(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．０６〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１％、Ｐ：０．０５％以下（０%を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０%を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、固溶状態としてのＮ：０．００７％以上、且つ、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μmの範囲であるとともに、Ｓｉの含有量と固溶状態のＮの含有量（Ｓｏｌ．Ｎ）とが下記式（１）の関係式を満足することを特徴とする冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材。
１０≦Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎ≦４０ ・・・(１)
【請求項２】
さらに、Ｃｒ：２％以下（０%を含まない）および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材。
【請求項３】
さらに、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材。
【請求項４】
さらに、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材。
【請求項５】
さらに、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）およびＣｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜４に記載の冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材。
【請求項６】
さらに、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の冷間鍛造性に優れる機械構造用鋼材。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の機械構造用鋼材を１００℃未満で冷間鍛造した後の部品強度と冷間鍛造時の最大変形抵抗の関係が(２)式を満たし、且つ、１００℃以上で冷間鍛造した時に(３)式を満たすことを特徴とする冷間鍛造部品。
Ｈ≧（ＤＲ＋１７５）／２．５ ・・・(２)
ＨＨ−ＨＲ≧−１５ ・・・(３)
式（２）または式（３）において、Ｈ：冷間鍛造後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間鍛造時の最大変形抵抗（ＭＰａ）、ＨＨ：１００℃以上で加工した時の加工後硬さ（Ｈｖ）、ＨＲ：室温で加工した時の加工後硬さ（Ｈｖ）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工中は良好な冷間鍛造性を示し、加工後は所定の硬度、強度を示す機械構造用鋼材および冷間鍛造部品（冷間加工鋼部品）に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境保護の観点から、自動車などの車両の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品の軽量化に対する要求が益々高まっている。例えば、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、コモンレール等を製造するための冷間加工用鋼材に対して軽量化、即ち高強度化に対する要求が益々高まっている。この種の軽量化に応えるために、一般に、母材鉄に添加される各種合金元素の含有量を調整することにより、軽量化しても所要強度を確保できる方法が採用されている。一方、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたクランクシャフト、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品の冷間鍛造化に関する要求も高まっている。
【０００３】
ところで、冷間加工（冷間鍛造）とは、通常、２００℃以下の雰囲気における加工であり、この冷間加工は、熱間加工や温間加工に比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好な利点がある。
【０００４】
しかし、このような冷間加工によって部品を製造する場合に問題となるのは、冷間加工された部品の強度を期待される所定値以上に確保するため、必然的に変形抵抗の高い鋼材を用いる必要があることである。ところが、使用する鋼材の変形抵抗が高いほど冷間加工用金型の寿命低下を招くばかりか、冷間加工時に割れが発生しやすい難点がある。
【０００５】
そこで、従来、鋼材を所定形状に冷間加工した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を行うことにより、所定強度（硬度）が確保された高強度部品を製造する方法が実施されることもあった。しかし、冷間加工後の熱処理は、部品寸法がなかば必然的に変化するため、二次的に切削などの機械加工により修正する必要があり、熱処理やその後の加工が省略できるような解決策が望まれている。
【０００６】
そこで、冷間加工中における鋼材の変形抵抗を低減すると同時に、所定の強度を確保し、しかも生産性向上ならびに省エネルギ化を図るために、いくつかの対策が提案されている。例えば、特許文献１には、歪時効特性に優れた冷間鍛造用線材・棒鋼およびその製造方法について、低炭素鋼で固溶Ｃを利用して常温時効の進行を抑制し、歪時効による所定の時効硬化量を確保することが記載されている。また、特許文献２には、冷間加工性に優れた高強度鋼線または棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法について、平均粒径５００ｎｍ以下でセメンタイトフリーのフェライト組織とすることが記載されている。
【特許文献１】特開平１０−３０６３４５号公報
【特許文献２】特開２００５−３２０６３０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、前記特許文献１で提案されている線材・棒鋼は、固溶Ｃ量によって歪時効を制御するものであり、また、特許文献２は、セメンタイトフリーのフェライト組織とすることによって高強度の鋼材を得ることを目的とするものである。そのため、従来、十分な冷間加工性、ならびに加工後は所要の硬度および強度を有する鋼材を得ることは困難であった。
