(57)【要約】【課題】熱間加工性、冷間加工性、および冷間加工後の硬さを確保できる機械構造用鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００７〜０．０３％、Ｎ：０．００９〜０．０１３％をそれぞれ含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、固溶状態としてのＮの含有量が０．００４〜０．００７５％であり、かつ、ＴｉとＮの含有量が下記（１）式の関係を満足することを特徴とする熱間加工性、冷間加工性、および冷間加工後の硬さに優れた機械構造用鋼。  ０．６０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．００  ・・・（１）［式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．０２５％、
Ｓｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｎ：０．４〜１．０％、
Ｐ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００７〜０．０３％、
Ｎ  ：０．００９〜０．０１３％をそれぞれ含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、固溶状態としてのＮの含有量が０．００４〜０．００７５％であり、かつ、
ＴｉとＮの含有量が下記（１）式の関係を満足することを特徴とする熱間加工性、冷間加工性、および冷間加工後の硬さに優れた機械構造用鋼。
０．６０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．００  ・・・（１）
［式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］
【請求項２】
更に、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の機械構造用鋼。
【請求項３】
更に、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
【請求項４】
更に、
Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【請求項５】
更に、
Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、およびＬｉ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも一種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ボルト・ナットなどの部品を製造するために有用な機械構造用鋼に関するものであり、特に熱間加工性（熱間圧延、熱間鍛造、熱間圧造、熱間転造、熱間引き抜き、熱間押し出しなど）および冷間加工性（冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造、冷間引き抜き、冷間押し出しなど）に優れた機械構造用鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護の観点から、自動車等の各種機械構造部品には燃費を向上させるため、軽量化、高強度化が要望されている。
【０００３】
自動車等の各種機械構造部品は、熱間加工（熱間圧延、熱間鍛造など）により製造された棒鋼または線材を冷間加工して部品形状に成形することで製造されている。前記冷間加工（例えば、２００℃以下の雰囲気における加工）は、生産性が高く、寸法精度が良く、さらに鋼材の歩留まりが良好であるという点で有利である。
【０００４】
このような背景の下、各種機械構造部品に用いられる鋼には、良好な冷間加工性、すなわち冷間加工が可能な程度に変形抵抗が小さく、かつ冷間加工後には所定以上の強度（硬度）が確保できることが望まれている。
【０００５】
一方、機械構造部品によっては非常に複雑な形状のものがあり、鍛造を数回繰り返すことによって部品を成形するものもある。その際、全ての工程を、例えば冷間鍛造によって実施すると、加工途中で加工硬化によって変形抵抗が増加することにより変形能の劣化を招く場合があり、冷間鍛造工程の間に焼戻しすることや、工程の初期で熱間あるいは温間鍛造してから仕上げで冷間鍛造するということが行われる。
【０００６】
すなわち、機械構造部品を製造するために用いられる鋼は、まず棒鋼または線材にするために熱間加工（熱間圧延、熱間鍛造など）される他、棒鋼または線材を部品形状に成形する際、冷間加工前に熱間加工（熱間鍛造など）が行われる場合もあり、上記した冷間加工性および冷間加工後の強度（硬度）に加えて、熱間加工性も要求される。
【０００７】
冷間加工性と冷間加工後の強度を両立させた技術として、例えば特許文献１、２が挙げられる。特許文献１には平均粒径が５００ｎｍ以下でセメンタイトフリーのフェライト組織を有する冷間加工性に優れた高強度鋼線または棒鋼が開示されている。より詳細には、Ｃ量を所定量以下にした鋼に３５０〜８００℃の範囲内で温間加工を施した後、塑性ひずみεが０．０５以上となるように冷間加工を施すことによって平均結晶粒径が５００ｎｍ以下のフェライト主相組織とし、冷間加工時の変形能と冷間加工後の強度を両立させている。特許文献２には、常温時効の進行を抑制すると共に、冷間鍛造後の歪時効硬化により部品強度を向上させることができる冷間鍛造用線材・棒鋼が開示されている。具体的には、フェライト粒径をできるだけ大きくし、固溶Ｃ、Ｎが常温で転位に固着するまでの距離を稼ぐことによって常温時効を抑制している。これら特許文献１、２は、冷間加工に着目したものであり、熱間加工性については考慮されておらず必ずしも十分な熱間加工性を有しているとは言えない。さらに特許文献１では、強加工による動的再結晶によって組織を微細化しているため、熱間加工温度域まで温度を上昇させると再結晶が容易に生じ、所定の強度を達成できないものと考えられる。
