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轧制线材

阅读：601发布：2020-05-13

专利汇可以提供轧制线材专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且提供一种即使在冷态锻造前不实施球状化退火或者即使使球状化退火短时间化，也能够有效抑制冷态锻造时的开裂产生、并且紧接着球状化退火的淬火回火后的耐氢脆化特性优异的轧制线材。其具有预定的组成，在将Ti、N和S的各含量( 质量％)分别设为[Ti]、[N]、[S]时，在[S]≤0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(0.008+3.4×[N])以下，在[S]≥0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(8.0×[S]+3.4×[N])以下，内部组织是以面积率计铁素体比率为40％以上的铁素体与珠光体的混合组织，在包含轴向的平面的截面中，将直径设为D(mm)时，存在于从最表层到D/8 位置的范围的硫化物的平均面积为6μm2以下，所述硫化物的平均纵横比为5以下。，下面是轧制线材专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种轧制线材，其特征在于，
以质量％计含有
C：0.20％以上且小于0.40％、
Mn：0.10％以上且小于0.40％、
S：小于0.020％、
P：小于0.020％、
Cr：0.70％以上且1.60％以下、
Al：0.005％以上且0.060％以下、
Ti：0.010％以上且0.080％以下、
B：0.0003％以上且0.0040％以下、以及
N：0.0020％以上且0.0080％以下，
余量为Fe和杂质，
在将Ti、N和S的各含量以质量％计分别设为[Ti]、[N]、[S]时，
在[S]≤0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(0.008+3.4×[N])以下，
在[S]≥0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(8.0×[S]+3.4×[N])以下，
内部组织是以面积率计铁素体比率为40％以上的铁素体与珠光体的混合组织，在包含轴向的平面的截面中，将直径以mm为单位设为D时，存在于从最表层到D/8位置的范围的硫化物的平均面积为6μm2以下，所述硫化物的平均纵横比为5以下。
2.根据权利要求1所述的轧制线材，以质量％计含有0％以上且小于0.40％的Si和0％以上且0.050％以下的Nb之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的轧制线材，以质量％计含有0.50％以下的Cu、0.30％以下的Ni、0.05％以下的Mo和0.05％以下的V之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。
4.根据权利要求1或2所述的轧制线材，以质量％计含有0.05％以下的Zr、0.005％以下的Ca和0.005％以下的Mg之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。
5.根据权利要求3所述的轧制线材，以质量％计含有0.05％以下的Zr、0.005％以下的Ca和0.005％以下的Mg之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。

说明书全文

轧制线材

技术领域

[0001] 本发明涉及能够作为冷态锻造部件的材料使用的棒状或线状的轧制钢材(以下称为“轧制线材”)。

背景技术

[0002] 通过冷态锻造制造的部件(冷态锻造部件)的表面或尺寸精度优异，与通过热态锻造制造的部件(热态锻造部件)相比制造成本低，材料利用率也更好。因此，冷态锻造部件作为汽车或各种工业机械等所使用的机械构造用部件(齿轮、轴、螺栓等)或建筑构造物用部件而广泛应用。

[0003] 近年来，机械构造用部件不断地小型化、轻量化，建筑结构物用部件不断地大型化，因此冷态锻造部件不论其大小如何，期望进一步高强度化。

[0004] 作为这些冷态锻造部件，有JISG4051的机械构造用碳钢钢材或JISG4053的机械构造用合金钢钢材等。通常，这些钢材在热态下轧制为棒状或线状，然后进行球状化退火，进而在反复进行拉拔加工或冷态拉丝加工后，通过冷态锻造成型为部件形状，并通过淬火、回火等热处理调整为预定的强度或硬度。

[0005] 机械构造用钢材等由于含有较多(0.20～0.40质量％左右)的碳，所以能够通过调质处理而用作高强度部件。然而，机械构造用钢材等作为锻造原材料的强度高，因此如果不通过球状化退火及冷态拉丝加工使钢材软质化，则在部件成型的冷态锻造时容易产生模具的磨损或开裂，并且会在部件上产生开裂。因此，由于担心这样的制造上的问题，机械构造用钢材等需要使钢材软质化，进行强度等的调整。

[0006] 尤其是近年来，部件倾向于高强度化，并且部件形状倾向于复杂化。因此，出于使通过淬火、回火而得到高强度的钢材在冷态锻造前软质化的目的，采用使球状化退火长时间化、或反复进行球状化退火和冷态拉丝加工等对策。

[0007] 但是，在采用这些对策的情况下，不仅人工费用和设备费用等成本增高，能量损耗也变大。因此，需求开发一种通过省略球状化退火(及冷态拉丝加工)或者使这些过程短时间化而得到的钢材。

[0008] 在这样的背景之下，以省略球状化退火或者使球状化退火短时间化为目的，提出了减少C、Cr、Mn等合金元素的含量、降低作为锻造材料的轧制线材的强度、并通过添加B(硼)来弥补由于合金元素的减少而导致的淬火性的下降的添加硼的钢，以及各种改良方案。

[0009] 添加硼的钢显示出高淬火性，即使不添加Cr、Mo等合金元素也能够确保充分的淬火性，成本也被抑制为较低。因此，近年来添加硼的钢广泛普及，但为了得到通过冷态锻造成型为部件形状并在淬火、回火后拉伸强度成为1000MPa以上的高强度部件，还需要克服氢脆化的问题。

[0010] 例如，在日本特许第3443285号公报、日本特许第5486634号公报和日本特开平9-104945号公报中，分别公开了“防止晶粒粗大化特性和冷态锻造性优异的冷态锻造用热轧钢材及其制造方法”、“冷态加工用机械构造用钢及其制造方法”、以及“冷态加工性和耐延迟破坏性优异的高强度螺栓用钢、高强度螺栓的制造方法及高强度螺栓”。

[0011] 即，在日本特许第3443285号公报中，公开了一种防止晶粒粗大化特性和冷态锻造性优异的冷态锻造用热轧钢材及其制造方法，其特征在于，含有C：0.10～0.60％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～2.00％、P：0.025％以下、S：0.025％以下、Cr：0.25％以下、B：0.0003～0.0050％、N：0.0050％以下、Ti：0.020～0.100％，余量为Fe和不可避免的杂质，并且在钢的基体中具有20个/100μm2以上的直径为0.2μm以下的TiC或Ti(CN)。

[0012] 另外，在日本特许第5486634号公报中公开了一种能够通过实施通常的球状化处理而实现充分的软质化的冷态加工用机械构造用钢及其制造方法，其特征在于，以质量％计含有C：0.2～0.6％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.2～1.5％、P：0.03％以下、S：0.01～0.05％、Al：0.01～0.1％、N：0.015％以下、以及Cr：超过0.5％且2.0％以下，余量为铁及不可避免的杂质，金属组织具有珠光体和初析铁素体，珠光体和初析铁素体相对于全部组织的合计面积率为90％以上，并且初析铁素体的面积率A与由Ae＝(0.8-Ceq)×96.75(其中，Ceq＝[C]+0.1×[Si]+0.06×[Mn]+0.11×[Cr]，[(元素名)]是指各元素的含量(质量％))表示的Ae具有A>Ae的关系，初析铁素体和珠光体中的铁素体的平均粒径为15～25μm。