【０００８】
そこで、本発明の課題は、加工中は良好な冷間鍛造性を示し、加工後は所定の硬度、強度を示す機械構造用鋼材およびその機械構造用鋼材を加工してなる冷間鍛造部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
そこで、本発明者らは、前記課題を解決するため、鋼材に含まれる固溶Ｃと固溶Ｎが変形抵抗と静的ひずみ時効に及ぼす影響の違いに着目した。すなわち、固溶Ｃは変形抵抗を大きく増加させ、静的ひずみ時効にあまり寄与せず、一方、固溶Ｎは変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができることに着目した。また、パーライトは、変形中の加工硬化を増加させるため、鋼材の組織をフェライト単相とすることが望ましいことを知見した。さらに、鋼材を温間（１００℃以上）で加工すると、Ｎの効果が薄れるため加工後の硬さが減少しやすいことに着目し、Ｓｉを含有させることによって、温間加工後の硬さの低下を抑制できること、また、ＳｉはNと相互作用するので、固溶Ｎ量に応じたＳｉが必要であることを知見した。そこで、鋼材の化学成分（特にＣとＮ）を所定範囲とし、Ｓｉと固溶Ｎが特定の関係を満足することで、良好な冷間鍛造性を確保し、加工後は必要な硬度、強度に強化できることを知見した。
【００１０】
すなわち、前記知見に基づいて、請求項１に係る発明の機械構造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．０６〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜１％、Ｐ：０．０５％以下（０%を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０%を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％を必須成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、固溶状態としてのＮ：０．００７％以上、且つ、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μmの範囲であるとともに、Ｓｉの含有量と固溶状態のＮの含有量（Ｓｏｌ．Ｎ）とが下記式（１）の関係式を満足することを特徴とする。
１０≦Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎ≦４０ ・・・(１)
【００１１】
この機械構造用鋼材では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを必須成分として含み、これらの成分を特定の量において含有するとともに、固溶状態としてのＮを特定の量含み、また、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μmの範囲であるとともに、Ｓｉの含有量と固溶状態のＮ（固溶Ｎ）が前記式（１）で表される関係を満足することによって、加工中は良好な冷間鍛造性を確保し、加工後は必要な硬度、強度を得ることができる。
【００１２】
請求項２に係る発明は、前記の機械構造用鋼材において、さらに、Ｃｒ：２％以下（０%を含まない）および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）を含有することを特徴とする。
【００１３】
この機械構造用鋼材では、Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させることができ、また、Ｍｏは、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させることができる。
【００１４】
請求項３に係る発明は、前記の機械構造用鋼材において、さらに、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１５】
この機械構造用鋼材では、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化させるため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種を前記特定の量含有させることによって、冷間鍛造後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させることができる。
【００１６】
請求項４に係る発明は、前記の機械構造用鋼材において、さらに、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有することを特徴とする。
【００１７】
この機械構造用鋼材では、Ｂは、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化させるため、Ｂを前記特定の量含有させることによって、冷間鍛造後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させることができる。
【００１８】
請求項５に係る発明は、前記の機械構造用鋼材において、さらに、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）およびＣｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１９】
この機械構造用鋼材では、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があるため、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種を前記特定の量含有することによって、加工後強度を向上させることができる。
【００２０】
請求項６に係る発明は、前記の機械構造用鋼材において、さらに、Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）およびＢｉ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００２１】
この機械構造用鋼材では、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種を前記特定の量含有することによって、被削性の向上を得ることができる。
