(57)【要約】【課題】冷間鍛造前の焼鈍や球状化焼鈍の省略が可能であり、冷間鍛造性に優れ、かつ、焼入れ、焼戻しなどの調質熱処理によって高強度化した機械部品等の耐遅れ破壊特性を確保することができる、冷間鍛造部品用鋼を提供する。【解決手段】本発明に係る冷間鍛造部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％、Ｎｄ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、不純物におけるＰ及びＳが、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下である。また、本発明に係る冷間鍛造部品用鋼では、Ｍｎ及びＰの含有量［質量％］が、Ｍｎ×Ｐ≦１．５×１０−２の関係を満たすことが好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．２２〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００６０％、
Ｎｄ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１０％
を含有し、残部が、鉄及び不純物からなり、
不純物におけるＰ及びＳが、
Ｐ  ：０．０１５％以下
Ｓ  ：０．０１５％以下
である、冷間鍛造部品用鋼。
【請求項２】
Ｍｎ及びＰの含有量［質量％］が、下記（式１）を満たす、請求項１に記載の冷間鍛造部品用鋼。
Ｍｎ×Ｐ  ≦  １．５×１０−２  ・・・（式１）
【請求項３】
質量％で、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下
のうち、１種又は２種以上を更に含有する、請求項１又は２に記載の冷間鍛造部品用鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以下
のうち、１種又は２種以上を更に含有する、請求項１〜３の何れか１項に記載の冷間鍛造部品用鋼。
【請求項５】
鋼のビッカース硬さＨＶと、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂの含有量［質量％］とが、下記（式２）を満たす、請求項１〜４の何れか１項に記載の冷間鍛造部品用鋼。
ＨＶ＜２７３．５Ｃ＋３９．１Ｓｉ＋５４．７Ｍｎ＋３０．４Ｃｒ
＋７０８Ｔｉ＋１３６．７Ｍｏ＋５９９Ｎｂ＋２０  ・・・（式２）
なお、前記冷間鍛造部品用鋼が、Ｍｏ又はＮｂの少なくとも何れか一方を含有しない場合、上記式２において、該当する元素の含有量としてゼロを代入する。
【請求項６】
内部組織が、フェライト分率４０％以上のフェライト・パーライト組織である、請求項１〜５の何れか１項に記載の冷間鍛造部品用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間鍛造部品用鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
冷間鍛造（転造も含む。）は、製品の表面肌や寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好であるため、ボルト、ギア部品、シャフトをはじめとする多くの分野に適用されている。これらの機械部品等の素材には、従来、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５３などの機械構造用炭素鋼鋼材、構造用鋼材、機械構造用合金鋼鋼材が用いられる。冷間鍛造部品用鋼は、例えば、熱間圧延によって製造される棒鋼などである。
【０００３】
従来の中炭素の炭素鋼や合金鋼は、圧延ままの硬度が高く、延性が不足しているため、ボルト等の部品に成形する際に割れを生じたり、冷間鍛造工具が著しく消耗してコスト高となったりする等の問題がある。そのため、冷間鍛造を行う前に、焼鈍や球状化処理を行って冷間鍛造性を確保し、冷間鍛造後に、焼入れ、焼戻しなどの調質熱処理を施して、部品の機械特性を向上させている。これらの熱処理のうち、特に、冷間鍛造前に行う焼鈍や球状化処理については、多大な製造コストを要するため、省略を可能とする素材及びプロセスが求められている。
【０００４】
そこで、焼鈍や球状化処理を省略するために、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素量を低減して、熱間圧延ままでの硬度の低下及び延性の向上を図り、焼入れ性の低下を微量のＢの添加によって補う、いわゆる低炭素ボロン鋼が提案されている（例えば、下記の特許文献１〜３を参照。）。Ｂが鋼中の固溶Ｎと結合してＢＮが生成すると、Ｂの持つ焼入れ性向上効果が失われてしまうため、かかる低炭素ボロン鋼では、Ｔｉを添加し、ＴｉＮを析出させて鋼中のＮを固定し、ＢＮの生成を抑制することが必要とされる。
【０００５】
一方、低炭素ボロン鋼は、高強度を得るために低温での焼戻しを行うことが必要になり、耐遅れ破壊特性が低下するという問題がある。低炭素ボロン鋼を高強度部品に適用するため、鋼中の不純物を低減し、合金元素の添加量を制御することによって、冷間鍛造性と耐遅れ破壊特性とを両立させた鋼が提案されている（例えば、下記の特許文献４、５を参照。）。耐遅れ破壊特性は、これらの技術によって、ある程度向上するものの、部品の形状や使用環境によっては遅れ破壊の発生が懸念される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平５−３３９６７６号公報