【０００８】
また、特許文献３には結晶粒度特性に優れた肌焼ボロン鋼が開示されており、特許文献４ではその製造方法が開示されている。特許文献３、４では、Ｔｉを添加することによってｆｒｅｅ−Ｎを固定し、かつ、Ｔｉ炭化物、Ｔｉを含有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析出させることによって浸炭時のオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制している。これら特許文献３、４は、固溶ＮがＴｉに固定されているため、冷間加工しただけでは加工硬化に応じた強度の向上しか期待できず、所定の強度を確保するためには、別途浸炭処理などの強化処理を施す必要があるものと思われる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００５−３２０６３０号公報
【特許文献２】特開平１０−３０６３４５号公報
【特許文献３】特開平１０−８１９３８号公報
【特許文献４】特開平１０−１３０７２０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、熱間加工性に優れるとともに、良好な冷間加工性と冷間加工後の硬さを確保できる機械構造用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決することのできた本発明に係る、熱間加工性、冷間加工性、および冷間加工後の硬さに優れた機械構造用鋼とは、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００７〜０．０３％、Ｎ：０．００９〜０．０１３％をそれぞれ含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、固溶状態としてのＮの含有量が０．００４〜０．００７５％であり、かつ、ＴｉとＮの含有量が下記（１）式の関係を満足することを特徴とするものである。
０．６０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］≦３．００  ・・・（１）
［式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］
【００１２】
本発明に係る機械構造用鋼は、必要に応じて更に、（ａ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、およびＬｉ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも一種、を含有していてもよい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係る機械構造用鋼によれば、Ｃ量を所定以下に制御し、且つ、ＮとともにＴｉを添加してＮ量、Ｔｉ量、Ｔｉ量とＮ量の比、及び固溶Ｎ量を制御しているため、熱間加工性と、冷間加工性、および冷間加工後の硬さを向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は本発明の実施例で用いた引張試験片の形状を示した概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、冷間加工中は良好な変形能を有し、冷間加工後は所定の硬度、強度を有する機械構造用鋼および冷間加工部品を提供すべく、特願２００８−２４８４７８で既に提案している。前記出願で提案した鋼材は、加工温度が２００℃以下である冷間加工において、優れた冷間加工性と冷間加工後の部品強度を達成している。
【００１６】
本発明者らは、冷間加工される機械構造用鋼について、さらに熱間加工性の観点から検討を重ねた。その結果、以下のことが明らかとなった。通常、機械構造用鋼は熱間あるいは温間加工域まで温度を上昇させると、結晶粒の粗大化が生じやすくなる。ここで、冷間加工前に単に熱間あるいは温間加工域まで温度を上昇させるだけで（つまり加工はしない）、その後冷間加工する場合には、前記した結晶粒の粗大化はその後の加工性等に悪影響を及ぼさないことが確認できている。しかし、冷間加工前に熱間あるいは温間加工域（主にＡ1点以上）で加工を行うと、オーステナイト粒界上にフィルム状のフェライトが析出すること、及び固溶ＮがＡｌと結合してＡｌＮを形成しオーステナイト粒界に偏析することによって粒界強度が著しく低下し、熱間加工時に割れが発生しやすくなることが判明した。
【００１７】
そこで本発明では、良好な熱間加工性を達成するために（ｉ）Ｃ量を所定量以下として熱間加工中のフェライトの析出を抑制している点、および（ｉｉ）ＮとともにＴｉを添加することによって、ＴｉＮを析出させて粒界強度を高めるとともに、Ｔｉで固溶Ｎを所定量固定することによって固溶Ｎ量が過剰とならないようにし、熱間加工中のＡｌＮの生成を抑制している点に大きな特徴を有している。
【００１８】
また冷間加工性は、前記（ｉ）でＣ量を所定量以下にすることによって達成できる。すなわち、Ｃ量を抑制することにより冷間加工中の変形抵抗を抑制でき、良好な冷間加工性が得られる。さらに冷間加工後の部品硬さは、（ｉｉｉ）上記したＴｉによる固溶Ｎの固定で、固溶Ｎを全て固定してしまうのではなく固溶Ｎ量を一定以上残すこと、によって達成できる。
【００１９】
上記（ｉ）〜（ｉｉｉ）について、以下に詳述する。
【００２０】
（ｉ）について