【００２２】
請求項７に係る発明は、請求項１〜６のいずれか１項に記載の機械構造用鋼材を１００℃未満で冷間鍛造した後の部品強度と冷間鍛造時の最大変形抵抗の関係が(２)式を満たし、且つ、１００℃以上で冷間鍛造した時に(３)式を満たすことを特徴とする冷間鍛造部品。
Ｈ≧（ＤＲ＋１７５）／２．５ ・・・(２)
ＨＨ−ＨＲ≧−１５ ・・・(３)
式（２）または式（３）において、Ｈ：冷間鍛造後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間鍛造時の最大変形抵抗（ＭＰａ）、ＨＨ：１００℃以上で加工した時の加工後硬さ（Ｈｖ）、ＨＲ：室温で加工した時の加工後硬さ（Ｈｖ）である。
【００２３】
この冷間鍛造部品では、前記の機械構造用鋼材を冷間鍛造することによって、１００℃未満で冷間鍛造した後の部品強度と冷間加工時の最大変形抵抗の関係が(２)式を満たし、且つ、１００℃以上で冷間加工した時に(３)式を満たし、冷間加工時の変形抵抗が低減されるとともに、加工後は良好な強度および硬度を有するものである。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の機械構造用鋼材は、冷間鍛造中における鋼材の変形抵抗が低減されるため、冷間鍛造用金型の寿命が長くなるとともに、割れが発生し難く、加工後に得られる部品は所定の強度および硬度を確保することができる。そのため、本発明の機械構造用鋼材は、生産性向上ならびに省エネルギ化に有効である。
【００２５】
また、本発明の冷間鍛造部品は、本発明の鋼材を用いて冷間鍛造したものであり、冷間鍛造時に割れが発生せず、歩留まりが向上し、また、所要の強度および硬度を示すものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下、本発明の冷間加工性（冷間鍛造性）に優れた機械構造用鋼材（以下、「鋼材」ともいう）について詳細に説明する。
【００２７】
本発明の鋼材は、必須成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、残部がＦｅ及び不可避的不純物で構成され、さらに必要に応じて、他の成分を含有するものである。以下、本発明の鋼材を構成する各成分の含有量の数値範囲およびその数値範囲の限定理由について説明する。
【００２８】
鋼材中のＣ含有量：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｃは、鋼材の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素であり、組織をフェライト単相組織とするために、極力低減する必要がある元素であり、過剰に含有すると、鋼材の組織中にパーライトが生成し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となる虞がある。そこで、鋼材中のＣ含有量は、０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）とすることが必要であり、好ましくは０．０２０質量％以下（０質量％を含まず）、特に好ましくは０．０１５質量％以下（０質量％を含まず）である。しかし、Ｃの含有量が極端に少ないと、鋼材の溶製中の脱酸が困難になるため、下限は、０．０００５質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００８質量％以上、特に好ましくは０．００１質量％以上である。
【００２９】
鋼材中のＳｉ含有量：０．０６〜０．６質量％
ＳｉはＮとの相互作用によって温間加工後の強度の低下を抑制する作用を有する元素である。この作用を発揮させるために、鋼材中のＳｉ含有量は０．０６質量％以上が必須であり、好ましくは０．０７質量％以上、さらに好ましくは０．０８質量％以上である。しかし、過剰に添加すると、固溶強化による加工時の変形抵抗の増加が顕著になるため、上限は０．６質量％以下とすることが必須であり、好ましくは０．５５質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
【００３０】
鋼材中のＭｎ含有量：０．３〜１質量％
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに鋼材中のＮの含有量を高めた場合、加工中の発熱による動的ひずみ時効によって割れが発生しやすくなるが、Ｍｎはその時の加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。これらの作用を発揮させるために、鋼材中のＭｎ含有量は０．３質量％以上とすることが必須であり、好ましくは０．３２質量％以上、さらに好ましくは０．３５質量％以上である。また、Ｍｎ含有量が１質量％を超えると変形抵抗が過大となり、また、偏析による組織の不均一性が生じるので不適であり、好ましくは０．９８質量％以下、好ましくは０．９５質量％以下である。
【００３１】
鋼材中のＰ含有量：０．０５質量％以下（０%を含まない）
Ｐは不可避の不純物元素であるが、これがフェライトに含有するとフェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大の原因となる元素である。そこで、Ｐの含有量は冷間加工性の観点から極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０５％以下（０%を含まない）、好ましくは０．０３質量％以下（０%を含まない）である。
【００３２】
鋼材中のＳ含有量：０．０５質量％以下（０%を含まない）
硫黄（Ｓ）もＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ含有量を０．０５質量％以下（好ましくは０．０３質量％以下）とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、０．００２質量％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６質量％以上含有させることが推奨される。
【００３３】
鋼材中のＡｌ含有量：０．０１〜０．１質量％
Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素である。この脱酸の効果を得るために、鋼材中のＡｌ含有量は０．０１質量％以上とすることが必須であり、好ましくは０．０１５