[0013] 另外，在日本特开平9-104945号公报中公开了一种冷态加工性及耐延迟破坏性优异的高强度螺栓用钢，其特征在于，以质量％计含有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：小于0.5％、Ti：0.01～0.10％、Al：0.01～
0.05％、B：0.0005～0.003％，余量为Fe和不可避免的杂质，满足0.50≤[C]+0.15[Si]+0.2[Mn]+0.11[Cr]≤0.60。

发明内容

[0014] 根据日本特许第3443285号公报公开的技术，能够降低轧制钢材的硬度，因此能够以低成本进行冷态锻造，另外，能够具备淬火加热时的晶粒粗大化防止特性。但是，由于钢中的Cr含量低，所以淬火性低，在提高部件的强度方面存在限制，作为超过1000MPa的高强度部件，在耐氢脆化特性上存在技术课题。

[0015] 另外，日本特许第5486634号公报公开的冷加工用机械构造用钢，通过实施通常的球状化退火能够软质化，能够应用于高强度部件。但是，钢的化学成分的添加量平衡没有被最优化，并且轧制钢材的组织的铁素体分率实质上较小。因此，如果在部件的冷态锻造时使用进行了产品轧制或实施了短时间的球状化退火的状态下的钢材，则有可能产生开裂，无法以低成本制造部件。

[0016] 而且，在日本特开平9-104945号公报公开的技术中，规定C、Si、Mn及Cr的总量的下限和上限，得到不会给冷态加工性带来不良影响的轧制材料的强度、和在进行调质处理后可得到期望强度的轧制材料的强度。但是，由于Cr量低、淬火性低，因此作为超过1000MPa的高强度部件，在耐氢脆化特性上存在技术课题。

[0017] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种即使在冷态锻造前未实施球状化退火、或者即使使球状化退火短时间化，也能够有效抑制冷态锻造时的开裂产生，在紧接着球状化退火的淬火、回火后的耐氢脆化特性优异的轧制线材。

[0018] 本发明人为解决上述课题进行了各种研究。结果，本发明人得到下述见解(a)～(e)。

[0019] (a)为了即使省略球状化退火或使其短时间化，也能够将冷态锻造性确保为能够进行部件的成型的程度，对于除了有可能生成脱碳层的表层部分以外的内部组织，需要以面积率计95％以上为铁素体和珠光体的混合组织，并且铁素体分率超过40％。

[0020] (b)即使是相同的铁素体和珠光体的混合组织，通过使存在于轧制线材的表面附近的夹杂物微细并且减少伸长的夹杂物，也能够提高冷态锻造性，由此，能够进行更复杂的部件的成型。另外，通过夹杂物的微细化或减少，淬火、回火后的耐氢脆化特性提高。

[0021] (c)C、Si、Mn、Cr等添加元素主要会对轧制线材的强度造成影响。另外，Mn、Ti、N、S等添加元素会对轧制线材中不可避免地含有的夹杂物的组成或形态造成影响。为了具备优异的冷态锻造性和作为冷态锻造部件使用所需的淬火性或耐氢脆化特性，必须充分地考虑这两个类型的添加元素的平衡。并且，为了具备上述冷态锻造性等，需要进一步在产品轧制前的高温加热后进行轧制比为6以上的一次轧制，或需要控制之后的精轧制的温度等钢材的制造条件。由此，以确保能够作为冷态锻造部件使用的级别的淬火性为前提，能够得到即使省略球状化退火或使其短时间化也能够实现优异的冷态锻造性的轧制线材。

[0022] (d)具体而言，在由将化学成分设为预定的平衡的钢水制造钢块或铸锭后，在产品轧制之前的阶段中高温加热至1280℃以上，在确保至少30min以上的均热时间后立刻进行轧制比为6以上的一次轧制并冷却。由此，在凝固时生成的包含Ti的粗大的碳氮化物和/或碳化物，以及包含Ti和/或Mn的粗大的硫化物的一部分，暂时在钢中固溶，并且通过高温的一次轧制切断粗大的硫化物，在之后的冷却过程中微细地再析出。因此，对冷态锻造性带来不良影响的粗大的硫化物得到抑制，并且再析出的微细的碳氮化物和/或碳化物在之后进行的热态的产品轧制的加热时作为钉扎粒子发挥作用，有助于防止奥氏体晶粒的粗大生长。其结果，在产品轧制后的冷却时析出的铁素体微细化，铁素体分率变高，进而能够得到(a)记载的组织。

[0023] (e)如上述那样在高温加热后进行了一次轧制的钢片被再加热，在热态下进行产品轧制成为预定直径的线材。但是，产品轧制中的最终的精轧制优选以5～15/秒的加工速度在750～850℃的温度范围进行。通过管理精轧制的加工速度和温度范围，铁素体相变前的奥氏体晶粒更加微细，铁素体分率变高，因此能够得到(a)记载的组织。如果精轧制温度小于750℃，则铁素体晶粒变得过于微细，轧制线材的强度提高，冷态锻造性恶化，另一方面，如果精轧制温度超过850℃，则无法得到(a)记载的组织。再者，产品轧制时的加热温度优选为1050℃以下。

[0024] 根据上述(a)～(e)的见解而得到的轧制线材，具有铁素体和珠光体的合计面积率为95％以上且铁素体分率超过40％的内部组织。另外，该轧制线材中，存在于从其最表层起2
到D/8(D表示轧制线材的直径(mm))的范围的硫化物的平均面积为6μm以下。而且，该轧制线材中，该硫化物的平均纵横比为5以下。因此，该轧制线材是粗大且伸长的硫化物的存在率少的线材。

[0025] 其结果，上述轧制线材即使省略球状化退火处理或者使其短时间化，也具有充分的冷态锻造性，并且能够确保淬火性，因此能够优选用作冷态锻造部件，能够制成淬火、回火后的耐氢脆化特性也优异的线材。

[0026] 再者，为了在冷态锻造后进行淬火，当加热至超过Ac3点的温度时，奥氏体晶粒的一部分有时会异常大地生长即发生异常晶粒生长，成为部件强度参差变动的主要原因。但是，本发明中的轧制线材的耐粗粒化特性优异，即使在冷态锻造后加热至超过Ac3点的温度的情况下，也能够抑制晶粒的异常晶粒生长。