本発明ではＣ量を０．０００５〜０．０２５％とする。Ｃ量が０．０２５％を超えると、オーステナイトからフェライト変態が生じる温度幅が拡大し、オーステナイト粒界上にフィルム状のフェライトが析出し、熱間加工性を劣化させる。また、鋼中にパーライトが生成し、冷間加工時にパーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となる恐れがある。さらにＣ量を０．０２５％以下とすることによって、冷間加工中の変形抵抗を抑制でき、良好な冷間加工性も達成できる。一方、Ｃが少なすぎると鋼材の溶製中の脱酸が困難となる。Ｃ量の下限は好ましくは０．０００８％であり、より好ましくは０．００１０％である。またＣ量の上限は好ましくは０．０２３％であり、より好ましくは０．０２０％である。
【００２１】
（ｉｉ）について
ＮとともにＴｉを添加しＴｉＮを析出させることによって、オーステナイト粒を整粒化し粒界強度を向上させることができる。また、固溶ＮをＴｉによって所定量固定させることで、固溶Ｎ量が過剰になることを抑制する。固溶Ｎ量が過剰になると、熱間加工中にＡｌと結合し、ＡｌＮがオーステナイト粒界に偏析して粒界強度を低下させてしまうためである。このように、ＴｉＮの析出によってオーステナイト粒界強度を向上させるとともに、ＡｌＮのオーステナイト粒界への偏析を抑制することにより、熱間加工中の割れを抑制することができる。
【００２２】
（ｉｉｉ）について
固溶Ｎを所定量以上確保することによって、動的歪み時効による転位を増殖させ、その後固溶Ｎで転位を固着することによって静的歪み時効を発生させ、冷間加工後の部品硬さを確保することができる。
【００２３】
上記（ｉｉ）、（ｉｉｉ）の効果を有効に発揮するためのＮ量、固溶Ｎ量、Ｔｉ量、Ｔｉ量とＮ量の比（[Ｔｉ]／[Ｎ]）は、以下の通りである。
【００２４】
Ｎ：０．００９〜０．０１３％、固溶Ｎ：０．００４〜０．００７５％
ＮはＴｉＮとなって析出することによって、熱間加工時の結晶粒整粒化による熱間加工性の向上に有効な元素である。また、固溶Ｎは冷間加工後に所定の部品硬さを確保するために必要である。従って、熱間加工性および冷間加工後の部品硬さを両方満足させるためには、Ｎ量、固溶Ｎ量を厳密に制御する必要がある。
【００２５】
冷間加工後の十分な部品硬さを得るため、固溶Ｎ量は０．００４％以上とする。固溶Ｎ量は好ましくは０．００４２％以上であり、より好ましくは０．００４５％以上である。一方、固溶Ｎ量が０．００７５％を超えると熱間加工時にＡｌＮが析出しやすくなり、熱間加工性が劣化する。固溶Ｎ量は好ましくは０．００７２％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
【００２６】
Ｎが０．００９％未満であると、十分な冷間加工後の部品硬さを得るための固溶Ｎ量を確保することができない。そこでＮ量は０．００９％以上と定め、好ましくは０．００９５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎが０．０１３％を超えると固溶Ｎ量も過剰となり、上述したように熱間加工性が劣化する。そこでＮ量は０．０１３％以下と定め、好ましくは０．０１２５％以下であり、より好ましくは０．０１２％以下である。
【００２７】
Ｔｉ：０．００７〜０．０３％
Ｔｉは鋼中の固溶Ｎと結合して、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）を形成する元素である。ＴｉＮはオーステナイト粒の成長を抑制し整粒化することによって、粒界強度を向上させる効果を有する。このような効果を得るため、Ｔｉ量を０．００７％以上と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．００９％以上であり、より好ましくは０．０１２％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になるとＴｉＮが過剰に析出することによって、固溶Ｎ量が確保できないこととなり、冷間加工後の部品硬さの低下を招く。そこでＴｉ量を０．０３％以下と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
０．６０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．００・・・（１）
［式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］
【００２８】
上述したように、ＴｉはＴｉＮとして析出することによって結晶粒を整粒化し、熱間加工性を向上させる作用を有し、Ｎは冷間加工後の部品硬さに向上に寄与する。[Ｔｉ]／[Ｎ]が０．６０未満であると、Ｔｉ量が不足するためＴｉＮによる結晶粒の整粒効果が十分発揮されないとともに、固溶Ｎ量が過剰になることによって熱間加工中のＡｌＮが生成してしまうため、熱間加工性が劣化する。一方、[Ｔｉ]／[Ｎ]が３．００を超えると固溶Ｎが不足し、固溶Ｎによる冷間加工後の部品硬さ向上効果が十分に発揮されない。そこで０．６０≦[Ｔｉ]／[Ｎ]≦３．００と定めた。[Ｔｉ]／[Ｎ]の好ましい下限は０．７であり、より好ましくは０．８である。また[Ｔｉ]／[Ｎ]の好ましい上限は２．８であり、より好ましくは２．６である。
【００２９】
本発明では、上記したＣ、Ｔｉ、Ｎの他、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを含有する。各元素の含有量を定めた理由は以下の通りである。
【００３０】