質量％以上、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。また、Ａｌの含有量が０．１質量％を超えると靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので不適であり、好ましくは０．０９質量％以下、さらに好ましくは０．０８質量％以下である。
【００３４】
鋼材中のＮ含有量：０．００８〜０．０２５質量％
Ｎは加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のＮ含有量は、０．００８質量％以上とすることが必須であり、好ましくは０．００８５質量％以上、さらに好ましくは０．００９質量％以上である。また、Ｎの含有量が０．０２５質量％を超えると静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著になり、変形抵抗が増加するので不適であり、好ましくは０．０２３質量％以下、さらに好ましくは０．０２質量％以下である。
【００３５】
そして、固溶状態のＮ（固溶Ｎ）を所定含有量（以下、「固溶Ｎ量」という）とすることで、変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができる。冷間加工後に所要の強度を確保するためには、０．００７質量％以上必要である。しかし、固溶Ｎ量が過剰になると、冷間加工性が劣化するため、好ましくは０．０３質量％以下である。なお、鋼材中のＮの含有量は０．０２５質量％以下であるので、実質的に固溶Ｎ量は０．０２５質量％を超えることはない。
【００３６】
なお、本発明における固溶Ｎ量は、ＪＩＳ  Ｇ  １２２８に準拠して、鋼材中の全Ｎ量から全Ｎ化合物の量を差し引いて求められる量である。この固溶Ｎ量の実用的な測定法を以下に例示する。
（ａ）不活性ガス融解法−熱伝導度法（全Ｎ量の測定）
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。
（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定）
供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
供試材のサンプル約０．５ｇを、この１０％ＡＡ系電解液に溶解させ、生成する不溶解残渣（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する。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物をろ液に合わせる。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る。さらに、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよ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、吸光光度計を用いて吸光度を測定して全Ｎ化合物量を求める。
（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。
【００３７】
本発明の鋼材において、固溶Ｃは変形抵抗を大きく増加させ、静的ひずみ時効にあまり寄与せず、一方、固溶Ｎは変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができるため加工後の硬度を増加させることができる作用を有する。そのため、本発明の鋼材において、加工中の変形抵抗をあまり上げず、加工後の硬さを増加させるために、Ｃの含有量とＮの含有量とは、（１０Ｃ＋Ｎ）≦０．３の関係を満足することが必須であり、好ましくは０．００９≦（１０Ｃ＋Ｎ）≦０．２８、さらに好ましくは０．０１≦（１０Ｃ＋Ｎ）≦０．２５である。０．３＜（１０Ｃ＋Ｎ）では、ＣおよびＮの量が過剰となり、変形抵抗が過大となる。
【００３８】
さらに、本発明の鋼材は、Ｓｉと固溶Ｎ量とが下記式（１）の関係式を満足するものである。一般に、１００℃未満の温度域において、固溶Ｎを利用して静的ひずみ時効を促進させると、加工後の硬さが増加する。一方、１００℃以上の温度領域では、固溶Ｎの効果が薄れるため、加工後の硬さが室温と比較して減少しやすい。そのため、最大変形抵抗／加工後硬さの指標で示されるバランスが劣化する。一方、Ｓｉは、この加工後硬さの低下を抑制する作用がある。そこで、本発明の鋼材においては、Ｓｉと固溶状態のＮとが下記式（１）で表される関係を満足することで、良好な冷間加工性を確保し、加工後は必要な硬度、強度に強化できる。
１０≦Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎ≦４０  ・・・(１)
Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎが１０未満の場合、Ｓｉは固溶Ｎによる硬化の減少を十分抑制することができず、バランスが劣化するため、Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎの下限は１０以上であり、好ましくは１１以上、さらに好ましくは１２以上である。また、Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎが４０を超える場合、Ｓｉの効果が飽和するだけでなく、Ｓｉの固溶強化作用によって変形抵抗の増大を招くため、Ｓｉ／Ｓｏｌ．Ｎの上限は４０であり、好ましくは３５以下、さらに好ましくは３０以下である。
【００３９】
本発明の鋼材は、前記の必須の成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ）を含有し、残部は実質的にＦｅで形成されるものであり、さらに、製造原料、資材、製造設備などに起因して、不可避の不純物が鋼材中に含有される。
【００４０】
また、本発明の鋼材は、前記の必須の成分に加えて、さらに必要に応じて、（ａ）〜（ｅ）のグループから選ばれる少なくとも１種を含有することができる。
（ａ）Ｃｒおよび／またはＭｏ
（ｂ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｂ
（ｄ）Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｅ）Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種
【００４１】
本発明の鋼材が、（ａ）Ｃｒおよび／またはＭｏを含む場合、その含有量は下記の範囲で選択される。また、ＣｒおよびＭｏは、１種単独でまたは２種を同時に含有していてもよい。
