(57)【要約】【課題】本発明は冷間加工性に優れた冷間鍛造用棒、冷間鍛造品および製造方法に関する。【解決手段】圧延後、フェライト単相組織で鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５、Ｓｉ≦０．３、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、更にＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上、Ｓ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上好ましくは０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の棒鋼。該鋼を９５０〜１２５０℃以上で加熱し、終了温度８００℃で圧延後、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えで冷却し、その後、冷間鍛造により所定の形状とした後、５５０〜７００℃で１０分以上保持する析出処理後、粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物を析出させる。【選択図】　　　　　　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、フェライト単相組織を有する冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
【請求項２】
鋼組成として、更に式（１）を満足することを特徴とする請求項１記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
2004003009.tif 000007
但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【請求項３】
鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
【請求項４】
鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする請求項３記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５　　　　　（２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含まれないものは０とする。
【請求項５】
鋼組成として更に質量％でＳ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか一つに記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
【請求項６】
フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【請求項７】
鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる請求項６記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【請求項８】
鋼組成として更に式（３）を満足することを特徴とする請求項７記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
2004003009.tif 000008
但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【請求項９】
微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物であることを特徴とする請求項６乃至８のいずれか一つに記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【請求項１０】
鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項７記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【請求項１１】
鋼組成として、更に式（４）を満足することを特徴とする請求項１０記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５　　　　　（４）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含まれないものは０とする。
【請求項１２】
微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも１種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項１０または１１記載の張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【請求項１３】
鋼組成として、更に質量％でＳ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項７乃至１２記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【請求項１４】
請求項１乃至５のいずれか一つに記載の組成の鋼を９５０〜１２５０℃に加熱後、８００℃以上で圧延を終了し、その後、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えで冷却することを特徴とする冷間加工性および被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼の製造方法。
【請求項１５】
請求項１乃至５のいずれか一つに記載の組成の鋼を９５０〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上で圧延を終了後、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えで冷却し、その後、冷間鍛造により所定の形状とした後、５５０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は冷間鍛造用棒鋼、冷間鍛造部品およびその製造方法に関し、特に部品成形に必要な冷間加工のための球状化焼鈍が不要な冷間鍛造用棒鋼とそれを素材とし、部品成形後の強度確保のための焼入れ焼戻し処理が不要な冷間鍛造品とそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
冷間鍛造品は、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を圧延し、球状化焼鈍にて軟質とした後、冷間鍛造、切削加工により成形され、所望の強度、靭性に応じて熱処理される。この冷間鍛造品の冷間加工性や被削性改善に関して種々の提案がなされている。
【０００３】
特開平１−１００２２１号公報は冷間加工性を向上させるため鋼のミクロ組織をフェライト＋ベイナイトとすることを提案している。本提案によれば冷間加工時の加工限界は向上するもののベイナイトが転位密度の高い低温変態組織であることより冷間加工時の変形抵抗は十分低下しない。
【０００４】
特開平１１−２４６９３９号公報は被削性、冷間加工性を向上させるため鋼中炭素の一部を黒鉛化し、そのミクロ組織をフェライト＋グラファイト＋セメンタイトの三相組織とすることを提案している。
【０００５】