Ｓｉ：０．００５〜０．０３％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸元素として有効に作用し、Ｓｉ量が不足すると、脱酸の効果が発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。また、Ｓｉはセメンタイトの成長を抑制する働きがある。そこでＳｉ量を０．００５％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、Ｓｉ量が過剰になると変形抵抗が増大し、変形能の低下を招く。従ってＳｉ量を０．０３％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．０２７％以下であり、より好ましくは０．０２５％以下である。
【００３１】
Ｍｎ：０．４〜１．０％
Ｍｎは鋼の溶製時に脱酸、脱硫元素として有効に作用し、また熱間加工時に加工性の劣化を抑制する効果を有する。更に、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させることにも有効であり、割れの発生を抑制することができる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．４％以上と定めた。Ｍｎ量は好ましくは０．４２％以上であり、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｍｎ量が１．０％を超えると固溶強化による変形抵抗が顕著に増大するため、却って変形能を低下させる。そこでＭｎ量を１．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは、０．９８％以下であり、より好ましくは０．９５％以下である。
【００３２】
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｐは不純物として不可避的に存在する元素であるが、Ｐはフェライト粒界に偏析することによって、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、Ｐは変形能の観点から極力抑制することが望ましく、０．０５％以下と定めた。Ｐ量の下限は特に制限されないが、極端な低減は製鋼コストの増大を招くだけであり、また製造上０％とすることは困難である。Ｐ量は好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
【００３３】
Ｓ：０．００５〜０．０５％
Ｓは不純物として不可避的に存在する元素であるが、Ｆｅと結合するとＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、Ｍｎを添加してＳの全量をＭｎＳとして析出させる必要がある。但し、ＭｎＳの析出量が過剰になると、変形能が劣化するため、Ｓ量を０．０５％以下と定めた。Ｓ量は好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。一方、Ｓは被削性を向上させる作用を有する。そこでＳ量を０．００５％以上と定めた。Ｓ量は好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。
【００３４】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは鋼の溶製時に脱酸元素として有効に作用し、Ａｌ量が不足すると溶製時の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなる。また、Ａｌは熱間加工時に固溶Ｎと結合してＡｌＮとして析出することで、フェライト粒の整粒化にも有効である。そこで、Ａｌ量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、熱間加工中に固溶Ｎと結合しやすくなって過剰のＡｌＮを形成することとなり、固溶Ｎを減少させて冷間加工後の部品硬さを確保できなくなる他、ＡｌＮは過剰に生成すると熱間加工時にオーステナイト粒界に偏析しやすくなって熱間加工性を劣化させる。そこでＡｌ量を０．０５％以下と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
【００３５】
本発明の機械構造用鋼に用いる基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明では、必要に応じて以下の任意元素を含有していても良い。
【００３６】
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）
Ｃｒ、Ｍｏは共に、冷間加工時の変形能と冷間加工後の硬さを向上させる効果を有する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．１％以上とすることが好ましく（より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上）、Ｍｏ量は０．０４％以上とすることが好ましい（より好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１２％以上）。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量が過剰になると、変形抵抗が増大し、却って変形能が劣化する。そこでＣｒ量は２％以下が好ましく（より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下）、Ｍｏ量は１％以下が好ましい（より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．５％以下）。Ｃｒ、Ｍｏは単独で添加しても良いし、併用しても良い。
【００３７】