[0027] 本发明基于上述见解而完成，其主旨在于下述(1)～(3)所示的轧制线材。

[0028] (1)一种轧制线材，其特征在于，

[0029] 以质量％计含有

[0030] C：0.20％以上且小于0.40％、

[0031] Mn：0.10％以上且小于0.40％、

[0032] S：小于0.020％、

[0033] P：小于0.020％、

[0034] Cr：0.70％以上且1.60％以下、

[0035] Al：0.005％以上且0.060％以下、

[0036] Ti：0.010％以上且0.080％以下、

[0037] B：0.0003％以上且0.0040％以下、以及

[0038] N：0.0020％以上且0.0080％以下，

[0039] 余量为Fe和杂质，

[0040] 在将Ti、N和S的各含量(质量％)分别设为[Ti]、[N]、[S]时，

[0041] 在[S]≤0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(0.008+3.4×[N])以下，

[0042] 在[S]≥0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(8.0×[S]+3.4×[N])以下，

[0043] 内部组织是以面积率计铁素体比率为40％以上的铁素体与珠光体的混合组织，在包含轴向的平面的截面中，将直径设为D(mm)时，存在于从最表层到D/8位置的范围的硫化物的平均面积为6μm2以下，所述硫化物的平均纵横比为5以下。

[0044] (2)根据上述(1)记载的轧制线材，以质量％计含有0％以上且小于0.40％的Si和0％以上且0.050％以下的Nb之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。

[0045] (3)根据上述(1)或(2)的任一项记载的轧制线材，以质量％计含有0.50％以下的Cu、0.30％以下的Ni、0.05％以下的Mo和0.05％以下的V之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。

[0046] (4)根据上述(1)～(3)的任一项记载的轧制线材，以质量％计含有0.05％以下的Zr、0.005％以下的Ca和0.005％以下的Mg之中的至少一种来代替所述Fe的一部分。

[0047] 通过使用本发明的轧制线材作为原材料，即使省略球状化退火处理或使其短时间化，也能够通过冷态锻造成型为部件，即使在淬火时对奥氏体区域加热，也能够抑制晶粒的异常晶粒生长，能够作为淬火、回火后的耐氢脆化特性也优异的冷态锻造部件使用。附图说明

[0048] 图1是表示满足本实施方式的[Ti]与[S]的关系的区域的图。

[0049] 图2是表示环状V型切口试验片的图。

具体实施方式

[0050] 以下，对本实施方式的轧制线材进行详细说明。再者，本实施方式的轧制线材是指棒状或线状的轧制钢材且其直径为5～25mm左右。另外，以下所示的各元素的含量的“％”是指“质量％”。

[0051] (A)关于化学成分

[0052] C：0.20％以上且小于0.40％

[0053] C是使钢强化的元素，必须含有0.20％以上。另一方面，如果C的含量为0.40％以上，则冷态锻造性降低。因此，将C的含量设为0.20％以上且小于0.40％。而且，在想提高冷态锻造部件的淬火硬度的情况下，优选将C的含量设为0.24％以上，在进一步想提高冷态锻造性的情况下，优选设为0.35％以下。

[0054] Mn：0.10％以上且小于0.40％

[0055] Mn是提高淬火性所需的元素，因此将其下限值设为0.10％。但是，如果Mn的含量成为0.40％以上，则在精轧制后的冷却时铁素体相变的开始温度下降，铁素体分率下降，进而生成贝氏体，因此冷态锻造性降低。因此，需要将Mn的含量设为小于0.40％。再者，为了提高淬火性，Mn优选含有0.20％以上。

[0056] S：小于0.020％

[0057] S作为杂质而含有。但是，如果S的含量成为0.020％以上，则钢中所含有的硫化物会成为粗大且伸长的形态，会使冷态锻造性下降。S的含量优选小于0.010％。另外，为了得到冷态锻造性优异的硫化物的形态和大小，S即使在相同的含量范围内，也必须考虑与Ti或N的平衡而含有。

[0058] P：小于0.020％

[0059] P作为杂质而含有。但是，如果P的含量成为0.020％以上，则不仅会使冷态锻造性降低，而且在对奥氏体的加热时P在晶界偏析而成为淬火时的开裂产生的主要原因，而且会使淬火、回火后的耐氢脆化特性下降。因此，必须使P的含量小于0.020％。P的含量优选设为小于0.010％。

[0060] Cr：0.70％以上且1.60％以下

[0061] Cr与Mn同样是提高淬火性所需的元素，在本发明中必须含有0.70％以上。但是，如果Cr的含量超为1.60％，则虽然淬火性变高，但在精轧制后的冷却时铁素体相变的开始温度下降，铁素体分率下降，进而生成贝氏体，因此冷态锻造性降低。为了稳定地得到高淬火性，优选将Cr的含量设为0.80％以上，更优选含有0.90％以上。另一方面，在想进一步提高冷态锻造性的情况下，优选将Cr的含量设为1.50％以下，更优选设为1.40％以下。

[0062] Al：0.005％以上且0.060％以下

[0063] Al不仅具有脱氧作用，还具有与N结合而形成AlN，利用其钉扎效果，使热轧时的奥氏体晶粒微细化，抑制贝氏体的生成的作用。因此，必须含有0.005％以上的Al。另一方面，如果Al的含量超过0.060％，则不仅其效果饱和，还会由于生成粗大的AlN而使冷态锻造性降低。在想进一步抑制贝氏体的生成的情况下，Al的含量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。另外，从提高冷态锻造性的观点来看，Al的含量优选为0.050％以下，更优选为0.045％以下。

[0064] Ti：0.010％以上且0.080％以下

[0065] Ti具有与N或C结合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物，利用它们的钉扎效果，在热轧时使奥氏体晶粒微细化，抑制精轧制后的冷却过程中的贝氏体的生成，提高铁素体分率的作用。另外，Ti还具有抑制为了在冷态锻造后进行淬火而加热至超过Ac3点的温度时的异常晶粒生长的作用。而且，Ti减少固溶在钢中的N、抑制BN的生成，因此还具有提高由B带来的淬火性提高的效果的作用。此外，Ti具有与S反应而改变硫化物的组成，使硫化物微细化，提高冷态锻造性、耐氢脆化特性的效果，因此必须考虑与N或S的平衡而进行添加。

[0066] 为了得到这些效果，Ti必须含有0.010％以上。为了进一步得到这些效果，Ti的含量优选为0.030％以上，更优选为0.060％以上。另一方面，在含有超过0.080％的情况下，在精轧制时会析出微细的Ti碳化物，使铁素体相强化、使冷态锻造性恶化，因此Ti的含量为0.070％以下。再者，Ti会形成碳化物、氮化物或碳氮化物，并且固溶于硫化物，给硫化物的形态和大小带来影响。因此，有助于淬火时的异常晶粒生长的抑制或冷态锻造性、耐氢脆化特性的提高。因此，Ti的含量即使在上述范围内，也必须考虑与S或N的平衡而含有。

[0067] B：0.0003％以上且0.0040％以下

[0068] 通过添加微量的B，可有效提高钢的淬火性，必须含有0.0003％以上。但是，如果含有超过0.0040％，不仅效果会饱和，而且还会使冷态锻造性劣化。在想进一步提高淬火性的情况下，B的含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。另一方面，在进一步提高冷态锻造性的情况下，B的含量优选为0.0030％以下，更优选为0.0025％以下。