しかしながら、球状化熱処理にかわる長時間の加熱を要する黒鉛化処理や、強度確保のための焼入れ焼戻し処理が必要で生産性が向上するわけではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、冷間鍛造時の加工性や生産性向上に関する従来技術はいずれも、最終製品の強度確保を焼入れ焼戻しなどの変態強化によるため、鋼の焼入れ性が高く圧延後、冷間加工性向上のための軟質化処理が必要であった。
【０００７】
そこで、本発明は鋼の焼入れ性を低下させても析出強化により冷間鍛造品としての強度を確保することにより、圧延後の軟質化処理の省略が可能な冷間鍛造用棒鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、圧延後の冷却による鋼の硬化が小さく、冷間鍛造や冷間加工のための軟質化処理が不要で、最終製品としての強度を析出強化により確保するよう鋼の成分組成、製造条件について鋭意検討を行った。
【０００９】
その結果、基本成分組成を低炭素系とし圧延後、フェライト単相組織が得られるように調整した場合、球状化処理材と同等の冷間加工性が得られ、一方、冷間加工品としての強度は、Ｔｉ、Ｍｏを適当量添加し、高温保持することによる微細析出物の析出強化により確保できることを見出した。
【００１０】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、フェライト単相組織を有する冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
【００１１】
２．鋼組成として、更に式（１）を満足することを特徴とする１記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
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但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【００１２】
３．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
【００１３】
４．鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする３記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５　　　　（２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含まれないものは０とする。
【００１４】
５．鋼組成として更に質量％でＳ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１乃至４のいずれか一つに記載の冷間加工性および冷間加工後の被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼。
【００１５】
６．フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【００１６】
７．鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる６記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【００１７】
８．鋼組成として更に式（３）を満足することを特徴とする７記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
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但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【００１８】
９．微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物であることを特徴とする６乃至８のいずれか一つに記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【００１９】
１０．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有することを特徴とする７記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【００２０】
１１．鋼組成として、更に式（４）を満足することを特徴とする１０記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５　　　　　（４）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含まれないものは０とする。
【００２１】
１２．微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも１種とを含む炭化物であることを特徴とする１０または１１記載の張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【００２２】
１３．鋼組成として、更に質量％でＳ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする７乃至１２記載の引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品。
【００２３】
１４．１乃至５のいずれか一つに記載の組成の鋼を９５０〜１２５０℃に加熱後、８００℃以上で圧延を終了し、その後、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓ超えで冷却することを特徴とする冷間加工性および被削性に優れた冷間鍛造用棒鋼の製造方法。
【００２４】
１５．１乃至５のいずれか一つに記載の組成の鋼を９５０〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上で圧延を終了後、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えで冷却し、その後、冷間鍛造により所定の形状とした後、５５０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上の冷間鍛造品の製造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明のミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。
【００２６】
１．ミクロ組織
本発明に係る棒鋼はそのミクロ組織を圧延後においてフェライト単相組織とする。また、該棒鋼を素材とする冷間鍛造品のミクロ組織は冷間鍛造後、析出処理した後においてもフェライト単相組織であって粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を含む組織とする。
【００２７】
圧延後、フェライト単相組織とした場合、球状化処理材と同等の優れた冷間加工性が得られるが、さらなる冷間加工性向上のためには、フェライト単相組織の結晶粒径は５０μｍ以下が望ましい。
【００２８】
冷間鍛造し、析出処理後の組織をフェライト単相に規定するのは、延性・靭性はフェライト組織が最も良好なためであり、その他の組織の場合、Ｃが消費され微細析出物による十分な析出強化が得られず引張強さ７００ＭＰａ以上の強度が得られないためである。
【００２９】