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは、フェライト粒界に集まる傾向があり、Ｐのフェライト粒界偏析による粒界強度の低下を抑制し、冷間加工時の変形能の向上に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｂ量は０．０００２％以上添加することが好ましく、より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。一方、ＢはＮとの親和力が強いため、Ｂ量が過剰になるとＢＮを形成し固溶Ｎ量が低減すると共に、フェライト粒界に偏析したＢＮが粒界強度を低下させ、熱間および冷間加工性が低下する。そこでＢ量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。
【００３８】
Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材をひずみ時効させ、冷間加工後の部品硬さを向上させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ量、Ｎｉ量はいずれも０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。一方、Ｃｕ、Ｎｉ量が過剰になると効果が飽和し、また冷間加工時の割れも促進される。従って、Ｃｕ量、Ｎｉ量はいずれも５％以下とすることが好ましく、より好ましくは４％以下であり、さらに好ましくは３％以下である。Ｃｕ、Ｎｉは単独で添加しても良いし、併用しても良い。
【００３９】
Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）
ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｌｉ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＬｉはＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮するため、ＣａおよびＲＥＭはいずれも０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上（特に０．００１５％以上）である。Ｍｇ、Ｌｉはいずれも０．０００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００３％以上（特に０．０００５％以上）である。一方、これらの元素は過剰に添加しても効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。したがって、Ｃａ、ＲＥＭはいずれも０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１％以下（特に０．００８％以下）である。Ｍｇ、Ｌｉはいずれも０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下（特に０．００３％以下）である。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
【００４０】
本発明に係る機械構造用鋼の製造条件は特に限定されず、通常行われる条件で溶製、および鋳造すれば良い。
【実施例】
【００４１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４２】
表１、２に示す化学成分組成を満たす供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面φ２４５ｍｍ×下面φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。前記インゴットを１２００℃に加熱し、１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造した後、冷却した。その後、鋼種１Ａ〜２Ｐについては製造方法［１］により、鋼種２Ｑ〜２Ｚについては製造方法［２］によって、φ８０ｍｍの棒鋼を得た。
【００４３】
製造方法［１］：前記ビレットの端部を切断し、ダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ）に溶接した後、１２００℃に加熱し、φ８０ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、冷却した。
【００４４】
製造方法［２］：前記ビレットを１２００℃に加熱し、φ８０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造し、冷却した。
【００４５】
【表１】
2011074456.tif 000002
【００４６】
【表２】
2011074456.tif 000003
【００４７】
熱間加工性、冷間加工性、および冷間加工後の硬さは、以下に示す手順に従って評価した。
【００４８】
熱間加工性の評価
上記の製造方法[１]または[２]により得られたφ８０ｍｍの棒鋼のＤ／４（Ｄ：棒鋼の直径）位置から、試験片の長手方向が棒鋼の長手方向となるように図１に示す形状の引張試験片を採取した。熱間加工再現試験装置（富士電波工業（株）製）で、アルゴン雰囲気下、１３００℃まで試験片を加熱した後、９００℃まで冷却し、９００℃において０．０１ｍｍ／ｓの速度で引張試験を行った。試験片が破断するまで引張試験を行い、下記（２）式で表される断面減少率で熱間加工性を評価した。
（断面減少率）＝｛（標点間部の断面積）−（破断部の断面積）｝／（標点間部の断面積）  ・・・（２）
【００４９】
冷間加工性、および冷間加工後の部品硬さの評価
上記の製造方法［１］または［２］により得られたφ８０ｍｍの棒鋼のＤ／４（Ｄ：棒鋼の直径）位置から、φ１０ｍｍ×長さ１５ｍｍの試験片を切り出した。１６００トンプレスを使用し、加工温度：２０℃、ひずみ速度：１０／ｓ、圧縮率８０％の冷間鍛造条件で、端面を拘束した状態で該試験片を圧縮加工した。その際の変形抵抗を測定するとともに、割れの有無を確認した。