【００４２】
鋼材中のＣｒ含有量：２質量％以下（０質量％を含まない）
Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて、好ましくは０．１質量％以上、さらに好ましくは０．２質量％含有させることができる。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下する虞があるため、その含有量は、２質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは１．５質量％以下、特に好ましくは１質量％以下である。
【００４３】
鋼材中のＭｏ含有量：２質量％以下（０質量％を含まない）
Ｍｏは、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて、好ましくは０．０４質量％以上、さらに好ましくは０．０８質量％以上含有させることができる。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、冷間加工性が劣化する虞があるため、２質量％以下（０％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは１．５質量％以下、特に好ましくは１質量％以下である。
【００４４】
鋼材中のＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量：０．２質量％以下（０質量％を含まない）
本発明の鋼材が、（ｂ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する場合、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、１種単独でまたは２種以上を同時に含有していてもよい。これらのＴｉ、ＮｂおよびＶは、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。本発明の鋼材が、Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する場合、Ｔｉ、ＮｂまたはＶのそれぞれの含有量は、Ｔｉ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｖ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくはＴｉ：０．００１〜０．１５質量％、Ｎｂ：０．００１〜０．１５質量％、Ｖ：０．００１〜０．１５質量％、特に好ましくはＴｉ：０．００２〜０．１質量％、Ｎｂ：０．００２〜０．１質量％、Ｖ：０．００２〜０．１質量％である。
【００４５】
鋼材中のＢの含有量：０．００５質量％以下（０質量％を含まない）
本発明の鋼材が、（ｃ）Ｂを含有する場合、Ｂは、前記の（ｂ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種と同様に、Ｎとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られ加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。そのため、本発明の鋼材が、Ｂを含有する場合、所要の固溶Ｎ量を確保して冷間加工後の強度を向上させることができることから、その含有量を０．００５質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００１〜０．００３５質量％、特に好ましくは０．０００２〜０．００２質量％である。
【００４６】
鋼材中のＣｕ、ＮｉおよびＣｏの含有量：５質量％以下（０質量％を含まない）
本発明の鋼材が、（ｄ）Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する場合、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、１種単独でまたは２種以上を同時に含有していてもよい。これらのＣｕ、ＮｉおよびＣｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。本発明の鋼材が、これらのＣｕ、ＮｉまたはＣｏを含有する場合、これらのＣｕ、ＮｉおよびＣｏの含有量は、それぞれ０．１質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．３質量％以上である。これらのＣｕ、ＮｉおよびＣｏの含有量が過剰であると、鋼材をひずみ時効および硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させる虞があるため、それぞれ５質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは４質量％以下、特に好ましくは３質量％以下である。
【００４７】
鋼材中のＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉの含有量
本発明の鋼材が、（ｅ）Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、１種単独でまたは２種以上を同時に含有していてもよい。これらのＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉの含有量は、下記の範囲で選択される。
【００４８】
鋼材中のＣａの含有量：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Ｃａを含有する場合、Ｃａの含有量は、０．０００５質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００１質量％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０５質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０３質量％以下、特に好ましくは０．０１質量％以下である。
【００４９】
鋼材中のＲＥＭの含有量：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭの含有量は、０．０００５質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００１質量％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０５質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０３質量％以下、特に好ましくは０．０１質量％以下である。