本発明においてフェライト単相組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でフェライト面積率９５％以上、好ましくは９８％以上とする。
【００３０】
冷間加工後の析出処理により、フェライト単相組織中に微細析出物を分散析出させた場合、圧延後の組織がフェライト単相組織であっても焼入れ焼戻し材と同等の優れた強度が得られる。
【００３１】
本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、引張強さ７００ＭＰａ以上が得られず、冷間鍛造品として強度が低い。
【００３２】
微細析出物の粒径は小さいほど強度向上に有効で、望ましくは５ｎｍ、更に望ましくは３ｎｍ以下とし、そのような微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを含む炭化物（Ｔｉ−Ｍｏ系炭化物）や、Ｔｉ、Ｍｏに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物（Ｔｉ−Ｍｏ−（Ｎｂ、Ｖ、Ｗ）系炭化物）が好ましい。
【００３３】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得やすく、顕著な析出強化が得られる。
【００３４】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。
【００３５】
また、本発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば良く、目的とする引張強さ７００ＭＰａ以上が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００３６】
上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれない。しかしながら、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含む場合、靭性を阻害する。
【００３７】
そこで本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさの上限は１μｍで、含有率は全体の１％以下が望ましい。
【００３８】
微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００３９】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。
【００４０】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域４箇所について行い、１μｍ２当たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。
【００４１】
この値と試料厚さから、析出物の１μｍ３当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００４２】
冷間鍛造品は自動車その他の輸送機材、建機用としては、引張強さ７００ＭＰａ以上が要求されることが多く、また、７００ＭＰａ未満では、既存の機械構造用鋼であっても球状化焼鈍処理など要せずに冷間鍛造が可能なため本発明は引張強さ７００ＭＰａ以上とする。
【００４３】
２．成分組成
本発明鋼は上述したミクロ組織で目的とする性能が得られるが、以下の成分組成が好ましい。
【００４４】
Ｃ
Ｃは圧延後の組織をフェライト単相とするために０．１５％以下にする。また、０．１５％を超えて含有すると微細析出物が粗大化し、強度が低下する。より好ましくは、０．０３％以上、０．１２％以下である。
【００４５】
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．３％を越えるとフェライトに固溶し、冷間加工時の変形抵抗が増大するため０．３％以下とする。より好ましくは、０．１５％以下である。
【００４６】
Ｍｎ
Ｍｎは強度向上に有効なため添加するが、２％を超えると冷間加工性を劣化させるので２％以下とする。より好ましくは、０．５％以上、１．８％以下である。
【００４７】
Ｔｉ
ＴｉはＭｏとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるため添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０３％以上とし、一方、０．２０％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度が低下するため０．０３〜０．３５％とする。より好ましくは、０．０３〜０．２０％である。
【００４８】
Ｍｏ
ＭｏはＴｉとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるため添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０５％以上とし、一方、０．８％を超えて添加するとベイナイト等の低温変態相を形成し、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下するため０．０５〜０．８％とする。より好ましくは、０．１５〜０．４５％である。
【００４９】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、１．５以下とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。さらに好ましくは、０．７以上１．２以下である。
【００５０】
微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏは原子比で２．０≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．２、更に微細な場合は１．５≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．７であることが観察された。
【００５１】
更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００５２】
Ｎｂ
ＮｂはＴｉとともに微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また組織を微細化し、結晶粒の整粒により延性を向上させる。０．０８％を超えると析出物が粗大化するとともに、結晶粒が過度に微細化し、延性が低下するため０．０８％以下とする。より好ましくは、０．０４％以下である。
【００５３】
Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以下とする。より好ましくは、０．１０％以下である。
【００５４】
Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下とする。より好ましくは、１．０％以下である。
【００５５】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝
本パラメータはこれらの元素を添加した場合に析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、１．５以下とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。さらに好ましくは、０．７以上１．２以下である。
【００５６】