【００５０】
また、前記圧縮加工後の試験片を圧縮方向と平行に中心位置で切断後、樹脂に埋め込み、切断面を研磨後、切断面におけるＤ／４位置でビッカース硬さ試験を行った。それぞれのＤ／４位置で、いずれも３点ずつビッカース硬さを測定し、計６点の平均値を、部品硬さとした。
【００５１】
結果を表３、４に示す。
【００５２】
【表３】
2011074456.tif 000004
【００５３】
【表４】
2011074456.tif 000005
【００５４】
ここで、表３、４における「固溶Ｎ量」は、ＪＩＳ  Ｇ１２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物を差し引くことで算出した値である。
【００５５】
（ａ）前記全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いて決定した値である。供試鋼素材から切り出したサンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定することで、全Ｎ量を決定した。
【００５６】
（ｂ）前記全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いて決定した値である。１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には、１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウムを溶かしたメタノール溶液）中で、供試鋼素材から切り出したサンプルを電極にして定電流電解を行った。約０．５ｇのサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を、穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過した。不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウム、及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせた。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させた。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム、及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定することで、全Ｎ化合物量を決定した。
【００５７】
表３、４において、鋼の化学成分組成、［Ｔｉ］／［Ｎ］の値、固溶Ｎ量が全て本発明の要件を満たす１Ａ〜１Ｚ、および２Ｑ〜２Ｚは、熱間加工性、冷間加工時の変形抵抗、および冷間加工後の部品硬さがいずれも良好であった。
【００５８】
一方、２ＡはＣ量が少なかったため、脱酸不足によりガス欠陥が発生し、欠陥が起点となって冷間加工時に割れが発生した。
【００５９】
２Ｂは、Ｃ量が多かったため、オーステナイト粒界上にフィルム状のフェライトが過剰に析出し、またパーライトが増加するためフェライト−パーライト界面で冷間加工時に割れが発生することとなり、加工性が不十分であった。
【００６０】
２Ｃ、２Ｅ、２ＩはそれぞれＳｉ量、Ｍｎ量、Ａｌ量が少なかったため脱酸不足によりガス欠陥が発生し、欠陥が起点となって冷間加工時に割れが発生した。
【００６１】
２Ｄ、２ＦはそれぞれＳｉ量、Ｍｎ量が多く、Ｓｉ、Ｍｎによる固溶強化で変形能が劣化し、冷間加工時に割れが発生した。
【００６２】
２ＧはＰ量が多かったため、Ｐによる固溶強化で変形能が劣化するとともに、Ｐの粒界偏析により冷間加工時に割れが発生した。
【００６３】
２ＨはＳ量が多かったため、ＭｎＳが増加して割れの起点が増加し、冷間加工時に割れが発生した。
【００６４】
２Ｊは、Ａｌ量が過剰であったため、固溶Ｎ量が減少し、冷間加工後の部品硬さが不十分であった。
【００６５】
２ＫはＴｉ量が少なく［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が小さかったため、また、２ＮはＮ量が多かったため、さらに２Ｏは［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が小さかったため、いずれも固溶Ｎ量が過剰となり、熱間加工性が不十分であった。
【００６６】
また、２ＬはＴｉ量が多く［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が大きかったため、また、２ＭはＮ量が少なく［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が大きかったため、さらに２Ｐは［Ｔｉ］／［Ｎ］の値が大きかったため固溶Ｎ量が確保できず、冷間加工後の部品硬さが不十分であった。
【産業上の利用可能性】
【００６７】
本発明の機械構造用鋼は、ボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール等の冷間加工される機械部品に用いることにより、高強度化、軽量化を達成することができる。また、歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等、従来、熱間加工と切削加工によって製造されていた部品に用いることにより、熱間加工と冷間加工によって製造することが可能となり、部品製造工程におけるＣＯ2の排出量を削減することができる。
【図１】
2011074456.tif 000006