【特許文献２】特公平５−６３５２４号公報
【特許文献３】特開昭６１−２５３３４７号公報
【特許文献４】特開平８−６０２４５号公報
【特許文献５】特開平１１−９２８６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、冷間鍛造前の焼鈍や球状化焼鈍の省略が可能であり、冷間鍛造性に優れ、かつ、焼入れ、焼戻しなどの調質熱処理によって高強度化した機械部品等の耐遅れ破壊特性を確保することができる、冷間鍛造部品用鋼を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、冷間鍛造性を確保し、高強度かつ耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造部品が得られるように、冷間鍛造部品用鋼の合金元素について検討を行った。その結果、熱間圧延ままでの冷間鍛造性を確保するために析出強化元素の添加を制限した場合、Ｐの粒界偏析を抑制することが特に重要であるという知見を得た。そして、コスト制約のためにＰの含有を許容させるには、鋼中のＰの粒界偏析を抑制するＮｄの添加が有効であることを見出した。
【０００９】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
【００１０】
［１］質量％で、
Ｃ  ：０．２２〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００６０％、
Ｎｄ：０．００１〜０．０５０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１０％
を含有し、残部が、鉄及び不純物からなり、
不純物におけるＰ及びＳが、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下
である、冷間鍛造部品用鋼。
［２］Ｍｎ及びＰの含有量［質量％］が、下記（式１）を満たす、上記［１］に記載の冷間鍛造部品用鋼。
Ｍｎ×Ｐ≦１．５×１０−２    ・・・（式１）
［３］質量％で、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｖ  ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下
のうち、１種又は２種以上を更に含有する、上記［１］又は［２］に記載の冷間鍛造部品用鋼。
［４］質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以下
のうち、１種又は２種以上を更に含有する、上記［１］〜［３］の何れか１つに記載の冷間鍛造部品用鋼。
［５］鋼のビッカース硬さＨＶと、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂの含有量［質量％］とが、下記（式２）を満たす、上記［１］〜［４］の何れか１つに記載の冷間鍛造部品用鋼。
ＨＶ＜２７３．５Ｃ＋３９．１Ｓｉ＋５４．７Ｍｎ＋３０．４Ｃｒ＋７０８Ｔｉ＋１３６．７Ｍｏ＋５９９Ｎｂ＋２０  ・・・  （式２）
なお、前記冷間鍛造部品用鋼が、Ｍｏ又はＮｂの少なくとも何れか一方を含有しない場合、上記式２において、該当する元素の含有量としてゼロを代入する。
［６］内部組織がフェライト分率４０％以上のフェライト・パーライト組織である、上記［１］〜［５］の何れか１つに記載の冷間鍛造部品用鋼。
【発明の効果】
【００１１】
以上説明したように本発明によれば、冷間鍛造性を確保し、かつ高強度化させる、焼入れ、焼戻しなどの調質熱処理を施した冷間鍛造部品の耐遅れ破壊特性の低下を抑制し得る、冷間鍛造部品用鋼の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】耐遅れ破壊特性の評価に用いた試験片を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下に、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
【００１４】
（冷間鍛造部品用鋼について）
本発明の実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼は、冷間鍛造によって製造される機械部品等の素材として用いられる。以下では、かかる冷間鍛造部品用鋼について、詳細に説明する。
【００１５】
まず、本発明の実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼の化学成分について、説明する。本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２２〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％、Ｎｄ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、を含有し、残部が、鉄及び不純物からなり、不純物におけるＰ及びＳが、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下である。
【００１６】
［Ｃ：０．２２〜０．４０％］
