed in a heating furnace and heated. The preferred heating temperature is 1050 ° C. or lower. If the heating temperature during product rolling is too high, the fine carbides and carbonitrides precipitated after the bulk rolling process will dissolve again. In this case, carbides and carbonitrides are coherently deposited during the ferrite transformation during cooling after finish rolling. The precipitated carbide and carbide increase the strength of the steel after rolling the product and reduce the cold workability. When the heating temperature is 1050 ° C. or lower, excessive solid solution of carbides and carbonitrides is suppressed during heating, so that cold workability can be further improved.

加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で仕上げ圧延（熱間圧延）して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いてビレットを圧延して、圧延棒線を製造する。 Using the heated billet, finish rolling (hot rolling) is performed in a row of finish rolling mills to obtain a bar having a predetermined diameter. The finish rolling mill row includes a plurality of stands arranged in a row. Each stand contains multiple rolls placed around the pass line. Billets are rolled using the hole molds formed in the rolling rolls of each stand to produce rolled bars.

仕上げ圧延機列を利用した仕上げ圧延での製造条件は次のとおりである。 The manufacturing conditions for finish rolling using the finish rolling mill line are as follows.

仕上げ温度：７５０〜８５０℃
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレットの表面温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いてビレットの表面温度を測定して求める。 Finishing temperature: 750 to 850 ° C
The finishing temperature means the surface temperature (° C.) of the billet on the outlet side of the stand (hereinafter referred to as the finishing stand) that finally rolls down the billet among the plurality of stands in the finishing rolling mill row. The finishing temperature is determined by measuring the surface temperature of the billet using an infrared radiation thermometer located on the outlet side of the finishing stand.

仕上げ温度が７５０℃未満である場合、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り、冷却後のマトリクス組織が微細になりすぎる。この場合、鋼の引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低下する。一方、仕上げ温度が８５０℃を超える場合、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。そのため、冷却後の初析フェライトの面積率が小さくなる。さらに、ベイナイト等の硬質組織が生成する場合もある。その結果、鋼の引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低下する。 When the finishing temperature is less than 750 ° C., ferrite transformation starts from unrecrystallized austenite grains, and the matrix structure after cooling becomes too fine. In this case, the tensile strength of the steel exceeds 700 MPa, and the cold workability is lowered. On the other hand, when the finishing temperature exceeds 850 ° C., the austenite grains after recrystallization become coarse and the start temperature of the ferrite transformation becomes low. Therefore, the area ratio of the proeutectoid ferrite after cooling becomes small. Further, a hard structure such as bainite may be formed. As a result, the tensile strength of the steel exceeds 700 MPa, and the cold workability is lowered.

仕上げ温度が７５０〜８５０℃であれば、後述の冷却条件を満たすことを条件として、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなる。具体的には、マトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積が９０％以上になる。 When the finishing temperature is 750 to 850 ° C., the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and pearlite, provided that the cooling conditions described later are satisfied. Specifically, the total area of proeutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure is 90% or more.

加工速度Ｚ：５〜１５／秒
加工速度Ｚ（／秒）は式（３）で定義される。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
式（３）中のＲは仕上げ圧延機列による仕上げ圧延での断面減少率（％）である。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。 Machining speed Z: 5 to 15 / sec Machining speed Z (/ sec) is defined by equation (3).
Z = -ln (1-R) / t (3)
R in the formula (3) is the cross-section reduction rate (%) in the finish rolling by the finish rolling mill row. t is the finish rolling time (seconds).

断面減少率Ｒは式（４）で定義される。
Ｒ＝（Ａ_０−Ａ）／Ａ_０ （４）
式（４）中のＡ_０は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ^２）であり、Ａは、仕上げ圧延後の棒線の断面積（ｍｍ^２）である。 The cross-section reduction rate R is defined by the equation (4).
R = (A ₀ −A) / A ₀ (4)
A ₀ in the formula (4) is the cross-sectional area (mm ² ) of the billet before the finish rolling, and A is the cross-sectional area (mm ² ) of the bar wire after the finish rolling.

仕上げ圧延時間ｔは、ビレット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スタンド（圧延機）から最後のスタンド（圧延機）までの距離（ｍ）をビレットの平均搬送速度（ｍ／秒）で除した値（秒）である。 The finish rolling time t is the time for the billet to pass through the finish rolling mill row, and the average transport of the billet is the distance (m) from the first stand (rolling machine) to the last stand (rolling machine) of the finish rolling mill row. It is a value (seconds) divided by the speed (m / sec).