[0069] N：0.0020％以上且0.0080％以下

[0070] N具有与Ti或Al结合而生成氮化物或碳氮化物，使热轧时的奥氏体晶粒微细化的效果，以及抑制将冷态锻造部件淬火时的加热时的异常晶粒生长的效果。但是，N含量必须考虑与对硫化物的组成和形态带来影响的Ti的平衡而决定。为了得到这些效果，N必须含有0.0020％以上，优选含有0.0030％以上。但是，如果过剩地含有N，则不仅会使这些效果饱和，还会与B结合而生成氮化物，减弱由B带来的淬火性提高的效果，因此N的含量需要设为
0.0080％以下。为了稳定地提高淬火性，N含量优选小于0.0070％，更优选为0.0060％以下。
此外，N会与Ti结合而生成氮化物或碳氮化物。因此，N会影响到对硫化物的形态和大小带来影响的Ti量。因此，N必须考虑与Ti或S的平衡而含有。

[0071] 在本申请发明中，如此前所述的那样，Ti、N、S的各元素的平衡十分重要。特别是在([Ti]-3.4×[N])与[S]之比过小的情况下，无法得到Ti固溶于硫化物而使硫化物微细化的效果，容易存在粗大的硫化物。其背景是：在本发明中为了得到适合于冷态锻造性的铁素体·珠光体组织，使Mn的含量低，Fe固溶在硫化物中而容易使硫化物粗大化。

[0072] 另一方面，在([Ti]-3.4×[N])与[S]之比过大的情况下，微细的Ti碳化物在铁素体中析出，提高铁素体的强度，使冷态锻造性下降。

[0073] 通过使([Ti]-3.4×[N])与[S]之比为适当量，所含有的硫化物成为固溶有Ti的组成。其结果，硫化物微细化，母材的冷态锻造性得以改善。另外，即使在淬火时对奥氏体区域加热也能抑制晶粒的异常晶粒生长，能够作为淬火、回火后的耐氢脆化特性也优异的冷态锻造部件使用。

[0074] 基于此，在将本实施方式的轧制线材中的Ti、N及S的各含量(质量％)分别设为[Ti]、[N]、[S]时，它们满足如下条件：

[0075] 在[S]≤0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(0.008+3.4×[N])以下，

[0076] 在[S]≥0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(8.0×[S]+3.4×[N])以下。

[0077] 在该定义中，规定[Ti]的上限的数学式以[S]＝0.0010为边界而改变。对于其理由会在后面进行说明。

[0078] 图1的斜线部分表示满足上述的[Ti]、[N]和[S]的关系的区域。图1中，由纵轴表示的值A是依赖于上述[N]的值([N]的3.4倍值)，具体而言是在0.0068(质量％)～0.0272(质量％)的范围内变动的值。再者，在本申请发明中，由于[N]规定为0.0020％以上且0.0080％以下，因此值A为0.0068以上且0.0272以下。

[0079] 在[S]≥0.0010的情况下，通过使[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上，所含有的硫化物成为固溶有Ti的组成，实现微细化，因此冷态锻造性得到改善。

[0080] 另外，在[S]≥0.0010的情况下，通过使[Ti]为(8.0×[S]+3.4×[N])以下，能够抑制微细的Ti碳化物的析出量，使铁素体的强度不会变得过高，防止冷态锻造性的下降。

[0081] 与[S]≥0.0010的情况同样地，在[S]≤0.0010的情况下，通过使[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上，所含有的硫化物成为固溶有Ti的组成，实现微细化，因此冷态锻造性得到改善。

[0082] 与之相对，在[S]≤0.0010的情况下，[Ti]的上限规定为(0.008+3.4×[N])。在[Ti]位于该范围的情况下，线材内部析出的微细的Ti碳化物的量减少，铁素体的强度不会变得过高，能够防止冷态锻造性的下降。

[0083] 在此，关于[Ti]的上限值，对在[S]＝0.0010的前后将数学式分开的理由进行说明。如上所述，对于[Ti]的上限值，为了抑制微细的Ti碳化物的析出量并使线材的强度适当而进行限制。在[Ti]少的区域，尤其在[Ti]为(0.008+3.4×[N])以下的区域中，(无论[S]含量如何)生成的微细的Ti碳化物是微量的，给线材硬度带来的影响小。在[S]较多的区域规定[Ti]的上限的式子(8.0×[S]+3.4×[N])与(0.008+3.4×[N])的交点处，[S]＝0.0010。

[0084] 即，在[S]≤0.0010的范围中，即使[Ti]为(8.0×[S]+3.4×[N])以上，只要为(0.008+3.4×[N])以下，就可以制造能够达成本申请发明的目标的轧制线材。因此，在[S]≤0.0010的区域中，导入与[S]≥0.0010的区域不同的规定。

[0085] 另外，本实施方式的轧制线材大多主要用于在冷态锻造后通过淬火、回火赋予强度的部件。由此，为了确保作为部件的淬火性，优选使在该轧制线材中含有的C、Mn、Cr满足下述式<1>。

[0086] [Mn]×[Cr]>0.134×(D/25.4-(0.50×√[C]))/(0.50×√[C])<1>

[0087] 在此，在上述式中，[Mn]、[Cr]、[C]表示各自的元素以质量％计的含量，D表示轧制线材的直径(mm)。

[0088] 在此，式<1>的左边是由钢中所含有的Mn、Cr的质量％之积表示的值，是为了确保作为高强度冷态锻造部件需求的淬火性所需的参数。

[0089] 与之相对，式<1>的右边是表示D与[C]的关系的参数，在将直径为D(mm)的轧制线材加热至Ac3点以上的温度，通过油冷进行淬火处理的情况下，会影响到在轧制线材的中心部即从表面到D/2(mm)位置处得到的马氏体的分率。

[0090] 并且，作为高强度冷态锻造部件，为了确保充分的淬火性，优选式<1>中左边的值大于右边的值。

[0091] 此外，本实施方式的轧制线材中的余量为“Fe和杂质”。在此，“杂质”是意外地含有在轧制线材中的成分，是在工业制造钢铁材料时从作为原料的矿石及废料混入的成分或由于制造环境而混入的成分。例如，氧为杂质，为了抑制粗大的氧化物的生成、避免冷态锻造性变差，优选抑制在0.0030％以下，更优选抑制在0.0020％以下，特别优选抑制在0.0015％以下。

[0092] 接着，在本实施方式涉及的线材中，也可以根据需要含有选自Si、Nb、Cu、Ni、Mo、V、Zr、Ca和Mg中的至少一种元素来代替作为余量的Fe的一部分。以下，对任意添加元素Nb、Cu、Ni、Mo、V、Zr、Ca和Mg的含量和该含量的设定理由进行说明。