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。本実施形態では、冷間鍛造部品の強度を高めるため、Ｃ量を０．２２％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｃ量が０．４０％を超えると、冷間鍛造部品用鋼の冷間鍛造性が低下し、冷間鍛造部品の延性、靱性が低下し、遅れ破壊特性も劣化する傾向があるので、Ｃ量は、０．４０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
【００１７】
［Ｓｉ：０．０１〜０．１５％］
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効であり、また、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を向上させる有用な元素である。本実施形態では、かかる効果を得るために、Ｓｉ量を０．０１％以上とする。一方、本発明では、Ｓｉ量が０．１５％を超えると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するため、Ｓｉ量を０．１５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。
【００１８】
［Ｍｎ：０．１〜１．５％］
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であり、また、鋼の強度及び焼入れ性を向上させる有用な元素である。本実施形態では、かかる効果を得るためにＭｎ量を０．１０％以上とする。好ましくはＭｎ量を０．４０％以上とする。一方、本発明では、Ｍｎ量が１．５０％を超えると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するため、上限を１．５０％以下とする。好ましくはＭｎ量の上限を０．７０％とする。
【００１９】
［Ｃｒ：０．１〜１．５％］
Ｃｒは、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を向上させる有用な元素である。本実施形態では、かかる効果を得るためにＣｒ量を０．１％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．２％以上である。一方、１．５％を超えるＣｒを添加すると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するため、Ｃｒ量は、１．５％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．９％以下である。
【００２０】
［Ａｌ：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、鋼の脱酸に有効であり、微細なＡｌ２Ｏ３やＡｌＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制にも有効である。本実施形態では、かかる効果を得るために、０．０１％以上のＡｌを添加する。一方、０．１０％を超えるＡｌを添加しても効果が飽和するので、Ａｌ量は、０．１０％以下とする。
【００２１】
［Ｔｉ：０．０１〜０．１０％］
Ｔｉは、鋼中の固溶Ｎを固定する元素であり、本実施形態では、ＢＮの生成を抑制して、Ｂによる焼入れ性向上効果を得るために、０．０１％以上のＴｉを添加する。また、Ｔｉは、微細なＴｉ（ＣＮ）やＴｉＣを形成し、結晶粒の粗大化の抑制にも有効な元素である。結晶粒が粗大化すると、粒界面積が減少し、粒界へのＰの偏析が助長され、冷間鍛造部品の靱性や耐遅れ破壊特性が劣化することがある。冷間鍛造部品の結晶粒の粗大化を抑制するために、０．０２％以上のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．１０％を超えると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するので、Ｔｉ量は、０．１０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは、０．０５％以下である。また、鋼中の固溶Ｎを固定するためには、質量％で、Ｎ量の３．４倍以上のＴｉ量を添加することが好ましい。
【００２２】
［Ｂ：０．０００３〜０．００６０％］
Ｂは、微量で鋼の焼入れ性を顕著に向上させる有用な元素である。本実施形態では、冷間鍛造部品の強度を高めるため、０．０００３％以上のＢを添加する。Ｂ量は、好ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００６０％を超えると効果は飽和するので、Ｂ量を０．００６０％以下とする。Ｂ量は、好ましくは、０．００３０％以下である。
【００２３】
［Ｎｄ：０．００１〜０．０５０％］
Ｎｄは、本実施形態では最も重要な元素であり、Ｐを含む化合物を形成し、粒界に偏析するＰを減少させる。熱間圧延ままの冷間鍛造部品用鋼の靱性及び冷間鍛造性を向上させるとともに、焼入れ、焼戻し後の冷間鍛造部品の結晶粒界を強化させ、耐遅れ破壊特性を向上させるために、本実施形態では、０．００１％以上のＮｄを添加する。Ｎｄ量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０５０％を超えてＮｄを添加すると効果が飽和するため、Ｎｄ量は０．０５０％以下とする。Ｎｄ量は、好ましくは０．０３０％以下である。