微細なＴｉ−Ｍｏ−（Ｎｂ、Ｖ、Ｗ）系炭化物では、炭化物中で２．０≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２、更に微細な炭化物では１．５≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．７であった。
【００５７】
本発明において、被削性を向上させる場合、Ｓ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上を添加する。また、本発明鋼では上記添加元素以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とするが、脱酸剤としてＡｌを０．１％以下添加することができる。
【００５８】
また、強度、延性を向上させる場合、Ｎｉ、Ｃｒの一種または二種をＮｉ≦２％、Ｃｒ≦２％の範囲で添加しても構わない。冷間加工性を更に向上させる場合には、不可避不純物であるＰ、ＮをＰ≦０．０４０％、Ｎ≦０．００８０％に規制することが望ましい。
【００５９】
これらの元素の添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。
【００６０】
３．製造条件
図１に本発明鋼による冷間鍛造部品の概略製造工程図を示す。Ｓ１は棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品仕上げ過程で、製品仕上げ過程（Ｓ３）の析出処理で微細析出物を析出させ引張強さ７００ＭＰａ以上とする。
【００６１】
以下に上述した成分組成の鋼の望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００６２】
圧延加熱温度
圧延加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。圧延後、球状化処理をしない圧延ままの棒鋼（以下、圧延材）の冷間加工、切削において、従来鋼（Ｓ４５Ｃ）の球状化処理材と同等の特性が得られるよう、圧延時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
【００６３】
圧延加熱温度を９５０℃未満とした場合、仕上までの圧延荷重が大きくなりすぎて圧延が不可能である。また、１２５０℃を超えると、析出物が再溶解するため、微細析出物が析出し、強度が上昇するため、冷間鍛造性が悪化する。よって、加熱温度は、９５０〜１２５０℃とする。
【００６４】
圧延終了温度
圧延終了温度は材質均一性に影響を与え、８００℃未満では圧延荷重が高く真円度が劣化するため８００℃以上とする。
【００６５】
冷却速度
圧延終了後の冷却速度は冷却中に微細析出物を析出させないよう析出温度範囲の７００〜５５０℃を微細析出物が得られる限界冷却速度である０．５℃／ｓｅｃ超えの速度で冷却する。
【００６６】
析出処理
圧延材を冷間鍛造や切削加工により部品形状とした後、析出処理により引張強さ７００ＭＰａ以上とする。析出処理においては母相をフェライト単相とし、強度向上に寄与する微細析出物を析出させることが必要で、加熱温度は５５０℃未満ではベイナイトが生成し、７００℃を超えると析出物が粗大化するため５５０〜７００℃とする。
【００６７】
また、微細なＴｉ、Ｍｏなどの炭化物を十分に生成、析出させるため該温度域において１０分以上保持する。
【００６８】
【実施例】
表１に示す組成の鋼（Ｎｏ．１〜１１）を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、圧延を１１５０℃加熱、９２０℃仕上げで行い、その後１℃／ｓｅｃで室温まで冷却し３６ｍｍφの棒鋼とした。Ｎｏ．１１は従来材でＳ４５Ｃである。
【００６９】
Ｎｏ．１〜１０は圧延まま、Ｎｏ．１１は圧延後、球状化処理したものから冷間据えこみ加工用の試験片（直径１４ｍｍ、高さ／直径比：１．５）を採取し、同心円状溝突付きダイスを取りつけた拘束圧縮盤により圧縮加工時の変形抵抗、割れ発生限界加工率を平均歪速度０．０１／ｓｅｃで調査した。また引張試験により強度も調査した。
【００７０】
変形抵抗は平均歪が１．５（圧下率７０％）の荷重を拘束係数と変形前の初期面積で除して求めた。割れ発生限界加工率は実際に割れの発生した圧下率とした。
【００７１】
尚、変形抵抗、割れ発生限界加工率は部品鍛造時の鍛造工具寿命、割れ発生不良率と相関があることが知られている。
【００７２】
更に、被削性をドリル切削試験により評価した。上記圧縮試験採取材の残部を２５ｍｍ径まで冷間引抜き加工し、３０ｍｍ厚に切断したものを試験材として、ＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１の６ｍｍφのストレートドリルで送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数７４５ｒｐｍ、１断面当たり５箇所の貫通穴を開け、ドリルが切削不能になるまでの総穴数で評価した。
【００７３】
また、２５ｍｍ径まで冷間引抜き加工後、鋼Ｎｏ．１〜７のものは析出処理として５２５〜７２５℃で約１５分保持し、鋼Ｎｏ．８のものは焼入れ焼戻しし、引張試験、組織観察を行った。
【００７４】
組織観察は断面を光学顕微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
【００７５】
表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜６が本発明例、Ｎｏ．７〜１０が比較例、Ｎｏ．１１が既存の冷間鍛造用鋼（従来例）である。
【００７６】
表から明らかなように、Ｎｏ．１〜６の圧延材の引張強さは従来材の球状化処理材と同等で、変形抵抗、限界加工率、ドリル切削加工性および析出処理後の強度の全てにおいてＮｏ．１１の従来材と同等の特性が得られている。
【００７７】
Ｎｏ．７は析出温度が本発明範囲外で高いため、析出処理後、フェライト＋パーライト組織となり、また、析出物の粒径も大きいため引張強さが７００ＭＰａ以下と本発明範囲外である。
【００７８】
Ｎｏ．８は析出温度が本発明範囲外で低いため、析出処理後、ベイナイト組織となり、Ｃが固溶されたため、析出強化が不足し引張強さが７００ＭＰａ以下と本発明範囲外である。
【００７９】
Ｎｏ．９はＣが本発明範囲外で高いため圧延材の引張強さが高く、変形抵抗、限界加工率、ドリル寿命が従来材に及ばない。また、析出処理後の析出物が大きく十分な析出強化が得られず、従来材より強度が低い。
【００８０】
Ｎｏ．１０はＳｉが本発明範囲外で高いため圧延材の引張強さが高く、変形抵抗、限界加工率、ドリル寿命が従来材に及ばない。また、Ｍｏを含まないため微細析出物が生成されず、従来材より強度が低い。
【００８１】
【表１】
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【００８２】
【表２】
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【００８３】
【発明の効果】
本発明によれば、圧延後の球状化処理や、冷間加工後の焼入れ焼戻し処理を行うことなく、球状化処理材と同等の優れた冷間加工性で且つ冷間加工後の析出処理により引張強さ７００ＭＰａ以上となる冷間鍛造品の素材となる棒鋼およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼の製造工程の一例を示す図。
【図１】
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