加工速度Ｚが５〜１５／秒であれば、冷却後のマトリクス組織が微細になりにくく、棒線の引張強度を７００ＭＰａ以下とすることができる。その結果、冷間加工性が高まる。 When the processing speed Z is 5 to 15 / sec, the matrix structure after cooling is unlikely to become fine, and the tensile strength of the bar can be 700 MPa or less. As a result, cold workability is improved.

仕上げ圧延後５００℃までの冷却速度：０．２〜５℃／秒
仕上げ圧延後、圧延棒線の表面温度が５００℃になるまでの間の冷却速度は０．２〜５℃／秒である。冷却速度が５℃を超えれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、圧延棒線の引張強度が７００ＭＰａを超える。冷却速度の下限は特に限定されないが、実際の生産操業を考慮すれば、冷却速度の下限はたとえば０．２℃／秒である。 Cooling rate up to 500 ° C after finish rolling: 0.2 to 5 ° C / sec The cooling rate after finish rolling until the surface temperature of the rolled bar reaches 500 ° C is 0.2 to 5 ° C / sec. .. If the cooling rate exceeds 5 ° C., hard bainite or the like is likely to be formed in the steel, and the tensile strength of the rolled bar exceeds 700 MPa. The lower limit of the cooling rate is not particularly limited, but considering the actual production operation, the lower limit of the cooling rate is, for example, 0.2 ° C./sec.

以上の製造工程により、本発明の冷間鍛造品用圧延棒線が製造される。つまり、冷間鍛造品用圧延棒線は、いわゆる圧延まま材（アズロール材）である。冷間鍛造品用圧延棒線のマトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度は７００ＭＰａ以下となる。そのため、冷間加工性に優れる。 By the above manufacturing process, the rolled bar for cold forgings of the present invention is manufactured. That is, the rolled bar for cold forgings is a so-called as-rolled material (azuroll material). The matrix structure of rolled rods for cold forgings is composed of proeutectoid ferrite and pearlite, and the tensile strength is 700 MPa or less. Therefore, it is excellent in cold workability.

［冷間鍛造調質品の製造方法］
上述の圧延棒線を用いた冷間鍛造調質品の製造方法の一例として、ボルトの製造方法を説明する。本製造方法は、伸線工程、冷間鍛造工程、及び、調質処理工程（焼入れ及び焼戻し工程）を含む。以下、それぞれの工程について説明する。 [Manufacturing method of cold forged tempered products]
A bolt manufacturing method will be described as an example of a cold forged tempered product manufacturing method using the above-mentioned rolled bar wire. This manufacturing method includes a wire drawing step, a cold forging step, and a tempering treatment step (quenching and tempering step). Hereinafter, each step will be described.

［伸線工程］
初めに、上述の圧延棒線に対して伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。伸線時において、線材の表面に潤滑被膜を形成する。潤滑被膜はたとえば、リン酸塩被膜や非リン系の潤滑被膜である。 [Wire drawing process]
First, the above-mentioned rolled bar wire is drawn to produce a steel wire. The wire drawing process may be performed only on the primary wire drawing process, or may be performed a plurality of times such as a secondary wire drawing process. At the time of wire drawing, a lubricating film is formed on the surface of the wire. The lubricating film is, for example, a phosphate film or a non-phosphorus-based lubricating film.

［冷間鍛造工程］
伸線後の鋼線を所定の長さに切断して、切断された鋼線に対して冷間鍛造を実施して冷間鍛造品（ここではボルト）を製造する。 [Cold forging process]
The drawn steel wire is cut to a predetermined length, and the cut steel wire is cold forged to produce a cold forged product (here, a bolt).

［軟化熱処理について］
従前の冷間鍛造品の製造方法では、引張強度が高すぎる棒線の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本発明による圧延棒線では、式（１）を満たすことにより、冷間加工性に優れる。そのため、軟化熱処理を省略、又は、簡素化できる。 [About softening heat treatment]
In the conventional method for producing a cold forged product, softening heat treatment is performed a plurality of times before wire drawing and before cold forging for the purpose of softening a bar whose tensile strength is too high. However, the rolled bar according to the present invention is excellent in cold workability by satisfying the formula (1). Therefore, the softening heat treatment can be omitted or simplified.