【００２４】
［Ｎ：０．００１０〜０．０１０％］
Ｎは、ＡｌＮを形成することにより結晶粒の粗大化を抑制する効果があるため、０．００１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎは、ＢＮを生成してＢ添加による焼入れ性の向上効果を損なうため、Ｎ量を０．０１０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００５０％以下である。
【００２５】
本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼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、鋼材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、本実施形態の冷間鍛造部品用鋼の効果に悪影響を与えないで許容されるものを意味する。
【００２６】
［Ｐ：０．０１５％以下］
Ｐは、不純物として含有する。Ｐは、靱性を劣化させ、冷間鍛造時の変形抵抗を高める元素であり、含有量が０．０１５％を超えると冷間鍛造性が劣化するため、Ｐ量を０．０１５％以下に制限する。また、Ｐは、焼入れ、焼戻し後の冷間鍛造部品の結晶粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を損なうことがあるので、Ｐ量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。
【００２７】
［Ｓ：０．０１５％以下］
Ｐは、不純物として含有する。Ｓは、ＭｎＳを形成する元素であり、含有量が０．０１５％を超えると冷間鍛造時に割れを生じ、冷間鍛造性が劣化するため、Ｓ量を０．０１５％以下に制限する。Ｓ量は、好ましくは０．０１０％以下である。
【００２８】
本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼は、化学成分として、更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００２９】
［Ｎｂ：０．１０％以下］
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、特に、Ｔｉとともに添加すると安定な（Ｎｂ、Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素である。かかる効果を得るには、０．００３％以上のＮｂを含有させることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えてＮｂを含有させても効果は飽和し、また、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ｎｂ量は、０．１０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは、０．０３０％以下である。
【００３０】
［Ｖ：０．３０％以下］
Ｖは、微細な炭化物、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に有効な元素である。かかる効果を得るには、０．０１％以上のＶを含有させることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは、０．１０％以上である。一方、０．３０％を超えてＶを含有させても効果は飽和し、また、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ｖ量は、０．３０％以下とすることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは、０．２０％以下である。
【００３１】
［Ｍｏ：０．３０％以下］
Ｍｏは、鋼の強度及び焼入れ性を向上させる元素である。特に、ＭｏはＢの焼入れ性向上効果を非常に高める効果を有しており、かかる効果を得るには、０．０１％以上のＭｏを含有させることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＭｏを含有させると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ｍｏ量は、０．３０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは、０．１５％以下である。
【００３２】
本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼は、化学成分として、更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３３】
［Ｃａ：０．００５％以下］
Ｃａは脱酸元素であるほか、硫化物の形態制御に有効な元素である。ＭｎＳの圧延方向への伸長化を防止する形態制御の効果があり、加工性や靭性の劣化を改善する。かかる効果を得るには、０．０００２％以上のＣａを含有させることが好ましい。一方、０．００５％を超えて含有させると粗大な介在物を生成し、かえって靭性を低下させるため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ量は０．００５％以下とする必要がある。