【００５０】
鋼材中のＭｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）
Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇの含有量は、０．０００２質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５質量％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０２質量％以下（０％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１５質量％以下、特に好ましくは０．０１質量％以下である。
【００５１】
鋼材中のＬｉ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）
Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化して被削性の向上に寄与する元素である。本発明の鋼材が、Ｌｉを含有する場合、Ｌｉの含有量は、０．０００２質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５質量％以上である。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、上限を０．０２質量％以下（０％を含まない）とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０１５質量％以下、特に好ましくは０．０１質量％以下である。
【００５２】
鋼材中のＰｂ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素である。本発明の鋼材が、Ｐｂを含有する場合、好ましくは０．００５質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、上限を０．５質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、好ましくは０．４質量％以下、さらに好ましくは０．３質量％以下である。
【００５３】
鋼材中のＢｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｂｉは、Ｐｂと同様に、被削性を向上させるために有効な元素である。本発明の鋼材が、Ｂｉを含有する場合、好ましくは０．００５質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上を含有させることができる。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、上限を０．２質量％以下（０質量％を含まない）とすることが好ましく、好ましくは０．４質量％以下、さらに好ましくは０．３質量％以下である。
【００５４】
また、本発明の鋼材の鋼組織は、フェライトの単相組織で構成される。このフェライトの単相組織を構成するフェライトの平均結晶粒径は、加工性を向上させるために、１０〜２００μｍの範囲であることが必要である。フェライトの平均結晶粒径が、１０μｍ未満であると、変形抵抗が高くなりすぎるため、下限は１０μｍ以上であり、好ましくは１２μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上である。また、フェライトの平均結晶粒径が、２００μｍを超えると、靱性、疲労特性などが悪化するため、上限は２００μｍ以下であり、好ましくは１８０μｍ以下、さらに好ましくは１５０μｍ以下である。
【００５５】
本発明の鋼材の製造は、必須成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、残部がＦｅ及び不可避的不純物で構成され、さらに必要に応じて、他の成分（（ａ）Ｃｒおよび／またはＭｏ、（ｂ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶよりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｃ）Ｂ、（ｄ）Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｅ）Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種）をそれぞれ特定の成分組成で含む原料鋼を所望の径に成形できる方法であれば、いずれの方法にしたがって行ってもよい。例えば、前記成分を特定の成分組成で含む原料鋼を調製し、これをビレット溶製および熱間圧延により、適宜鋼片とする。そして、この鋼片を加熱して、所望径の鋼材に圧延することによって行うことができる。
【００５６】
また、本発明は、本発明の鋼材を冷間加工してなる冷間加工部品を提供するものである。この冷間加工部品は、本発明の鋼材を１００℃未満で冷間加工した後の部品強度と冷間加工時の最大変形抵抗の関係が(２)式を満たし、且つ、１００℃以上で冷間加工した時に(３)式を満たすものである。
Ｈ≧（ＤＲ＋１７５）／２．５  ・・・(２)
ＨＨ−ＨＲ≧−１５  ・・・(３)
式（２）または式（３）において、Ｈ：冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間加工時の最大変形抵抗（ＭＰａ）、ＨＨ：１００℃以上で加工した時の加工後硬さ（Ｈｖ）、ＨＲ：室温で加工した時の加工後硬さ（Ｈｖ）である。
【００５７】
この式（２）は、以下の理由に基づき構築したものである。
一般に、冷間加工後の部品強度を高めようとすると、冷間加工時の変形抵抗も高くなる。従来品においては、例えば、冷間加工後の部品強度が２５０Ｈｖ程度のものでは、最大変形抵抗は、約５００〜５５０ＭＰａ程度であり、部品強度が３００Ｈｖ程度のものでは、最大変形抵抗は、低くても６５０ＭＰａ程度であり、部品強度が３５０Ｈｖ程度のものでは、最大変形抵抗は、低くても７５０ＭＰａ程度である。本発明においては、このような従来品に比べ、変形抵抗を抑制しつつ、部品強度を高める、すなわち、従来品よりも、冷間加工後の部品強度と冷間加工時の変形抵抗とのバランスに優れた機械構造用部品を得ることを目的とする。そこで、実験的なデータに基づき、部品強度と変形抵抗の関係について検討を重ねた結果、機械構造用鋼材の成分組成や組織等を所定に規定し、この機械構造用鋼材から得られる機械構造用部品が式（２）を満足するように組成条件等を設定することで、従来品よりも、冷間加工後の部品強度と冷間加工時の変形抵抗とのバランスに優れた機械構造用部品となることから、このような関係式とした。なお、式（３）は加工時の加工温度が１００℃以上となる場合では、さらに、式（３）の条件を満足することを実験的なデータにより必要とするために設定している。