[0093] Si：0％以上且小于0.40％

[0094] 由于Si降低热轧状态下的轧制线材的拉伸强度，因此其含量越低越好。但Si会通过固溶强化而使铁素体强化，因此在想要提高冷态锻造部件的回火硬度的情况下也可以含有。该情况下，Si的含量需要小于0.40％。如果Si的含量为0.40％以上，则冷态锻造性降低。在想要提高冷态锻造性的情况下，Si的含量优选小于0.30％，更优选小于0.20％。

[0095] Nb：0％以上且0.050％以下

[0096] Nb与C或N结合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物，利用它们的钉扎效果，在热轧时使奥氏体晶粒微细化，因此具有抑制精轧制后的冷却过程中的贝氏体生成，提高铁素体分率的作用。另外，Nb的碳化物、氮化物或碳氮化物会抑制将冷态锻造部件淬火时的加热时的晶粒的异常晶粒生长。在本实施方式中，即使不添加Nb，也能够实现铁素体分率的提高或晶粒的异常晶粒生长的抑制。但是，在切实地实现这些效果的情况下，添加Nb是有效的。即，为了切实地得到这些效果，Nb优选含有0.003％以上，更优选含有0.005％以上，特别优选含有0.010％以上。另一方面，在Nb含有超过0.050％的情况下，不仅这些效果会饱和，还有可能会使轧制线材的冷态锻造性下降。因此，Nb的含量优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。

[0097] Cu：0.50％以下

[0098] Cu是提高淬火性的元素，可以含有。但是，如果Cu的含量超过0.50％，则淬火性变得过高，在精轧制后会生成贝氏体，导致轧制线材的冷态锻造性的下降。因此，Cu的含量优选为0.50以下％，更优选为0.30％以下，特别优选为0.20％以下。再者，为了稳定地得到上述Cu的添加效果，Cu的含量优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上。

[0099] Ni：0.30％以下

[0100] Ni是提高淬火性的元素，可以含有。但是，如果Ni的含量超过0.30％，则不仅该效果会饱和，而且淬火性会变得过高，在精轧制后会生成贝氏体，导致冷态锻造性的下降。因此，Ni的含量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，特别优选为0.10％以下。再者，为了稳定地得到上述Ni的效果，Ni的含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。

[0101] Mo：0.05％以下

[0102] Mo是通过固溶强化而使钢强化的元素，可大幅提高钢的淬火性。出于该目的可以含有Mo。但是，如果Mo的含量超过0.05％，则在精轧制后会生成贝氏体或马氏体，导致冷态锻造性的下降。因此，Mo的含量优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下，特别优选为0.02％以下。再者，为了稳定地得到上述Mo的效果，Mo的含量优选为0.005％以上。

[0103] V：0.05％以下

[0104] V虽然会与C及N结合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物，但通过微量添加也具有提高钢的淬火性的作用。因此可以含有V。但是，如果V的含量超过0.05％，则由于析出的碳化物或碳氮化物而使轧制线材的强度增大，导致冷态锻造性的下降。因此，V的含量优选为0.05％以下。从提高冷态锻造性的观点出发，V的含量更优选为0.03％以下，特别优选为
0.02％以下。再者，为了稳定地得到上述V的效果，V的含量优选为0.005％以上。

[0105] Zr：0.05％以下

[0106] Zr通过微量地添加也具有提高钢的淬火性的作用。出于该目的可以添加微量的Zr。但是，如果Zr的含量超过0.05％，则会生成粗大的氮化物，使冷态锻造性下降。因此，Zr的含量优选为0.05％以下。从提高冷态锻造性的观点出发，Zr的量更优选为0.03％以下，特别优选为0.02％以下。再者，为了稳定地得到上述Zr的效果，Zr的含量优选为0.003％以上。

[0107] Ca：0.005％以下

[0108] Ca与S结合而形成硫化物，作为MnS的生成核发挥作用，因此Ca具有使MnS微细分散的作用。通过像这样使MnS微细分散，在精轧制后的冷却时将MnS作为生成核而使铁素体析出，所以Ca具有提高铁素体分率的效果。因此可以含有Ca。但是，如果Ca的含量超过0.005％，则上述效果饱和，而且Ca和Al一起与钢中的氧反应生成的氧化物变得粗大，导致冷态锻造性的下降。因此，Ca的含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，特别优选为0.002％以下。此外，为了稳定地得到上述Ca的效果，Ca的含量优选为0.0005％以上。

[0109] Mg：0.005％以下

[0110] Mg与S结合而形成硫化物，作为MnS的生成核发挥作用，因此Mg具有使MnS微细分散的效果。通过像这样使MnS微细分散，在精轧制后的冷却时将MnS作为生成核而使铁素体析出，所以Mg具有提高铁素体分率的效果。因此可以含有Mg。但是，如果Mg的含量超过0.005％，则上述效果饱和。另外，Mg的添加效率差，会使制造成本恶化。因此，Mg的含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，特别优选为0.002％以下。再者，为了稳定地得到上述Mg的效果，Mg的含量优选为0.0005％以上。

[0111] (B)轧制线材的内部组织

[0112] 本实施方式的轧制线材的冷态锻造性优异，即使省略以往要求20小时左右的产品轧制后的球状化退火处理，或者使该处理的时间为一半左右，也不会产生冷态锻造时的模具寿命下降或成形部件的开裂等。这是因为，通过不仅对所制造的钢的化学成分进行控制，还控制轧制线材的制造条件，由此将轧制线材的金属组织控制为适合于冷态锻造的形态。

[0113] 具体而言，在本实施方式的轧制线材中，除了有可能生成脱碳层的表层部分以外的内部组织是以面积率计95％以上为铁素体和珠光体的混合组织，并且是铁素体组织的分率为40％以上的组织。在此，在本实施方式中的铁素体中不包括珠光体中所含的渗碳体之间的铁素体。另外，铁素体和珠光体的混合组织以面积率计为整体的95％以上是指马氏体、贝氏体的合计小于5％。为了得到良好的冷态锻造性，如上所述，需要将铁素体和珠光体的混合组织以面积率计设为95％以上，更优选设为100％。

[0114] 在铁素体分率小于40％的情况下，无法确保良好的冷态锻造性，在成型时在部件上产生开裂，并且轧制线材的变形阻抗高，因此会产生模具寿命变短之类的问题。铁素体分率优选为45％以上，特别优选为50％以上。

[0115] 另外，为了能够抑制由冷态锻造中的烧结导致的锻造不良，铁素体分率优选为60％以下。铁素体分率更优选为55％以下。

[0116] (C)关于线材的夹杂物的形态

[0117] 本实施方式中的轧制线材的冷态锻造性优异，在冷态锻造时，不会产生模具寿命下降或成型部件的开裂等。另外，即使出于对线材进行淬火的目的而对奥氏体区域加热，也能够抑制晶粒的异常晶粒生长，并且回火后的耐氢脆化特性也优异。这是因为，不仅对所制造的钢的化学成分和/或轧制线材的金属组织进行控制，还使轧制线材表面附近所含的硫化物的形态微细，减少了在轧制方向上伸长的硫化物。