【００３４】
［Ｍｇ：０．００５％以下］
ＭｇはＣａと同様に硫化物の形態制御に有効な元素である。かかる効果を得るには、０．０００２％以上のＭｇを含有させることが好ましい。一方、０．００５％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ量は０．００５％以下とする必要がある。
【００３５】
［Ｚｒ：０．００５％以下］
ＺｒはＣａと同様に硫化物の形態制御に有効な元素である。かかる効果を得るには、０．０００２％以上のＺｒを含有させることが好ましい。一方、０．００５％を超えて含有させても効果が飽和するため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ量は０．００５％以下とする必要がある。
【００３６】
以上、本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼の化学成分について、具体的に説明した。
【００３７】
ここで、Ｍｎは、Ｐの偏析を促進する傾向にあり、鋼中のＰ量だけでなくＭｎ量も考慮することで、Ｐの偏析を更に抑制することができる。冷間鍛造部品の靱性や耐遅れ破壊特性を向上させるには、Ｍｎ及びＰの含有量（単位：質量％）が、下記（式１）を満たすことが好ましい。
【００３８】
Ｍｎ×Ｐ  ≦  １．５×１０−２  ・・・（式１）
【００３９】
冷間鍛造部品の耐遅れ破壊特性を更に向上させるには、Ｐの偏析を抑制することが好ましく、Ｍｎ×Ｐの値が小さいほど好ましい。本発明者らの検討の結果、冷間鍛造部品の耐遅れ破壊特性を向上させるには、下記（式３）を満たすことがより好ましいことがわかった。
【００４０】
Ｍｎ×Ｐ  ≦  １．０×１０−２  ・・・（式３）
【００４１】
また、熱間圧延ままの冷間鍛造部品用鋼の硬さが上昇すると、冷間鍛造性が劣化する。そこで、硬さを上昇させるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、及び、Ｍｏの含有量（単位：質量％）と、ビッカース硬さＨＶと、が、下記（式２）を満たすと、冷間鍛造性がより良好になる。
【００４２】
ＨＶ＜２７３．５Ｃ＋３９．１Ｓｉ＋５４．７Ｍｎ＋３０．４Ｃｒ
＋７０８Ｔｉ＋１３６．７Ｍｏ＋５９９Ｎｂ＋２０  ・・・（式２）
【００４３】
ここで、本実施形態に係る冷間鍛造用部品鋼が、Ｍｏ又はＮｂの少なくとも何れか一方を含有しない場合、上記式２において、該当する元素の含有量としてゼロを代入すればよい。
【００４４】
また、上記式２に適用される熱間圧延ままの冷間鍛造部品用鋼のビッカース硬さＨＶは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠した方法を用いて測定すればよい。
【００４５】
圧延鋼材の内部組織は、優れた冷間鍛造性を得るために、フェライト分率が４０％以上であるフェライト・パーライト組織であることが好ましい。ここで、フェライトとは、パーライト組織に含まれるラメラセメンタイト間のフェライト相は含まれない。フェライト・パーライト組織とは、フェライトとパーライトの混合組織が面積率で全体の９５％以上の組織であることを意味する。残部は、ベイナイト又はマルテンサイトである。
【００４６】
（冷間鍛造部品用鋼の製造方法について）
次に、本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼に用いられる鋼材の製造方法について説明する。
本実施形態に係る鋼の製造方法では、転炉、電気炉等の通常の方法によって鋼を溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、圧延素材とする。得られた圧延素材を常法で熱間圧延することで、冷間鍛造用鋼を製造することができる。以下は、本発明の冷間鍛造用鋼の好ましい製造条件である。
【００４７】
分塊圧延工程の前に、鋳片を１２００〜１３５０℃程度の温度に数時間保定する均熱拡散処理を行うと、偏析が軽減され、実部品での遅れ破壊特性が更に向上する。また、均熱拡散処理を行うと、鋳造工程で生じた粗大な析出物が鋼中に固溶し、次工程以降では、生成する析出物が微細になり、冷間鍛造部品用鋼及び冷間鍛造部品の特性が更に向上する。
【００４８】
また、熱間圧延を行う際には、圧延素材を１０５０℃以上の温度に加熱することが好ましい。加熱温度を１０５０℃以上にすると、ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）などの合金炭化物が鋼中に固溶し、熱間圧延後にＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）などの微細な粒子を析出させることができる。合金炭化物を固溶させる観点からは、加熱温度はできるだけ高温にすることが望ましい。加熱温度の好適範囲は、１１５０℃以上である。
【００４９】
次に、加熱した圧延素材を、線材又は棒鋼の形状に熱間圧延する。熱間圧延の仕上温度は、フェライト変態が開始する温度以上、９００℃以下とすることが好ましい。熱間圧延後は、６００℃以下の温度まで、２℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。冷却速度が大きいと圧延材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化することがあるため、冷却速度は遅い方が望ましく、冷却速度の好適範囲は、１℃／ｓ以下である。また、熱間圧延後、低い温度域、例えば５００℃以下まで、２℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷すると、冷間鍛造部品用鋼が軟質化し、冷間鍛造性を更に向上させることができる。
