技術 冷間鍛造用鋼

0001

本発明は、冷間鍛造用鋼に関する。

0002

自動車や産業機械などに用いられる歯車、プーリー、シャフトなどの鋼製部品は、熱間鍛造または冷間鍛造により粗成形される場合が多い。冷間鍛造は、熱間鍛造と比べて寸法精度が高いので、鍛造後の切削加工量を低減できる。このため、近年、冷間鍛造で粗成形される鋼製部品が多くなってきている。

0003

冷間鍛造によって鋼材を粗成形する場合、鍛造での変形抵抗を下げるとともに変形能を向上させるために、冷間鍛造前の鋼材に球状化焼鈍を施すことが多い。さらに、冷間鍛造後の鋼材には、切削加工を施し、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を行う場合が多い。

0004

しかし、表面硬化処理時に鋼材に含まれるオーステナイト粒が粗大化すると、表面硬化処理後に得られる鋼製部品の疲労強度が不足したり、表面硬化処理に伴う変形が大きくなったりする問題が生じやすい。このため、表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化を安定して抑止できる鋼材が求められている。

0005

また、鋼材に球状化焼鈍を施して球状化焼鈍組織にすると、冷間鍛造後の切削加工時における被削性が低下するという問題がある。この問題に対し、鋼に硫黄（Ｓ）を含有することで、被削性が向上することが知られている。Ｓは、鋼中のマンガン（Ｍｎ）と結合して、ＭｎＳを主体とするＭｎ硫化物系介在物を形成し、被削性を向上させる。

0006

しかしながら、被削性を高めるために、鋼材中のＳ含有量を高くすると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性が低下する。このため、従来の冷間鍛造用鋼では、Ｓ含有量を低減することにより、冷間鍛造性の低下を抑制していた。その結果、従来の冷間鍛造用鋼は被削性が低かった。よって、冷間鍛造性を損ねることなく、Ｓ含有量を増加させて被削性を向上させた冷間鍛造用鋼材が要望されている。

0007

従来、球状化焼鈍後に冷間鍛造により部品形状に成形される鋼材として、例えば、特許文献１〜特許文献３に記載のものがある。
特許文献１には、０．２〜０．６％のＣを含み、初析フェライト分率が５〜３０面積％であり、残部がベイナイトを主体する組織からなり、かつ、前記ベイナイト中におけるセメンタイトのラス間隔の平均値が０．３μｍ以上である球状化後の冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼が開示されている。

0008

特許文献２には、フェライト、ベイナイトおよびパーライトを含む混合組織を有し、ベイナイトの面積分率が３０％以上であり、球状化後の冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼線材・棒鋼が開示されている。

0009

特許文献３には、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ２以下であり、フェライト・ベイナイト組織の面積率が８０％以上、ベイナイトの面積率が３０〜７０％およびフェライト平均粒径が１５〜４０μｍの金属組織を有する熱間圧延棒鋼または線材が開示されている。

0010

特許第３７３７３２３号公報
特許第４４１１０９６号公報
特許第５３９７２４７号公報

0011

しかしながら、特許文献１に記載の鋼線材・棒鋼は、組織の初析フェライト分率が５〜３０面積％と低いため、冷間鍛造での変形抵抗の低減が不十分である。また、特許文献１に記載の技術では、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化に対する対策は講じられていない。
また、特許文献２に記載の技術も、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化について考慮されていない。
さらに、特許文献１〜特許文献３に開示された技術は、いずれも冷間鍛造後の被削性向上について何ら考慮されておらず、冷間鍛造後の切削性は不明確である。

0012

本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れ、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化を防止できる冷間鍛造用鋼を提供することを課題とする。

0013

［１］ 質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、
Ｓ：０．００５〜０．０３０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．６０％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、
Ｎ：０．０１０〜０．０３％、
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００２５％以下
に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（１）を満たす化学組成を有する棒鋼または線材であり、
表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ２以下であり、
圧延方向と平行な断面において、円相当径が２μｍ未満の硫化物の個数密度が３００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。

0014

０．８≦（Ｎｂ／９３＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１．８ （１）
（式（１）中のＮｂ、Ａｌ、Ｎは、質量％での各元素の含有量とする。）

0015

［２］ Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：０．４％以下、
Ｖ：０．３５％以下、
Ｂ：０．０２０％以下、
Ｍｇ：０．００３５％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、［１］に記載の冷間鍛造用鋼。