[0118] 具体而言，本实施方式中的线材，通过化学成分或轧制条件的优化，使轧制线材的内部组织成为铁素体分率为40％以上的铁素体和珠光体的混合组织，提高了冷态锻造性。特别是为了得到适合于冷态锻造性的铁素体和珠光体的混合组织，对Mn的含量进行了限制，但在这样的低Mn的成分系统中，铸锭所含的硫化物会成为固溶有Fe的硫化物，从而容易粗大化。因此通过如上所述平衡良好地含有Ti、N、S，能够使Ti固溶于硫化物，抑制硫化物的粗大化。

[0119] 另外，对于在铸锭的阶段残留的粗大的硫化物，通过在产品轧制之前的阶段高温加热至1280℃以上，在确保至少30min以上的均热时间后立刻进行轧制比为6以上的一次轧制，能够将其切断。并且，进而通过高温加热而固溶的粗大的硫化物的一部分，会在之后的冷却过程中微细地再析出。通过这些处理，能够抑制对冷态锻造性或耐氢脆化特性带来不良影响的粗大的硫化物。特别是在从轧制线材成型为冷态锻造部件时，存在于从表层到D/8(D：轧制线材的直径)的范围的硫化物会引起由冷态锻造导致的开裂或氢脆化。因此，在本实施方式中，在包含轧制线材的轴向的截面中，存在于从最表层到D/8的范围的硫化物的平均面积设为6μm2以下，另外该硫化物的平均纵横比为5以下。

[0120] 如果硫化物的平均面积大于6μm2，则不论其形态如何，在冷态锻造时应力会集中在粗大的硫化物的周围，成为开裂产生的起点。另外，如果硫化物的平均面积大于6μm2大，则淬火、回火后的耐氢脆化特性也劣化。因此，本实施方式中的轧制线材，存在于从最表层到D/8的范围的硫化物的平均面积为6μm2以下。再者，该硫化物的平均面积越小越好。

[0121] 另外，本实施方式中的轧制线材，不论硫化物的尺寸如何，都使硫化物的最大长度与最大宽度之比即纵横比的平均值小于5。由此，能够抑制伸长的硫化物成为开裂产生的起点。再者，该硫化物的平均纵横比越小越好。

[0122] (D)关于线材的制造工艺

[0123] 本实施方式中，不仅控制轧制线材的化学成分，还控制轧制线材的制造条件，由此能够控制产品轧制状态下的组织和/或夹杂物的形态，提供可适合用作冷态锻造部件的轧制线材。以下，例示用于控制产品轧制后的组织和/或夹杂物的形态的制造方法。再者，只要轧制线材的化学成分和/或组织的形态以及夹杂物的形态在上述本发明的范围内，就不会损害本发明的效果。再者，即使通过下述制造工艺以外的制造工艺得到化学成分和组织的形态在本发明的范围内的轧制线材的情况下，该轧制线材也包含于本发明。

[0124] 具体而言，对C、Mn、Cr、Ti、S、N等化学成分进行调整，利用转炉或电炉等对熔炼、铸造的钢块或铸锭进行分块轧制，制成作为钢片的产品轧制用材料。为了得到本发明的轧制线材，需要在对钢块或铸锭进行分块轧制的阶段，至少高温加热至1280℃以上，在30min以上均热状态后立刻进行轧制比为6以上的一次轧制，接着进行冷却。这是因为通过一次轧制将在铸锭阶段生成的粗大的硫化物切断，进而通过高温加热使粗大的硫化物的一部分固溶，在之后的冷却过程中使其微细地再析出。另外，也是因为通过对由于凝固而在铸锭中生成的粗大的Ti碳氮化物、Ti碳化物等碳氮化物、碳化物进行高温加热，使其暂时固溶于钢，在冷却过程中使其微细地再析出。

[0125] 然后，对通过分块轧制而得到的钢片进行再加热，对预定直径的线材在热态下进行产品轧制，此时的产品轧制时的加热温度为1050℃以下。这是因为如果产品轧制时的加热温度过高，则通过上述的高温加热处理而再析出的微细的碳氮化物、碳化物会再次固溶，伴随产品轧制后的冷却时的铁素体相变，这些氮化物、碳化物整合析出。如果像这样发生整合析出，则会提高产品轧制后的强度，使冷态锻造性下降。再者，没有通过产品轧制时的加热而固溶的Ti碳氮化物、Ti碳化物等碳氮化物、碳化物不会给产品轧制后的强度带来影响，不会使冷态锻造性劣化，即使在冷态锻造后的淬火时加热至Ac3点以上，也具有抑制晶粒的异常晶粒生长的效果。

[0126] 而且，通过产品轧制的精轧制，最终精加工为预定直径的线材。精轧制是利用产品轧制的最终工序中的精轧机组实施的轧制，将加工速度Z设为5～15/秒，并且在750～850℃的轧制温度范围内进行。加工速度Z是根据由精轧制导致的线材的截面减少率和精轧制时间，通过下述式<2>求出的值。另外，对于精轧制温度，可以使用红外线放射温度计等测定精轧机组出口侧的温度。

[0127] Z＝-ln(1-R)/t<2>

[0128] 其中，R是由精轧制导致的线材的截面减少率，t是精轧制时间(秒)。

[0129] 另外，截面减少率R是根据轧制线材的精轧制前的截面积A0和精轧制后的截面积A，通过R＝(A0-A)/A0而求出的。

[0130] 精轧制时间t是轧制线材从精轧机组中通过的时间，能够通过将精轧机组的最初的轧制机到最后的轧制机的距离除以轧制线材的平均输送速度而求出。

[0131] 在精轧制的温度小于750℃的情况或精轧制的加工速度超过15/秒的情况下，从未再结晶的奥氏体晶粒起开始铁素体相变，因此冷却后的组织变得过于微细，强度变高，冷态锻造性劣化。与之相对，在精轧制的温度超过850℃的情况或加工速度小于5/秒的情况下，由于再结晶后的奥氏体晶粒粗大化，铁素体相变的开始温度变低，所以冷却后的组织的铁素体分率变小，冷态锻造性劣化。再者，在精轧制完成之后，直到轧制线材的表面温度成为500℃为止的冷却速度的范围优选设为0.2～5℃/秒。

[0132] 实施例

[0133] 以下，通过实施例对本发明进行具体说明。

[0134] 本发明中，即使是相同的化学成分的钢，根据制造工艺的不同，有时也不满足本发明的必要条件。因此，首先使用化学成分大致相同的钢，在不同的条件下制造轧制线材，对本发明的效果进行调查。另外，使用化学成分不同的钢，在相同的条件下制造轧制线材，对本发明的效果进行调查。