［調質処理工程（焼入れ及び焼戻し工程）］
冷間鍛造品に対して、周知の条件で調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施して、冷間鍛造調質品を製造する。上述の圧延棒線の焼入れ性は高いため、調質処理を実施することにより、高強度の冷間鍛造調質品が得られる。具体的には、焼入れ温度及び焼戻し温度を適宜調整することにより、１０００〜１３００ＭＰａの引張強度を有する冷間鍛造調質品を製造できる。 [Taking process (quenching and tempering process)]
Cold forged products are manufactured by performing tempering treatment (quenching and tempering) under well-known conditions. Since the above-mentioned rolled bar has high hardenability, a high-strength cold forged tempered product can be obtained by performing a tempering treatment. Specifically, by appropriately adjusting the quenching temperature and the tempering temperature, a cold forged tempered product having a tensile strength of 1000 to 1300 MPa can be produced.

以上の製造工程により製造された冷間鍛造調質品は、高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有する。 The cold forged tempered product produced by the above manufacturing process has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.

表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。 A molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.

表１を参照して、鋼種ｏはＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有した。 With reference to Table 1, the steel grade o had a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G 4053 (2008).

各鋼種の溶鋼を用いてブルームを製造した。ブルームを１２５０℃で加熱した後、分塊圧延を実施して、横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した（分塊圧延工程）。ビレットを１０３０〜１０５０℃に加熱して仕上げ圧延を実施し、直径２０ｍｍの丸棒を製造した（仕上げ圧延工程）。仕上げ圧延温度は７５０〜７８０℃であり、加工速度は５〜１５／秒であった。仕上げ圧延後、表面温度が５００℃になるまでの冷却速度は０．２〜５．０℃／秒であった。以上の製造工程により製造された丸棒に対して、次の評価試験を実施した。 Bloom was manufactured using molten steel of each steel type. After heating the bloom at 1250 ° C., lump rolling was carried out to produce billets having a cross section of 162 mm × 162 mm (lump rolling step). The billet was heated to 1030 to 1050 ° C. and finish-rolled to produce a round bar having a diameter of 20 mm (finish-rolling step). The finish rolling temperature was 750 to 780 ° C., and the processing speed was 5 to 15 / sec. After finish rolling, the cooling rate until the surface temperature reached 500 ° C. was 0.2 to 5.0 ° C./sec. The following evaluation test was carried out on the round bar manufactured by the above manufacturing process.

［ミクロ組織観察試験］
各試験番号の丸棒を圧延方向と垂直な方向に切断し、切断面のＲ／２部（丸棒の中心軸と外周面とを結ぶ線分の中心部分）からサンプルを採取した。上記切断面が観察面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）を求めた。求めた結果を表２に示す。表２中の「Ｆ＋Ｐ」は、マトリクス組織が初析フェライト及びパーライトからなり、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であることを意味する。「Ｆ＋Ｂ」は、マトリクス組織が初析フェライトとベイナイトからなることを意味する。「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」は、マトリクス組織が初析フェライト、パーライト、及び、ベイナイトからなることを意味する。 [Microstructure observation test]
The round bar of each test number was cut in the direction perpendicular to the rolling direction, and a sample was taken from the R / 2 part of the cut surface (the central part of the line segment connecting the central axis of the round bar and the outer peripheral surface). Resin was embedded so that the cut surface became an observation surface, and mirror polishing was performed. Then, microstructure observation was carried out by the above-mentioned method to determine the total area ratio (%) of proeutectoid ferrite and pearlite. The obtained results are shown in Table 2. “F + P” in Table 2 means that the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and pearlite, and the total area ratio of proeutectoid ferrite and pearlite is 90% or more. “F + B” means that the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and bainite. “F + P + B” means that the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite, pearlite, and bainite.

［引張試験］
各試験番号の丸棒の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は線材の圧延方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は３０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度ＴＳを表２に示す。引張強度が７００ＭＰａ以下であれば、優れた冷間加工性を有すると判断した。 [Tensile test]
From the center position of the round bar of each test number, a No. 14A test piece specified in JIS Z 2241 (2011) was collected. The longitudinal direction of the test piece was the rolling direction of the wire rod, the diameter of the parallel portion was 6 mm, and the gauge point distance was 30 mm. A tensile test was carried out on the collected test pieces at room temperature (25 ° C.) to determine the tensile strength TS (MPa). The obtained tensile strength TS is shown in Table 2. When the tensile strength was 700 MPa or less, it was judged to have excellent cold workability.