0016

本発明の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れ、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化を防止できる。よって、本発明の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造により粗成形される歯車、プーリー、シャフトなどの鋼製部品の素材として好適に用いることができる。

0017

本発明者らは、上記課題を解決するために、冷間鍛造用鋼に関する研究および検討を行った。その結果、以下に示す（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
（ａ）微量のＢｉを含む所定の化学組成を有する冷間鍛造用鋼（棒鋼または線材）とすることで、冷間鍛造後の表面硬化処理中におけるピン止め粒子（ＡｌＮなど）の固溶・粗大化が抑制され、粗大なオーステナイト粒の発生を抑制できることを明らかにした。

0018

（ｂ）切削は、切りくずを分離する破壊現象である。切削を促進させるには、マトリックスを脆化させることが一つのポイントである。鋼材中に硫化物を微細分散させることにより、破壊を容易にすると、切りくず処理性（被削性）が向上する。しかし、鋼材中に粗大な硫化物が少数分散していると、切りくず分離の起点となる硫化物の間隔が長くなる。その結果、切りくずが長くなりやすくなる。

0019

なお、本実施形態における「硫化物」とは、以下に示すＭｎ硫化物系介在物の総称を意味する。
すなわち、ＭｎＳを主体に含み、Ｆｅ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、ＲＥＭ等の硫化物がＭｎＳと固溶または結合して共存している介在物、ＭｎＴｅのようにＳ以外の元素がＭｎと化合物を形成してＭｎＳと固溶・結合して共存している介在物、酸化物を核として析出した上記介在物が含まれるものであり、化学式では（Ｍｎ、Ｘ）（Ｓ、Ｙ）（ここで、Ｘ：Ｍｎ以外の硫化物形成元素、Ｙ：Ｓ以外でＭｎと結合する元素）として表記できるＭｎ硫化物系介在物の総称である。なお、介在物が硫化物であることは、走査電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析によって確認できる。

0020

（ｃ）本発明者らは、硫化物の円相当径と切りくず処理性との関係について種々実験を行った。その結果、平均円相当径が２μｍ未満の硫化物の個数密度が３００個／ｍｍ２以上であると、切りくず処理性が向上するという知見を得た。

0021

（ｄ）鋼材中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）または凝固時に晶出することが多い。したがって、鋼材中の硫化物の大きさは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態（デンドライト）を呈している。デンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成される。溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。具体的には、デンドライトの樹間部でＭｎが濃化し、Ｍｎ硫化物が晶出する。

0022

（ｅ）鋼材中に硫化物を微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔は、下記（Ａ）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５ …（Ａ）
（Ａ）式において、λはデンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄは拡散係数（ｍ２／ｓ）、σは固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴは凝固温度範囲（℃）である。

0023

（Ａ）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存しており、σが低減すればλも減少することがわかる。１次アーム間隔λを減少できれば、デンドライトの樹間部に晶出するＭｎ硫化物のサイズを低減できる。本発明者らは、鋼にＢｉを微量添加することにより、１次アーム間隔λを減少でき、硫化物のサイズを微細化できることを見出した。

0024

（ｆ）さらに、本発明者らは、冷間鍛造用鋼（棒鋼または線材）の断面全域において、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制するには、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量を０．０１０％以下とし、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量を０．０２０％以下とする必要がある。さらに、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ２以下とする必要があるという知見を得た。
本発明は、上記（ａ）〜（ｆ）の知見に基づいて完成されたものである。

0025

以下、本発明の冷間鍛造用鋼について詳細に説明する。
歯車などの鋼製部品の素材として用いる冷間鍛造用鋼は、例えば、連続鋳造した鋳片に熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を行うことにより製造される。得られた冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造した後、例えば、所定の部品形状に切削し、更に浸炭焼き入れ等の表面硬化処理を実施することにより部品となる。

0026

冷間鍛造用鋼中の硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削性の向上には極めて有効である。すなわち、被削材である冷間鍛造用鋼中の硫化物は、切削工具の摩耗による工具変化を抑制し、工具寿命を延ばす効果を発現する。したがって、切削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。

0027

一方、冷間鍛造用鋼を製造する過程で熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を施すと、粗大な硫化物が延伸して被削性が低下することが多い。硫化物の粗大化を抑制するためには、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減して、鋳造後の鋳片のデンドライトを微細化することが望ましい。デンドライトは、硫化物の粒径に大きく影響する。デンドライトが微細になるほど、硫化物の粒径が小さくなる。