[0135] 首先，关于使用了化学成分大致相同的钢的例子，采用表1所示的成分，进而按照该表所示的条件(一次轧制加热温度、一次轧制压下比、线材轧制加热温度、以及精轧制温度)，得到分块轧制后的钢片，由该钢片进行产品轧制形成预定直径的线材，得到轧制线材(发明例A0及比较例A1～A6)。再者，表1中的“-”是指该元素的含量为杂质级别，可以判断为实质上不含有。

[0136] 表1

[0137]

[0138] 接着，关于使用化学成分不同的钢的例子，采用表2所示的成分，在由铸锭得到钢片的阶段，将一次轧制加热温度设为1280℃以上，将一次轧制压下比设为6以上，进行分块轧制。并且，使用得到的钢片进行产品轧制(线材轧制加热温度：1030～1050℃、精轧制温度：750～850℃)，得到轧制线材(发明例1～14及比较例15～25)。再者，表2中的“-”是指该元素的含量为杂质级别，可以判断为实质上不含有。

[0139] 另外，在表2中一并记载了由下式表示的指标Y1。

[0140] Y1＝([Ti]-3.4×[N])/[S] <1>

[0141] 其中，[Ti]、[N]、[S]表示各自的元素的以质量％计的含量。

[0142] Y1是表示钢所含有的Ti、N、S的含量平衡的式子，是对能够作为高强度冷态锻造用部件使用的淬火性、存在于轧制钢材的表面附近的硫化物的形态、大小进行控制，赋予优异的冷态锻造性或淬火时的异常晶粒生长的抑制及淬火、回火后优异的耐氢脆化特性所需的参数。

[0143] 如上所述，在本实施方式的轧制线材中，在[S]≥0.0010的情况下，[Ti]为(4.5×[S]+3.4×[N])以上且(8.0×[S]+3.4×[N])以下是必要条件。该必要条件通过使用指标Y1而表示为4.5≤Y1≤8.0。

[0144] 在[S]≤0.0010的情况下，[Ti]的下限也为(4.5×[S]+3.4×[N])。这表示为4.5≤Y1。另一方面，[S]≤0.0010的范围内的[Ti]的上限表示为(0.008+3.4×[N])，不受Y1的影响。在该区域中，容许[Ti]位于Y1>8.0的区域。

[0145] 表2

[0146]

[0147] 关于表1所示的化学成分的发明例的试验编号A0及比较例A1～A6，如以下这样制造轧制线材。

[0148] 即，表1所示的发明例A0中，将铸锭插入到1290℃的炉内，进行2小时均热后，取出到炉外，然后立刻进行分块，制成162mm见方的钢片。此时，轧制比为7.5。

[0149] 另一方面，比较例A1中，将铸锭插入1180℃的炉内，进行2小时均热后，取出到炉外，然后立刻进行分块，制成162mm见方的钢片。此时，轧制比与A0相同地为7.5。

[0150] 另外，比较例A5中，将铸锭插入1200℃的炉内，进行2小时均热后，取出到炉外，然后立刻进行分块，制成162mm见方的钢片。此时，轧制比与A0相同地为7.5。

[0151] 另外，比较例A2、A6中，将截面积比A0或A1小的铸锭插入到1290℃的炉内，进行2小时均热后，取出到炉外，然后立刻进行分块，制成162mm见方的钢片。此时，比较例A2的轧制比为2.4，比较例A6的轧制比为5.3。

[0152] 接着，在1040℃下分别对这些成为轧制用材料的钢片进行加热后，以精轧制温度为820℃，进行产品轧制以成为预定直径，制造了轧制线材。此时，精轧制的加工速度为5～15/秒的范围，在精轧制完成后，将直到相变完成为止的平均冷却速度设为0.4℃/秒，进行了调整冷却。

[0153] 比较例A3、A4中，将与发明例A0相同的化学成分、与A0相同的条件下进行分块轧制而得到的162mm见方的钢片作为产品轧制用材料，改变产品轧制前的加热温度或精轧制的温度，制造轧制线材。具体而言，比较例A3中，将产品轧制的加热温度设为1050℃进行加热之后，以轧制温度为950℃进行精轧制以成为预定直径，制造轧制线材。此时，精轧制的加工速度为5～15/秒的范围，在精轧制完成后，直到相变完成为止的平均冷却速度为0.4℃/秒。

[0154] 比较例A4中，将产品轧制的加热温度设为1150℃进行加热之后，以轧制温度为830℃进行精轧制以成为预定直径，制造轧制线材。此时，精轧制的加工速度为5～15/秒的范围，在精轧制完成后，直到相变完成为止的平均冷却速度为0.4℃/秒。

[0155] 比较例A6中，将与发明例A0不同的化学成分、与A0不同的条件下进行分块轧制而得到的162mm见方的钢片作为产品轧制用材料，改变产品轧制前的加热温度或精轧制的温度，制造轧制线材。具体而言，比较例A6是将一次轧制温度设为1290℃、将一次轧制压下比设为5.3的例子，在将产品轧制的加热温度设为1040℃进行加热后，以轧制温度为820℃进行精轧制以成为预定直径，制造轧制线材。此时，精轧制的加工速度为5～15/秒的范围，在精轧制完成后，直到相变完成为止的平均冷却速度为0.4℃/秒。

[0156] 接着，关于表2所示的化学成分的发明例的试验编号1～14及比较例15～25，如以下这样制造轧制线材。

[0157] 即，在真空熔炼炉中熔炼表2所示的各化学成分的钢。熔炼的铸锭插入到加热至1290℃的炉内，在2小时均热后，取出到炉外，然后立刻进行分块轧制，制成140mm见方的钢片，将其作为产品轧制用材料。此时，轧制比为7.4。接着，在以1030～1050℃加热产品轧制用材料后，将精轧制温度调整为750～850℃之间，实施产品轧制，制成直径为14mm的线材。
此时，精轧制的加工速度均为5～15/秒的范围，在精轧制完成后，直到相变完成为止的平均冷却速度为0.4～2℃/秒。

[0158] 关于如以上这样制造的轧制线材(发明例A0和比较例A1～A6、发明例1～14和比较2
例15～25)，对铁素体分率(面积％)、夹杂物的形态(硫化物平均面积(μm)和硫化物平均纵横比)、冷态锻造性(变形抗力和开裂)、耐氢脆化特性、以及是否产生异常粗大晶粒进行了调查。

[0159] (轧制线材的微小组织(铁素体分率)的调查)

[0160] 在将轧制线材切断为长度10mm后，以使横截面(与轧制线材的轴正交的截面)成为被检测面的方式进行树脂填埋，并进行镜面研磨。接着，用3％硝酸乙醇(硝酸乙醇腐蚀液)腐蚀表面，使微观组织显现。之后，在从轧制线材的表面到D/4(D：轧制线材的直径)的位置，使用光学显微镜以200倍的倍率拍摄5个视场的微观组织照片，确定“相”。其结果，确认在实施例及比较例中的任一检体中，以面积率计95％以上为铁素体、珠光体。另外，使用图像分析软件对各视场中的铁素体面积率进行测定，求出它们的平均值作为各例中的铁素体分率。

