(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．１９〜０．３８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５〜１．４％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｃ＝１．５〜６．０を満たし、かつ以下に示すＣ当量が０．３７〜０．４９％であることを特徴とする冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼。
Ｃ当量＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）
【請求項２】
請求項１の鋼を製造するに当たり、仕上げ圧延温度を９００℃以下にすることを特徴とする冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間鍛造用鋼に関し、さらに詳しくは自動車部品等に好適な冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
自動車部品や建設機械用部品等の多くは、機械構造用炭素鋼を熱間鍛造し、その後、焼入れ焼きもどしを行うことによって製造されている。しかしながら、このような工程でこれら部品を製造する場合には、何度も加熱を行うため、多大な熱エネルギーを要し、コストを上昇させる原因となっている。
【０００３】
このため、近時、加熱工程を省略し、圧延まま材を冷間鍛造することにより部品を製造することが検討されている。例えば、特開昭６０−５８２１号公報、特開平４−２２８５１９号公報には、圧延制御によって組織の微細化を図り、圧延ままでの冷間加工性を向上させる技術が開示されており、また特開昭６１−２５７４５２号公報には、Ｓ，Ｐ，Ｍｎを低減し、変形能、変形抵抗を改善する技術が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの技術はいずれも、冷間加工性という製造時の問題を解決することだけを念頭において提案されたもので、製品として要求される特性、特に、自動車部品等で必要とされる疲労特性については全く考慮されていない。
【０００５】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、圧延ままで冷間鍛造性に優れ、かつ、冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、圧延まま材の冷間鍛造性を向上させ、かつ冷間鍛造後の疲労特性を向上させるべく鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
（１）圧延まま材の冷間鍛造性向上のためには、フェライト主体の組織を有する鋼では、フェライト分率の増大（Ｍｎ／Ｃの増大）、フェライトの軟化（低Ｓｉ、低Ｐ）、介在物の低減（低Ｓ、低Ｏ）が有効である。
【０００７】
（２）一方、冷間鍛造後の疲労特性向上のためには、パーライト分率の増大（Ｃ量の増大）が有効である。
（３）上記（１）及び（２）は相反することであるが、Ｃ量、Ｍｎ／Ｃ、及び炭素当量を適切に規定することにより両特性を満足する鋼が得られる。
【０００８】
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであって、重量％で、Ｃ：０．１９〜０．３８％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５〜１．４％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｃ＝１．５〜６．０を満たし、かつ以下に示すＣ当量が０．３７〜０．４９％であることを特徴とする冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼を提供するものである。
【０００９】
Ｃ当量＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）
また、上記鋼を製造するに当たり、圧延時の仕上げ圧延温度を９００℃以下にすることを特徴とする冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼の製造方法を提供するものである。
【００１０】
なお、冷間鍛造後の疲労特性を一層向上させる観点からは、Ｃ：０．２３〜０．３８％、Ｍｎ：０．６〜１．３％、Ｍｎ／Ｃ：１．５〜５．０％、Ｃ当量：０．４２〜０．４９％であることが好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明における成分等の限定理由について述べる。
Ｃ：０．１９〜０．３８％
Ｃは疲労特性向上に必要な元素であるが、０．１９％未満では十分な疲労特性が得られず、また０．３８％を超えると冷間鍛造性が劣化する。従って、Ｃ量を０．１９〜０．３８％とする。冷間鍛造後の疲労特性を一層向上させる観点からは、０．２３〜０．３８％の範囲が好ましい。
【００１２】
Ｓｉ：０．１０％以下
Ｓｉはフェライトに固溶し、フェライトを強化する成分であるため、０．１０％を超えると冷間鍛造性を著しく劣化させる。従って、Ｓｉ量を０．１０％以下とする。
【００１３】
Ｍｎ：０．５〜１．４％
Ｍｎは鋼に必要な強度を付与する元素であるが、その量が０．５％未満では必要強度が得られず、また、１．４％を超えるとベイナイト組織が出現し、冷間鍛造性が劣化する。従って、Ｍｎ量を０．５〜１．４％とする。良好な疲労特性を得る観点からは０．６〜１．３％の範囲が好ましい。
【００１４】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、少量添加により加工硬化を抑制し、冷間鍛造性を向上させる。しかし、０．０５％未満ではその効果がなく、０．５％を超えると固溶硬化が大きくなり、また冷間鍛造性が劣化する。従って、Ｃｒ量を０．０５〜０．５％とする。
【００１５】
Ｐ：０．０１％以下