0028

冷間鍛造用鋼中に硫化物を安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のＢｉを含む化学組成とすることにより、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させることが好ましい。固液界面エネルギーを低減させると、鋳片のデンドライトが微細となり、そこから晶出する硫化物が微細化される。

0029

次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼の化学組成について説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｃｒ：０．０１〜１．６０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、Ｎ：０．０１０〜０．０３％、Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式（１）を満たす化学組成を有する。

0030

０．８≦（Ｎｂ／９３＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１．８ （１）
（式（１）中のＮｂ、Ａｌ、Ｎは、質量％での各元素の含有量とする。）

0031

（Ｃ：０．１０〜０．３０％）
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度および疲労強度を高める。一方、Ｃ含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下し、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．３０％である。好ましいＣ含有量は０．１４〜０．２８％であり、さらに好ましくは、０．１５〜０．２５％である。

0032

（Ｓｉ：０．０１〜１．００％）
シリコン（Ｓｉ）は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．００％である。好ましいＳｉ含有量は０．１５〜０．７０％であり、さらに好ましくは０．２０〜０．３５％である。

0033

（Ｍｎ：０．４０〜１．８０％）
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、粗大なＭｎＳが生成し、疲労強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜１．８０％である。好ましいＭｎ含有量は０．６０〜１．３０％であり、さらに好ましくは０．７０〜１．２０％である。

0034

（Ｓ：０．００５〜０．０３０％）
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎ硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓを過剰に含有すると、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００５〜０．０３０％である。好ましいＳ含有量は０．００８〜０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１０〜０．０１６％である。

0035

（Ｃｒ：０．０１〜１．６０％未満）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び引張強度を高める。本実施形態の冷間鍛造用鋼を用いて鋼製部品を製造する場合、部品形状とされた冷間鍛造用鋼に、浸炭処理や高周波焼入れなどの表面硬化処理を行う場合がある。Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１〜１．６０％未満である。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量は、０．０３％〜１．５０％であり、さらに好ましくは、０．１０％〜１．２０％である。

0036

（Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸作用を有する。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量が０．０１０％未満では、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化防止効果、および冷間鍛造での変形抵抗低減効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０４５％を超えると、ＡｌＮが粗大となり、結晶粒の粗大化抑制に寄与しなくなる。したがって、Ａｌ含有量を０．０１０％〜０．０４５％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、好ましい上限は０．０３５％である。

0037

（Ｎ：０．０１０〜０．０３％）
窒素（Ｎ）は、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の析出による冷間鍛造後の表面硬化処理時における結晶粒の微細化、及び結晶粒の粗大化抑制を目的として添加する。Ｎ含有量が０．０１０％未満では、Ｎによる上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えると、Ｎを含有することによる上記効果が飽和する。また、過剰なＮの添加は、鋼を脆化させ、鋳造、圧延時における割れ、キズの原因となる。以上の理由から、Ｎ含有量を０．０１０％〜０．０３％の範囲内にする必要がある。Ｎ含有量の好適範囲は０．０１３〜０．０２％ である。

0038

（Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％）
ビスマス（Ｂｉ）は、本発明において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化され、硫化物が微細分散される。硫化物の微細化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライトの微細化効果が飽和する。また、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、熱間圧延時に表面割れが生じる。このことから、Ｂｉ含有量を０．０００１〜０．００５０％とする。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。また、Ｂｉ含有量は０．００４８％以下であってもよい。

0039

（Ｎｂ：０．０２〜０．０８％）
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃおよび／またはＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を形成し、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化防止効果を有する元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０２％未満では、前記の効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０８％を超えると、上記のオーステナイト粒の粗大化防止効果がむしろ低下する。したがって、Ｎｂ含有量を０．０２〜０．０８％とした。なお、Ｎｂ含有量は０．０３〜０．０５％であることが好ましい。

0040

（Ｐ：０．０５％以下）
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の冷間鍛造性および熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下である。

0041

（Ｏ：０．００２５％以下）
酸素（Ｏ）は、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、熱間圧延時に粗大なＡｌＮおよび／またはＮｂ（ＣＮ）が析出する。その結果、冷間鍛造後の表面硬化処理時における結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、Ｏ含有量は、できるだけ低減することが望ましい。以上の理由から、Ｏ含有量を０．００２５％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量の好適範囲は０．００２０％以下である。

0042

本実施形態における冷間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態における不純物は、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鋼の原料として利用される鉱石、スクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。