［冷間加工性評価試験］
各試験番号の丸棒の中心位置から、円柱状試験片を採取した。円柱状試験片の直径は１４ｍｍであり、長さは２１ｍｍであった。円柱状試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。 [Cold workability evaluation test]
A columnar test piece was collected from the center position of the round bar of each test number. The diameter of the columnar test piece was 14 mm, and the length was 21 mm. The longitudinal direction of the columnar test piece was parallel to the longitudinal direction of the round bar.

円柱状試験片を用いて、大気中室温（２５℃）にて、変形速度２ｍｍ／分（ひずみ速度に換算すると、１０^−３／秒）で圧縮試験を実施した。高さ方向の変化分から計算した圧縮率が６０％になるまで圧縮を実施し、その後、除荷した。試験後の円柱状試験片の表面を１０倍のルーペを用いて目視で観察し、割れの有無を確認した。割れが確認されなかった場合、冷間加工性が高いと判断した（表２中で「○」）。一方、割れが確認された場合、冷間加工性が低いと判断した（表２中の「×」）。 A compression test was carried out using a columnar test piece at a room temperature (25 ° C.) in the air at a deformation rate of 2 mm / min ( ^10-3 / sec when converted to a strain rate). Compression was performed until the compression ratio calculated from the change in the height direction became 60%, and then unloading was performed. The surface of the columnar test piece after the test was visually observed using a magnifying glass of 10 times to confirm the presence or absence of cracks. When no crack was confirmed, it was judged that the cold workability was high (“○” in Table 2). On the other hand, when cracks were confirmed, it was judged that the cold workability was low (“x” in Table 2).

なお、Ｃａ及びＭｇを含有する効果を確認するため、試験番号１、４、及び、７〜９ではさらに、複数の円柱状試験片を用意して、圧縮率が６０％を超えるまで圧縮して、Ｃａ及びＭｇを含有すると、より高い限界圧縮率が得られるかどうかを試験した。具体的には、各円柱状試験片に対して、それぞれ異なる圧縮率で圧縮を実施した。圧縮率は、６０％を超えてから５％ずつ増大させ、最大８０％までとした。各試験片に対して対応する圧縮率で圧縮した後、除荷した。試験後の各円柱状試験片の表面を１０倍のルーペを用いて目視で観察し、割れの有無を確認した。割れが確認されなかった円柱状試験片のうち、最大の圧縮率を限界圧縮率（％）とした。表２中の冷間加工性欄において、限界圧縮率（％）を括弧内に記載する。 In order to confirm the effect of containing Ca and Mg, in test numbers 1, 4 and 7 to 9, a plurality of columnar test pieces are further prepared and compressed until the compression ratio exceeds 60%. , Ca and Mg were tested to see if a higher critical compression ratio could be obtained. Specifically, each columnar test piece was compressed at a different compression rate. The compression ratio was increased by 5% after exceeding 60% to a maximum of 80%. Each test piece was compressed at the corresponding compression ratio and then unloaded. The surface of each columnar test piece after the test was visually observed using a magnifying glass of 10 times to confirm the presence or absence of cracks. Among the columnar test pieces in which no crack was confirmed, the maximum compressibility was defined as the critical compressibility (%). In the cold workability column in Table 2, the critical compression ratio (%) is shown in parentheses.

［調質処理された試験片を用いたビッカース硬さ試験］
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を作製し、ビッカース硬さを求めた。具体的には、各試験番号の丸棒から、上述の円柱状試験片を採取した。円柱状試験片を表２に示す焼入れ温度（℃）で１時間加熱し、その後、６０℃の油に浸漬して焼入れした。焼入れされた円柱状試験片に対して、表２に示す焼戻し温度（℃）で焼戻しを実施した。焼戻し温度の保持時間は１時間とした。焼戻し後、円柱状試験片を放冷した。以上の工程により、調質処理された円柱状試験片を作製した。 [Vickers hardness test using tempered test pieces]
A test piece simulating a cold forged tempered product was prepared, and the Vickers hardness was determined. Specifically, the above-mentioned columnar test piece was collected from the round bar of each test number. The columnar test piece was heated at the quenching temperature (° C.) shown in Table 2 for 1 hour, and then immersed in oil at 60 ° C. for quenching. The hardened columnar test piece was tempered at the tempering temperature (° C.) shown in Table 2. The holding time of the tempering temperature was 1 hour. After tempering, the columnar test piece was allowed to cool. By the above steps, a tempered columnar test piece was prepared.