【００５０】
以上、本実施形態に係る冷間鍛造部品用鋼の製造方法について説明した。
【実施例】
【００５１】
以下に、実施例を示しながら、本発明に係る冷間鍛造部品用鋼について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、あくまでも本発明に係る冷間鍛造部品用鋼の一例にすぎず、本発明に係る冷間鍛造部品用鋼が下記の例に限定されるものではない。
【００５２】
本実施例では、表１に示す成分組成を有する鋼を溶製した。ここで、表１中の下線は、本発明の成分組成から外れていることを示す。また、表中のＰ及びＳは、不純物として検出されたＰ及びＳの含有量を示し、意図的に添加したものではない。
【００５３】
【表１】
2015212414.tif 000002
【００５４】
溶製した鋼を表２に示した条件で熱間圧延して、φ２０ｍｍの丸棒（冷間鍛造用鋼）を製造し、その後に表２に示した条件で焼入れ、焼戻しを行った。焼入れ、焼戻しを行う前の、熱間圧延ままの冷間鍛造用鋼の硬さと冷間鍛造性は、得られた丸棒を用いて評価し、引張強さ及び耐遅れ破壊特性は、丸棒に焼入れ、焼戻しを施して評価した。
【００５５】
冷間鍛造用鋼の熱間圧延ままのビッカース硬さＨＶは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠して測定した。測定箇所は、φ２０ｍｍの丸棒のＬ断面（圧延方向に平行な断面）が現れるように切断、研磨し、直径の１／４の位置にて、ＨＶ１０（９８．０７Ｎ）を測定した。
【００５６】
冷間鍛造用鋼は、熱間圧延ままで組織観察を実施した。表２に示した熱間圧延後のフェライト分率は、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡で上記の硬さ測定位置に相当する領域の５視野を５００倍で観察して写真を撮影し、それを画像解析して求めた。なお、いずれの鋼も、フェライトとパーライトの混合組織の面積率は、９５％以上であった。
【００５７】
冷間鍛造性は、冷間据込み試験で評価した。冷間据込み試験は、φ２０ｍｍの丸棒（焼入れ前）から直径１４ｍｍ、高さ２１ｍｍで切欠き付き（深さ：０．８ｍｍ、角度：３０°、Ｒ：０．１２ｍｍ）の試験片を採取して行った。端面を拘束し、冷間で圧縮率が６５％及び７０％の圧縮試験を行った。表２の冷間鍛造性の欄には、き裂が発生した水準を記載しており、いずれもき裂が発生しなかった場合は、「＞７０」を示した。
【００５８】
焼入れ、焼戻し後の引張強さは、引張試験で評価し、耐遅れ破壊特性は、水素チャージを行いながら、定荷重を負荷した際に破断しない最大の負荷応力と引張強さとの比（遅れ破壊強度比）で評価した。水素チャージは、ｐＨ３．０の希硫酸中で、電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ２の陰極電解条件で行った。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、径が６ｍｍの２号の丸棒引張試験片を採取して、実施した。また、遅れ破壊試験特性は、図１に示す環状切欠き付き遅れ破壊試験片を用いて評価した。
【００５９】
得られた結果を、表２に示す。
【００６０】
【表２】
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【００６１】
Ｎｏ．１〜４１は、６５％以下の圧縮では割れが発生せず、引張強さは１２００ＭＰａ以上であり、遅れ破壊強度比は０．５０以上であり、冷間鍛造性、引張強さ及び耐遅れ破壊特性の全てが優れている。また、（式１）を満足すると耐遅れ破壊特性がより良好になり、（式２）を満足する、又は内部組織のフェライト・パーライト組織が４０％以上だと冷間鍛造性がより向上している。一方、Ｎｏ．４２〜５４は、成分の何れか本発明の範囲外の比較例であり、冷間鍛造性、引張強さ及び耐遅れ破壊特性の何れかが劣っている。
【００６２】
Ｎｏ．４３、４４、４６、４９、５１は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉが多く、冷間鍛造性が低下している。例Ｎｏ．４２、４５，４８は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒが少なく、引張強さが低下している。
【００６３】
Ｎｏ．４７は、Ｐの含有量が多く、Ｍｎ％×Ｐ％も大きくなり、冷間鍛造性及び耐遅れ破壊特性が低下している。Ｎｏ．５０はＴｉ量が少なく、Ｎｏ．５２はＢを含有していないため、Ｂ添加による焼入れ性の向上の効果が不十分になり、引張強さが低下している。
【００６４】
Ｎｏ．５３、５４は、Ｎｄが含有されておらず、冷間鍛造性及び耐遅れ破壊特性が低下している。
【００６５】
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【図１】
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