【００５８】
この冷間加工部品の具体例としては、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、さらには、これまで熱間鍛造によって加工されていたクランクシャフト、コンロッド、トランスミッションギヤ等が挙げられる。本発明の鋼材は、冷間加工（冷間鍛造）によってこれらの冷間加工部品を製造する素材として有用である。これらの冷間加工部品は、軽量化しても所要の高強度を有するものである。
【実施例】
【００５９】
以下、本発明の実施例について、比較例と比較して具体的に説明する。
【００６０】
（実施例１、比較例１）
表１に記載の成分組成からなる鋼記号１Ａ〜２Ｄの３２種類の供試鋼を調製し、これらのそれぞれをビレット溶製および熱間圧延により１５５ｍｍ角の鋼片とした。この鋼片を９５０〜１１００℃で加熱して、Φ１２ｍｍの丸棒に圧延した。さらに、この丸棒を切断して、中心部からφ１０×１５ｍｍ長さの試験片を切り出した。なお、鋼記号１Ｂの供試鋼を用いて製造した丸棒については、表１に示す熱処理を施した後に試験片を切り出した。
【００６１】
【表１】
0005297146.tif 000002
注：元素成分の含有量の単位は、質量％である。
【００６２】
表１中の「Ｎ」はＮの含有量を示し、「Ｓｏｌ．Ｎ」は、前記のＪＩＳ  Ｇ  １２２８に準拠した方法によって測定された固溶状態のＮ量を示す値である。
【００６３】
各試験片を、容量１６００トンのプレス装置を用いて冷間鍛造により試験片の端面を拘束した状態から圧縮加工した。冷間鍛造の条件は、加工ひずみ速度１０／ｓ、加工温度：室温〜４００℃、圧縮率：８０％とした。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、表２に示す圧縮率は［（１−Ｌ／Ｌ０）×１００（％）］（Ｌ０：加工前の試験片の長さ、Ｌ：加工後の試験片の長さ）を示す。
【００６４】
得られた各加工試験品について、実体顕微鏡により、倍率２０倍で表面を観察して割れの有無を確認した。また、各加工品の加工条件、変形抵抗、割れの有無、および加工後の硬さを、表２に示す。
また、ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４位置中央部（Ｄ：部品直径）および測定回数：５回の条件で、各加工試験品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、表２に示す。
【００６５】
これらの試験結果において、得られた加工試験品について割れがなく、しかもビッカース硬さに対して変形抵抗が低い場合（具体的には、前記式（２）に示す条件を満足する場合）を、冷間加工性に優れたものと判定して総合判定を「○」と表示した。一方、前記式（２）の条件を満足しない加工試験品について、割れが発生したものの総合判定を「×」と表示した。なお、一部の実施例および比較例において、部品強度（加工後硬さ）と最大変形抵抗との関係を図１に示す。図１において判定式は、式（２）を示している。
【００６６】
さらに、各加工品試料の組織をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して、フェライト結晶粒径を測定した。
まず、各加工品試料の表面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食する。次に、試料のＤ／４位置を顕微鏡で倍率１００倍で観察し、写真撮影した。そして、切断法で任意断面積の結晶粒数を求め、フェライト結晶粒径（μｍ）に換算した。結果を表１に示す。
【００６７】
【表２】
0005297146.tif 000003
【００６８】
表１および表２に示すとおり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを必須成分として含み、これらの成分を前記に記載した特定の量において含有するとともに、固溶状態としてのＮを特定の量含む鋼を用いて加工した鋼材において、また、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μｍの範囲であるとともに、Ｓｉの含有量と固溶状態のＮ（固溶Ｎ）が前記式（１）で表される関係を満足することによって、加工中は良好な冷間加工性を確保し、加工後は必要な硬度、強度を得ることができることが分かった。すなわち、本発明の実施例（１Ａ、１Ｂ−１、１Ｄ、１Ｈ、１Ｍ、１Ｎ、１Ｑ、１Ｖ〜１Ｘ、１Ｚ〜２Ｄ）は、総合判定が○であり、得られた加工試験品について割れがなく、しかもビッカース硬さに対して低い変形抵抗を示し（具体的には、前記式（３）に示す条件を満足する）、優れた冷間加工性を示している。
【００６９】
これに対して、前記のいずれかの条件を満足しない比較例（１Ｂ−２、１Ｂ−３、１Ｃ、１Ｅ〜１Ｇ、１Ｉ〜１Ｌ、１Ｏ、１Ｐ、１Ｒ〜１Ｕ、１Ｙ）は、冷間加工性に劣るものであることが分かる。
すなわち、比較例１Ｃは、Ｃ含有量が多く、かつＣ含有量およびＮ含有量が、０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の条件を逸脱している例であり、変形抵抗が大きく、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
比較例１Ｅは、Ｓｉ含有量が多く、かつＳｉと固溶Ｎ量が、前記式（１）の条件を逸脱している例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７０】
比較例１Ｂ−２は、結晶粒径が小さく、かつ式（１）の条件を逸脱している例であり、ビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
比較例１Ｂ−３は、結晶粒径が大きく、かつ式（１）の条件を逸脱している例であり、ビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７１】
比較例１Ｆは、Ｍｎ含有量が少ない例であり、前記式（１）の条件を逸脱している例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