調質処理された円柱状試験片を、軸方向と垂直な方向に切断した。切断面のＲ／２部の任意の５点において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２０１１）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は４．９Ｎであった。得られた５点の数値の平均値を、その試験番号のビッカース硬さ（ＨＶ）と定義した。ビッカース硬さが３２０ＨＶ以上である場合、調質後に高強度を示すと判断した。 The tempered columnar test piece was cut in a direction perpendicular to the axial direction. A Vickers hardness test conforming to JIS Z 2244 (2011) was carried out at any 5 points on the R / 2 part of the cut surface. The test force was 4.9 N. The average value of the obtained five points was defined as the Vickers hardness (HV) of the test number. When the Vickers hardness was 320 HV or more, it was judged to show high strength after tempering.

［疲労強度試験］
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を用いて、疲労試験を実施した。各試験番号の丸棒に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施して、表面のビッカース硬さが３６０〜３７０ＨＶとなるように調整した。調質処理後の丸棒から、図１に示す疲労試験片を作製した。図１中の各数値は、対応する箇所の寸法（ｍｍ）を示す。図１中の「Ｒ２４」は対応する湾曲部分の曲率半径が２４ｍｍであることを示し、「φ８」は直径が８ｍｍであることを示す。疲労試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と同軸であった。 [Fatigue strength test]
A fatigue test was carried out using a test piece simulating a cold forged tempered product. The round bar of each test number was subjected to tempering treatment (quenching and tempering) to adjust the surface Vickers hardness to 360 to 370 HV. The fatigue test piece shown in FIG. 1 was prepared from the round bar after the tempering treatment. Each numerical value in FIG. 1 indicates the dimension (mm) of the corresponding portion. “R24” in FIG. 1 indicates that the radius of curvature of the corresponding curved portion is 24 mm, and “φ8” indicates that the diameter is 8 mm. The central axis of the fatigue test piece was coaxial with the central axis of the round bar.

上述の疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を３４００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０^７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度σｗ（ＭＰａ）とした。疲労強度σｗが５５０ＭＰａ以上の場合、疲労強度に優れると判断した。 Using the above-mentioned fatigue test piece, an Ono-type rotary bending fatigue test conforming to JIS Z 2274 (1978) was carried out at room temperature and in an air atmosphere. The rotational speed and 3400 rpm, the maximum stress the stress load repetition count has not broken after ¹⁰⁷ cycles was fatigue strength .sigma.w (MPa). When the fatigue strength σw was 550 MPa or more, it was judged that the fatigue strength was excellent.

［耐水素脆化特性評価試験］
冷間鍛造調質品を模擬した試験片を用いて、耐水素脆化特性評価試験を実施した。各試験番号の丸棒に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施して、表面のビッカース硬さが３６０〜３７０ＨＶとなるように調整した。ただし、焼戻し温度が４３５℃で表面硬さ３２０ＨＶ以上を得られない場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。 [Hydrogen embrittlement resistance evaluation test]
A hydrogen embrittlement resistance evaluation test was carried out using a test piece simulating a cold forged tempered product. The round bar of each test number was subjected to tempering treatment (quenching and tempering) to adjust the surface Vickers hardness to 360 to 370 HV. However, when the tempering temperature was 435 ° C. and the surface hardness of 320 HV or more could not be obtained, it was judged that the strength was insufficient, the hydrogen embrittlement resistance property evaluation was not carried out, and it was judged that the present invention was not applicable.

調質処理後の丸棒から図２に示す環状Ｖノッチ試験片を、各試験番号の丸棒につき複数作製した。図２中の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。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。 A plurality of annular V-notch test pieces shown in FIG. 2 were prepared from the round bar after the tempering treatment for each round bar of each test number. The numerical value in which the unit is not shown in FIG. 2 indicates the dimension (unit is mm) of the corresponding portion of the test piece. The "φ value" in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part. “60 °” indicates that the V notch angle is 60 °. "0.175R" indicates that the V-notch bottom radius is 0.175 mm.

電解チャージ法を用いて、各鋼種ごとに、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。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。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。 Using the electrolytic charging method, various concentrations of hydrogen were introduced into the test piece for each steel type. The electrolytic charging method was carried out as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was taken into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece.

試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、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加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て、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。 After introducing hydrogen into the test piece, a zinc-plated film was formed on the surface of the test piece to prevent the dissipation of hydrogen in the test piece. Subsequently, a constant load test was carried out 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. The amount of hydrogen in the test piece was measured by performing a temperature rise analysis method using a gas chromatograph on the test piece that broke during the test and the test piece that did not break. After the measurement, in each test number, the maximum amount of hydrogen among the unbroken test pieces was defined as the critical diffusible hydrogen amount Hc.