Ｐはフェライトに固溶してフェライトを強化し、０．０１％を超えると冷間鍛造性を劣化させるので、０．０１％以下とする。
【００１６】
Ｓ：０．０１５％以下
ＳはＭｎＳを形成し、０．０１５％を超えると冷間鍛造性を劣化させるので、０．０１５％以下とする。
【００１７】
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは酸化物を形成し、冷間鍛造性を劣化させるため、０．００１５％以下とする。
【００１８】
Ｍｎ／Ｃ：１．５〜６．０
Ｍｎ／Ｃはフェライト分率に影響を及ぼすが、その値が１．５未満ではフェライト分率が少なく、冷間鍛造性が劣化する。また、６．０を超えるとフェライト分率が多くなり、疲労強度が劣化する。従って、Ｍｎ／Ｃを１．５〜６．０とする。より一層疲労特性を向上させる観点からは、１．５〜５．０が好ましい。
【００１９】
Ｃ当量：０．３７〜０．４９％
Ｃ当量はＣ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）で表され、必要な強度および疲労特性を確保するために規定されるが、その値が０．３７％未満では強度が低くかつ疲労特性が劣り、０．４９％を超えると冷間鍛造性が劣る。従って、Ｃ当量を０．３７〜０．４９％とする。疲労特性を向上させる観点からは０．４２〜０．４９％の範囲が好ましい。
【００２０】
以上のような成分組成を有する本発明の鋼は、圧延ままで用いることを前提としているが、その後に熱処理を行うことを排除するものではない。この圧延の際に、仕上げ圧延温度を９００℃以下にすることが好ましい。仕上げ圧延温度が９００℃を超えると圧延後の組織が大きくなり、冷間鍛造性のみならず、疲労特性も劣化する。仕上げ圧延温度が９００℃以下であれば、冷間鍛造性および疲労特性の両方が優れたものとなる。
【００２１】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す成分組成を有する鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊を１０５０℃に加熱し、４０ｍｍ丸棒に圧延した。表１中Ｎｏ．１〜１０は本発明鋼であり、Ｎｏ．１１〜２３は比較鋼である。また、Ｎｏ．２４はＳ４３Ｃ鋼であり、球状化焼鈍を行って試験に供した。
【００２２】
【表１】
0004015208.tif 000002
【００２３】
これら圧延ままの丸棒からＪＩＳ４号試験片（平行部１４ｍｍφ、標点距離５０ｍｍ）、圧縮試験片（１４ｍｍφ×２１ｍｍ溝付き）を採取し、引張試験及び圧縮試験を行った。なお、圧縮試験片の詳細を図１に示す。
【００２４】
また、冷間鍛造後の疲労特性をシミュレートするために４０％引抜き材の疲労特性を調べた。この場合に、４０％引抜き材（３１ｍｍφ）からＪＩＳ４号引張試験片、小野式回転曲げ疲労試験片（平行部１０ｍｍφ）を採取し、引張、疲労試験を行った。その結果を表２に示す。なお、表２の「限界圧縮率」は圧縮試験における割れ発生限界圧縮率を示し、この値で冷間鍛造性を評価した。また、４０％引抜き材の疲労強度は１０7 回での疲労限で評価した。
【００２５】
【表２】
0004015208.tif 000003
【００２６】
表２に示すように、本発明鋼であるＮｏ．１〜１０は、割れ発生限界圧縮率が４０％を超える高い値を示しており、また４０％引抜き材の疲労強度も３５０Ｎ／ｍｍ2 以上であって、いずれもＮｏ．２４のＳ４３Ｃの球状化焼鈍材よりも優れていることが確認された。すなわち、圧延ままの冷間鍛造性および疲労強度がいずれも、従来材であるＳ４３Ｃの球状化焼鈍材よりも優れていた。
【００２７】
これに対して、比較鋼のＮｏ．１１〜２３は冷間鍛造性及び疲労特性のうち少なくとも一方が劣っていた。すなわち、Ｎｏ．１１はＣ量が少ないため、冷間鍛造性は良好であるが疲労強度が劣っていた。Ｎｏ．１２はＣ量が多いため、冷間鍛造性が劣っていた。なお、Ｎｏ．１２以降、冷間鍛造性が劣っていた鋼は４０％引抜き材の疲労試験は行わなかった。また、Ｎｏ．１３はＳｉが高いため、Ｎｏ．１４は各成分の範囲は本発明の範囲であるがＣ当量が高いため、Ｎｏ．１６はＭｎ量が高いため、Ｎｏ．１７はＰ量が高いため、Ｎｏ．１８はＳ量が高いため、Ｎｏ．１９は各成分の範囲は本発明の範囲であるがＭｎ／Ｃが低いため、Ｎｏ．２２はＣｒが高くＣ当量が高いため、さらにＮｏ．２３はＯ量が高いため、いずれも冷間鍛造性が劣っていた。Ｎｏ．１５はＭｎが低いため、Ｎｏ．２０は各成分の範囲は本発明の範囲であるがＭｎ／Ｃが高いため、Ｎｏ．２１は各成分の範囲は本発明の範囲であるがＣ当量が低いため、冷間鍛造性は良好であるものの、疲労強度が劣っていた。
【００２８】
（実施例２）
表３に示す本発明を満たす組成を有する鋼を実施例１と同様な方法にて製造した。この際に、圧延時の仕上げ温度を９５０℃、８８０℃、８５０℃の３水準とした。その後の試験も実施例１と同様に行った。その結果を表４に示す。
表４に示すように、仕上げ圧延温度を９００℃以下にすることにより、冷間鍛造性および疲労特性の両者が優れた値を示すことが確認された。
【００２９】
【表３】
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【００３０】
【表４】
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【００３１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、圧延ままで冷間鍛造性に優れ、かつ冷間鍛造後の疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法が提供される。従って、自動車部品等の製造時に軟化焼鈍を必要とせず、圧延ままでの冷間鍛造できるのでコスト低減に寄与することができ、また、冷間鍛造を施した製品の疲労強度を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】圧縮試験片を説明するための図。
【図１】
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