比較例１Ｇは、Ｓｉ含有量が多い例であり、加工後の硬さが前記式（３）の条件を逸脱している。
比較例１Ｉは、Ｍｎ含有量が多い例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７２】
比較例１Ｊは、Ｐ含有量が多く、かつＮ含有量が少ない例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
比較例１Ｌは、Ｓ含有量が多い例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７３】
比較例１Ｏは、Ａｌ含有量および固溶Ｎ量が多い例であり、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７４】
比較例１Ｒは、固溶Ｎ量が少ない例であり、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
比較例１Ｓは、Ｓｉと固溶Ｎ量が、前記式（１）の条件を逸脱している例であり、加工後に割れが発生し、加工後の硬さが前記式（３）の条件を逸脱している。
比較例１Ｔは、Ｎ含有量が多い例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７５】
比較例１Ｕは、Ｃ含有量が多く、固溶Ｎ量が多く、かつＣ含有量およびＮ含有量が、０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の条件を逸脱している例であり、加工後に割れが発生し、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００７６】
表３に記載の成分組成からなる鋼記号２Ｅ〜２Ｓの１５種類の供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、それぞれを上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。次に、それぞれのインゴットを、鍛造（ソーキング：１２５０℃×３ｈｒ程度加熱、鍛造加熱：１０００℃×１ｈｒ程度加熱）および切断し、一辺１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状を経由して、φ８０ｍｍの丸棒に鍛造加工し、長さ１００ｍｍ程度ごとに切断した。
【００７７】
得られた丸棒材（鍛造材）のＤ／４位置（試験片断面のＤ／４位置中央部（Ｄ：丸棒材の直径））からφ１０ｍｍ×長さ１５ｍｍの試験片を切り出した。さらに、中央部分からは、それぞれφ２０×長さ３０ｍｍ、φ３０ｍｍ×長さ４５ｍｍの試験片を切り出した。
【００７８】
得られた３種の試験片について、実施例１と同様にして、冷間鍛造による圧縮加工を行い、加工試験片を製造し、この加工試験片について、実体顕微鏡による表面割れの有無を確認するとともに、ビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定を行って冷間加工性を評価した。また、各加工品試験片の加工条件、変形抵抗、割れの有無、および加工後の硬さを、表４および表５に示す。さらに、加工品試験片の組織におけるフェライト結晶粒径の測定を行った。結果を表３に示す。
【００７９】
【表３】
0005297146.tif 000004
【００８０】
【表４】
0005297146.tif 000005
【００８１】
【表５】
0005297146.tif 000006
【００８２】
表３および表４に示すとおり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを必須成分として含み、これらの成分を前記に記載した特定の量において含有するとともに、固溶状態としてのＮを特定の量含む鋼を用いて加工した鋼材において、また、ＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足し、フェライト単相組織を形成し、フェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μｍの範囲であるとともに、Ｓｉの含有量と固溶状態のＮ（固溶Ｎ）が前記式（１）で表される関係を満足することによって、加工中は良好な冷間加工性を確保し、加工後は必要な硬度、強度を得ることができることが分かった。すなわち、本発明の実施例（２Ｅ〜２Ｎ）は、総合判定が○であり、得られた加工試験品について割れがなく、しかもビッカース硬さに対して低い変形抵抗を示し（具体的には、前記式（３）に示す条件を満足する）、優れた冷間加工性を示している。
【００８３】
これに対して、前記のいずれかの条件を満足しない比較例（２Ｏ〜２Ｓ）は、冷間加工性に劣るものであることが分かる。
すなわち、比較例２Ｏは、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量およびＮ含有量が少なく、かつ固溶Ｎ量が少ない例であり、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示している。
【００８４】
比較例２Ｐは、Ｃ含有量が多く、かつＣ含有量およびＮ含有量が、０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の条件を逸脱している例であり、加工後に割れが発生し、さらに、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示し、加工後の硬さが前記式（３）の条件を逸脱している。
比較例２Ｑは、Ｃ含有量が多く、かつＣとＮの含有量が０．３≧（１０Ｃ＋Ｎ）の関係を満足しない例であり、加工後に割れが発生し、加工後の硬さが前記式（３）の条件を逸脱している。
【００８５】
比較例２Ｒは、Ｓｉ含有量が少なく、Ｓ含有量が多く、式（１）の条件を逸脱している例であり、加工後に割れが発生し、加工後の硬さが前記式（３）の条件を逸脱している。
比較例２Ｓは、Ｎ含有量および固溶Ｎ量が少なく、かつ式（１）の条件を逸脱している例であり、式（２）の条件を逸脱しビッカース硬さに対して大きい変形抵抗を示し、加工後の硬さが前記式（３）の条件を逸脱している。
【図面の簡単な説明】
【００８６】
【図１】本発明の一部の実施例および比較例において、部品強度と最大変形抵抗との関係を示すグラフ図である。
【図１】
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