さらに、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼ｏの限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ｂ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ｂ） Further, the limit diffusible hydrogen amount of steel o having a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G 4053 (2008) was used as a reference (Href) for the limit diffusible hydrogen amount ratio HR. The limit diffusible hydrogen amount ratio HR was determined using the formula (B) with the limit diffusible hydrogen amount Href as a reference.
HR = Hc / Href (B)

比ＨＲが１．００よりも高ければ、耐水素脆化特性に優れると判断した。 When the ratio HR was higher than 1.00, it was judged that the hydrogen embrittlement resistance was excellent.

［試験結果］
表２に試験結果を示す。 [Test results]
Table 2 shows the test results.

試験番号１〜９の圧延棒線の化学組成は適切であり、ｆｎ１は式（１）を満たし、ｆｎ２は式（２）を満たした。さらに、製造条件が適切であった。そのため、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度は７００ＭＰａ以下であった。その結果、これらの圧延棒線は優れた冷間加工性を有した。 The chemical composition of the rolled rods of Test Nos. 1 to 9 was appropriate, fn1 satisfied the formula (1), and fn2 satisfied the formula (2). In addition, the manufacturing conditions were appropriate. Therefore, the matrix structure was composed of proeutectoid ferrite and pearlite, and the tensile strength was 700 MPa or less. As a result, these rolled bars had excellent cold workability.

さらに、冷間鍛造調質品を模擬した、これらの圧延棒線の調質処理試験片では、焼戻し後のビッカース硬さがいずれも３２０ＨＶ以上であり、１０００ＭＰａ以上の引張強度に相当した。さらに、疲労強度は５５０ＭＰａ以上、比ＨＲは１．００を超え、優れた疲労強度及び耐水素脆化特性を示した。 Further, in the tempered test pieces of these rolled rods simulating the cold forged tempered product, the Vickers hardness after tempering was 320 HV or more, which corresponded to the tensile strength of 1000 MPa or more. Further, the fatigue strength was 550 MPa or more and the specific HR exceeded 1.00, showing excellent fatigue strength and hydrogen embrittlement resistance.

さらに、試験番号１、４、７〜９を参照して、試験番号７〜９の圧延棒線の化学組成は、Ｃａ及びＭｇの少なくとも一方を含有した。そのため、Ｃａ及びＭｇを含有していない試験番号１及び４と比較して、限界圧縮率が高く、冷間加工性がさらに改善した。さらに、試験番号７〜９では、試験番号１及び４と比較して、疲労強度は同等以上であった。試験番号７〜９では、Ｃａ及び／又はＭｇの含有により、硫化物系介在物の延伸が抑えられたためと考えられる。 Further, with reference to Test Nos. 1, 4, 7-9, the chemical composition of the rolled bars of Test Nos. 7-9 contained at least one of Ca and Mg. Therefore, as compared with Test Nos. 1 and 4 which do not contain Ca and Mg, the critical compression ratio is high and the cold workability is further improved. Furthermore, in test numbers 7 to 9, the fatigue strength was equal to or higher than that in test numbers 1 and 4. In Test Nos. 7 to 9, it is considered that the inclusion of Ca and / or Mg suppressed the stretching of the sulfide-based inclusions.

一方、試験番号１０のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、ＨＲが１．００以下であり、耐水素脆化特性が低かった。 On the other hand, the Mn content of Test No. 10 was too high. Therefore, the HR was 1.00 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

試験番号１１では、ｆｎ１が式（１）の下限未満であった。そのため、４３５℃の焼戻し温度で焼戻しを実施してもビッカース硬さが３２０ＨＶ未満となった。そのため、疲労強度が５５０ＭＰａ未満であった。 In test number 11, fn1 was less than the lower limit of equation (1). Therefore, the Vickers hardness was less than 320 HV even when tempering was performed at a tempering temperature of 435 ° C. Therefore, the fatigue strength was less than 550 MPa.

試験番号１２では、ｆｎ１が式（１）の上限を超えた。そのため、マトリクス組織がフェライト及びベイナイトからなり、圧延棒線の引張強度が９００ＭＰａを超えた。その結果、圧延棒線の冷間加工性が低かった。 In test number 12, fn1 exceeded the upper limit of equation (1). Therefore, the matrix structure was composed of ferrite and bainite, and the tensile strength of the rolled bar wire exceeded 900 MPa. As a result, the cold workability of the rolled bar was low.