[0161] (夹杂物的形态(硫化物平均面积(μm2)及硫化物平均纵横比)的调查)

[0162] 在将轧制线材切断为长度12mm后，以轧制线材的纵剖面(包括线材的轴的平面)成为被检测面的方式进行树脂填埋，并进行镜面研磨。被检测面设为与轧制线材的长边方向平行，利用扫描型电子显微镜(SEM)确定被推测是存在于从轧制线材的表面到D/8(D：轧制线材的直径)的位置的范围的硫化物的夹杂物。更具体而言，在从轧制线材的表面到D/8的范围中，以500倍的倍率确定100处被测检面内的任意的观察区域。各观察区域的面积为254μm×190μm，观察区域的总面积为4.8mm2。并且，基于通过各观察区域的反射电子图像而判别的对比，确定夹杂物，并对确定的各夹杂物的面积及纵横比进行测定。最后，求出它们的平均值设为各例中的硫化物平均面积(面积％)及硫化物平均纵横比。再者，被确定的夹杂物通过能量色散型X射线光谱法(EDS)确认为硫化物。

[0163] (冷态锻造性(变形阻力、开裂)的调查)

[0164] 冷态锻造性通过冷加工时的变形阻力和轧制线材是否产生开裂来进行评价。具体而言，从与轧制线材的中心部相当的位置起，机械加工切下φ10×15mmL的圆棒，通过冷压缩试验对变形阻力进行测定，并且对加工时是否产生开裂进行调查。阶段性地压缩试验片直到应变成为(ε＝2.2)为止，测定压缩时的最大载荷，算出变形阻力。另外，通过目测判断试验片表面是否产生开裂。

[0165] 关于变形阻力，将根据最大载荷算出的变形阻力小于100kgf/mm2(980MPa)的情况设为“好”，另一方面，将该变形阻力为100kgf/mm2(980MPa)以上的情况设为“不好”。关于开裂，将在试验片的任何部分均不产生开裂的情况设为“好”，另一方面，将在试验片表面的至少某一处产生开裂的情况设为“不好”。并且，将变形阻力和开裂中的任一个评价均为“好”的情况作为“好”而进行综合评价，另一方面，将变形阻力和开裂中的至少某一者不合格的情况作为“不好”而进行综合评价。

[0166] (耐氢脆化特性的调查)

[0167] 对轧制线材实施淬火、回火，将轧制线材的拉伸强度调整为约1200MPa。接着，对调整了拉伸强度的线材实施机械加工，得到图2所示的附带环状V型切口的试验片。图2中，未公开单位的数值表示试验片的对应部位的尺寸(单位为mm)。另外，该图中，“φ数值”表示指定的部位的直径(mm)，“60°”表示V型切口角度，“0.175R”表示V型切口底部半径。再者，试验片针对各发明例及各比较例分别准备10片。

[0168] 接着，关于各发明例及各比较例中的每一个，采用电解充电法，向多个附带环状V型切口的试验片中导入各种浓度的氢。再者，电解充电法如以下这样实施。即，在将试验片浸渍于硫氰酸胺水溶液中的状态下，使试验片的表面产生阳极电位，使氢进入到试验片内。然后，在试验片的表面形成镀锌被膜，由此防止试验片中的氢的逸散。

[0169] 接着，对于试验片的V型切口截面施加公称应力为1080MPa的抗拉应力，实施施加一定载荷的恒定载荷试验。对于在试验中破裂的试验片及未破裂的试验片这两者，使用气相色谱仪装置实施升温分析法，测定试验片中的氢量。测定后，对于各发明例及各比较例中的每一个，将未破裂的试验片的最大氢量定义为极限扩散性氢量Hc。

[0170] 而且，以具有与JISG4053(2008)的SCM435相当的化学组成的钢的极限扩散性氢量(0.40ppm)为基准，对于各发明例及各比较例中的每一个，将极限扩散性氢量为0.40ppm以上的情况评价为“好”，将小于0.40ppm的情况评价为“不好”。

[0171] (是否产生异常粗大晶粒的调查)

[0172] 对在冷态锻造性(变形阻力、开裂)的调查中加工的试验片进行再加热，确认是否产生异常粗大晶粒。具体而言，在将冷态加工的试验片在惰性气体气氛、880℃的炉内进行30分钟加热后，进行浸渍于60℃的油槽的淬火，观察试验片的微观组织，观察是否产生异常粗大晶粒。以能够观察试验片的内部组织的方式，与轴向平行地切断进行了淬火的试验片，并进行树脂填埋。接着，腐蚀表面以使得能够显现出旧奥氏体晶界，利用光学显微镜对微观组织进行观察。将倍率设为500倍，对与冷态加工前的试验片的D1/4(D1：试验片的直径)相当的位置进行观察，将仅观察到整粒的情况判定为“好”，将观察到异常粗大晶粒的情况判定为“不好”。再者，仅观察到整粒的组织呈现5～30μm左右的旧奥氏体晶粒，在观察到异常粗大晶粒的组织中混合存在有生长超过100μm的晶粒。

[0173] 关于以上说明的铁素体分率(面积％)、夹杂物的形态(硫化物平均面积(μm2)及硫化物平均纵横比)、冷态锻造性(变形阻力及开裂)、耐氢脆化特性、以及是否产生异常粗大晶粒，在表3(发明例A0及比较例A1～A6)及表4(发明例1～14及比较例15～25)中示出调查结果。另外，在表3、4中也一并记载是否满足图1所示的[Ti]与[S]的关系。

[0174] 表3

[0175]

[0176] 表4

[0177]

[0178] 根据表3、4，在发明例A0及发明例1～14中，各元素具有本申请预定的含量，并且Ti含量与S含量的关系满足图1的斜线区域的范围，铁素体分率、硫化物的平均面积和硫化物的平均纵横比在本申请预定的范围内。因此，在发明例A0及发明例1～14中，关于冷态锻造性、耐氢脆化特性、以及是否产生异常粗大晶粒之中的任一项，都能够得到优异的结果。

[0179] 与之相对，在比较例A1～A6及比较例15～25中，各元素不具有本申请预定的含量，或者Ti含量与S含量的关系不满足图1的斜线区域的范围，或者铁素体分率、硫化物的平均面积和硫化物的平均纵横比不在本申请预定的范围内。因此，在比较例A1～A6及比较例15～25中，关于冷态锻造性、耐氢脆化特性、以及是否产生异常粗大晶粒之中的至少任一项，没有得到优异的结果。

[0180] 产业上的可利用性

[0181] 根据本发明，能够提供一种即使在冷态锻造前不实施球状化退火或者即使使球状化退火短时间化，也能有效抑制冷态锻造时的开裂产生，并且紧接着球状化退火的淬火、回火后的耐氢脆化特性优异的轧制线材。因此，本发明尤其是在能够作为冷态锻造部件的材料使用这一点上有前途。

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