試験番号１３及び１４では、ｆｎ２が式（２）を満たさなかった。そのため、疲労強度が５５０ＭＰａ未満であった。さらに、ＨＲが１．００以下となり、耐水素脆化特性が低かった。 In test numbers 13 and 14, fn2 did not satisfy formula (2). Therefore, the fatigue strength was less than 550 MPa. Further, the HR was 1.00 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

［試験方法］
鋼種ａのブルームを複数製造した。ブルームを表３に示す加熱温度Ｔ１（℃）で加熱した後、分塊圧延を実施して、横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。ビレットを表３に示す製造条件（加熱温度Ｔ２、仕上げ温度Ｔ３、加工速度Ｚ、冷却速度）で直径２０ｍｍの丸棒を製造した。 [Test method]
A plurality of blooms of steel type a were produced. Bloom was heated at the heating temperature T1 (° C.) shown in Table 3 and then lump-rolled to produce billets having a cross section of 162 mm × 162 mm. A round bar having a diameter of 20 mm was manufactured by using the billets under the manufacturing conditions shown in Table 3 (heating temperature T2, finishing temperature T3, processing speed Z, cooling speed).

製造された丸棒に対して、実施例１と同様の方法で、ミクロ組織観察試験、引張試験、及び、冷間加工性評価試験を実施した。 The manufactured round bar was subjected to a microstructure observation test, a tensile test, and a cold workability evaluation test in the same manner as in Example 1.

［評価結果］
表３に評価結果を示す。試験番号１６では、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程の製造条件（加熱温度Ｔ１、加熱温度Ｔ２、仕上げ温度Ｔ３、加工速度Ｚ、冷却速度）がいずれも適切であった。そのため、マトリクス組織は初析フェライト及びパーライトからなり、引張強度ＴＳは７００ＭＰａ以下であった。その結果、冷間加工性に優れた。 [Evaluation results]
Table 3 shows the evaluation results. In Test No. 16, the manufacturing conditions (heating temperature T1, heating temperature T2, finishing temperature T3, processing speed Z, cooling speed) of the slabbing rolling step and the finishing rolling step were all appropriate. Therefore, the matrix structure was composed of proeutectoid ferrite and pearlite, and the tensile strength TS was 700 MPa or less. As a result, it was excellent in cold workability.

一方、試験番号１７では、分塊圧延時の加熱温度Ｔ１が低すぎた。その結果、冷間加工性が低かった。加熱温度Ｔ１が低すぎ、粗大な介在物が固溶しきれなかったためと考えられる。 On the other hand, in test number 17, the heating temperature T1 at the time of bulk rolling was too low. As a result, the cold workability was low. It is probable that the heating temperature T1 was too low and the coarse inclusions could not be completely dissolved.

試験番号１８では、加熱温度Ｔ２が高すぎた。そのため、引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低かった。 In test number 18, the heating temperature T2 was too high. Therefore, the tensile strength exceeded 700 MPa and the cold workability was low.

試験番号１９では、加工速度Ｚが遅すぎた。そのため、引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低かった。 In test number 19, the processing speed Z was too slow. Therefore, the tensile strength exceeded 700 MPa and the cold workability was low.

試験番号２０では、仕上げ温度Ｔ３が高すぎた。そのため、引張強度が７００ＭＰａを超え、冷間加工性が低かった。 In test number 20, the finishing temperature T3 was too high. Therefore, the tensile strength exceeded 700 MPa and the cold workability was low.

試験番号２１では、冷却速度が速すぎた。そのため、マトリクス組織がベイナイトを含み、引張強度が７００ＭＰａを超えた。その結果、冷間加工性が低かった。 In test number 21, the cooling rate was too fast. Therefore, the matrix structure contained bainite, and the tensile strength exceeded 700 MPa. As a result, the cold workability was low.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiments of the present invention have been described above. However, the embodiments described above are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented without departing from the spirit of the present invention.

Claims (5)

質量％で、
Ｃ：０．２２〜０．４０％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．２０〜０．４０％、
Ｐ：０．０２０％未満、
Ｓ：０．０１５％未満、
Ｃｒ：０．７０〜１．４５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｏ：０．００２０％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｍｏ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．０５％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、及び、
Ｍｇ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成（ただし、Ｃａ含有量が０％であり、かつ、Ｍｇ含有量が０％である場合を除く）を有し、
マトリクス組織は、初析フェライト及びパーライトからなり、
７００ＭＰａ以下の引張強度を有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。
０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５ （１）
Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０ （２）
ここで、上記式における元素記号は、それぞれ対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 By mass%
C: 0.22 to 0.40%,
Si: 0.35-1.5%,
Mn: 0.25 to 0.40%,
P: Less than 0.020%,
S: less than 0.015%,
Cr: 0.70 to 1.45%,
Al: 0.005 to 0.060%,
Ti: 0.01-0.05%,
B: 0.0003 to 0.0040%,
N: 0.0020 to 0.0080%,
O: 0.0020% or less,
Cu: 0-0.50%,
Ni: 0-0.30%,
Mo: 0-0.05%,
V: 0-0.05%,
Nb: 0-0.05%,
Ca: 0 to 0.005% and
Mg: Contains 0 to 0.005%, the balance consists of Fe and impurities, and has a chemical composition that satisfies the formulas (1) and (2) (however, the Ca content is 0% and the Mg content. Except when is 0%)
The matrix structure consists of proeutectoid ferrite and pearlite.
A rolled bar for cold forged tempered products having a tensile strength of 700 MPa or less.
0.50 ≦ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ≦ 0.85 (1)
Si / Mn> 1.0 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the above formula. 請求項１に記載の冷間鍛造調質品用圧延棒線であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．０５％、及び、
Ｖ：０．００５〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。 The rolled bar for cold forged tempered products according to claim 1.
The chemical composition is
Cu: 0.02 to 0.50%,
Ni: 0.01-0.30%,
Mo: 0.005 to 0.05% and
V: A rolled bar for a cold forged tempered product containing one or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.05%. 請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造調質品用圧延棒線であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．００１５〜０．０５％を含有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。 The rolled bar for a cold forged tempered product according to claim 1 or 2.
The chemical composition is
Nb: Rolled bar for cold forged tempered products containing 0.0015 to 0.05%. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の冷間鍛造調質品用圧延棒線であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及び、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％からなる群から選択される１種または２種を含有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線。 The rolled bar for a cold forged tempered product according to any one of claims 1 to 3.
The chemical composition is
Ca: 0.0005 to 0.005% and
A rolled bar for a cold forged tempered product containing one or two types selected from the group consisting of Mg: 0.0005 to 0.005%. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を１２００℃以上の温度に加熱した後、分塊圧延を実施してビレットを製造する分塊圧延工程と、
前記ビレットを１０５０℃以下の温度に加熱した後、仕上げ圧延を実施して圧延棒線を製造する仕上げ圧延工程とを備え、
前記仕上げ圧延工程は、
前記ビレットの表面温度が７５０〜８５０℃の範囲において、式（３）で定義される加工速度Ｚを５〜１５／秒として前記ビレットを仕上げ圧延して前記圧延棒線を製造する工程と、
前記圧延完了直後から５００℃までの冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として、前記圧延棒線を冷却する工程とを含む、
マトリクス組織が、初析フェライト及びパーライトからなり、７００ＭＰａ以下の引張強度を有する、冷間鍛造調質品用圧延棒線の製造方法。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （３）
ここで、式（３）中のＲは仕上げ圧延での断面減少比であり、式（４）で定義される。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
Ｒ＝（Ａ₀−Ａ）／Ａ₀ （４）
式（４）中のＡ₀は、仕上げ圧延前の前記ビレットの断面積（ｍｍ²）であり、Ａは、仕上げ圧延後の前記圧延棒線の断面積（ｍｍ²）である。 A block rolling step of heating a material having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 to a temperature of 1200 ° C. or higher and then performing bulk rolling to produce billets.
The billet is heated to a temperature of 1050 ° C. or lower, and then finish-rolled to produce a rolled bar.
The finish rolling process is
In a step where the surface temperature of the billet is in the range of 750 to 850 ° C., the billet is finished and rolled at a processing speed Z defined by the formula (3) of 5 to 15 / sec, and the rolled bar wire is manufactured.
The step of cooling the rolled bar wire at a cooling rate of 0.2 to 5.0 ° C./sec from immediately after the completion of rolling to 500 ° C. is included.
A method for producing a rolled bar for a cold forged tempered product , wherein the matrix structure is composed of proeutectoid ferrite and pearlite and has a tensile strength of 700 MPa or less .
Z = -ln (1-R) / t (3)
Here, R in the formula (3) is a cross-section reduction ratio in finish rolling, and is defined by the formula (4). t is the finish rolling time (seconds).
R = (A ₀ −A) / A ₀ (4)
A ₀ in the formula (4) is the cross-sectional area (mm ² ) of the billet before finish rolling, and A is the cross-sectional area (mm ² ) of the rolled bar wire after finish rolling.

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