0043

［式（１）について］
冷間鍛造用鋼中のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度（分散状態）には、鋼の化学組成が影響する。Ｎ含有量に対するＡｌおよび／またはＮｂの含有量が高すぎると、粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）が析出し、結晶粒の粗大化抑制特性が低下する。鋼中のＮ含有量に対するＡｌ含有量およびＮｂ含有量を適切な範囲に設定することで、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の粗大化を抑制できる。

0044

本実施形態の冷間鍛造用鋼は、下記式（１）を満たす化学組成を有するため、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。
０．８≦（Ｎｂ／９３＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）≦１．８ （１）
（式（１）中のＮｂ、Ａｌ、Ｎは、質量％での各元素の含有量とする。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。）

0045

式（１）は、結晶粒粗大化抑制特性の指標である。式（１）における（Ｎｂ／９３＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）が低すぎると、結晶粒の粗大化を抑制する析出物の個数が少なくなり、結晶粒粗大化抑制特性に劣る。一方、（Ｎｂ／９３＋Ａｌ／２７）／（Ｎ／１４）が大きく、Ｎ含有量に対するＡｌ含有量および／またはＮｂ含有量が高すぎる場合、粗大化なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）が析出し、結晶粒粗大化抑制特性に劣る。

0046

本実施形態の冷間鍛造用鋼は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ及びＭｇからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ及びＭｇはいずれも、鋼の疲労強度を高める。

0047

（Ｍｏ：１．５％以下）
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。また、Ｍｏは、浸炭処理において、不完全焼入れ層の生成を抑制する。Ｍｏを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．５％以下である。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＭｏ含有量は０．０５〜０．５０％であり、さらに好ましくは、０．１０〜０．３０％である。

0048

（Ｎｉ：１．０％以下）
ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性を高め、疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度向上効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、Ｎｉ含有量を１．０％以下とした。Ｎｉ含有量は０．８％以下であることが好ましい。さらに、Ｎｉの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上であることが好ましい。

0049

（Ｃｕ：０．４％以下）
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入性を高める元素である。Ｃｕを含有することによる焼入れ性向上効果を安定して得るためには、Ｃｕ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。しかし、多量にＣｕを添加すると、鋼材の表面性状の劣化および合金コストの増加を招く。このため、Ｃｕ含有量の上限を０．４％以下とした。

0050

（Ｖ：０．３５％以下）
バナジウム（Ｖ）は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。バナジウム炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部（表層以外の部分）の強度を高める。Ｖを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｖ含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３５％以下とする。Ｖ含有量が０．０３％以上であると、Ｖを含有することによる上記効果が顕著に得られる。好ましいＶ含有量は０．０４〜０．２０％であり、さらに好ましくは、０．０５〜０．１０％である。

0051

（Ｂ：０．０２０％以下）
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。Ｂ含有量が０．０２０％を超えると、上記効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０２０％以下である。Ｂ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＢ含有量は、０．００１〜０．０１２％であり、さらに好ましくは、０．００２〜０．０１０％である。

0052

（Ｍｇ：０．００３５％以下）
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ａｌと同様に、鋼を脱酸し、鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化されると、粗大酸化物を破壊起点とする破壊の確率が低下し、鋼の疲労強度が高まる。Ｍｇを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００３５％以下である。Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＭｇ含有量は０．０００３〜０．００３０％であり、さらに好ましくは、０．０００５〜０．００２５％である。

0053

［硫化物］
硫化物は、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保する必要がある。鋼中のＳ含有量を増加させると、被削性が向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なう。このため、鋼中の硫化物のサイズおよび形状を制御する必要がある。さらに、被削時の切りくず処理性を向上させるには、鋼中に硫化物を微細に分散させることが必要である。
本実施形態の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造用鋼の圧延方向と平行な断面において、円相当径が２μｍ未満の硫化物の個数密度が３００個／ｍｍ２以上である。このため、優れた冷間鍛造性および切りくず処理性（被削性）が得られる。

0054

［ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）］
本実施形態の冷間鍛造用鋼では、表面から半径の１／５までの領域（以下、「表面領域」という場合がある。）および中心部から半径の１／５までの領域（以下、「中心領域」という場合がある。）において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下である。
本実施形態において「ＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）」とは、ＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）との複合析出物を指す。

0055

また、本実施形態の冷間鍛造用鋼では、表面領域および中心領域において、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ２以下である。
本実施形態において、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の「直径」とは、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて観察した場合の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）それぞれの、長径と短径の算術平均を指す。

0056

鋳片、および鋳片を熱間加工して製造した鋼片は、断面積が大きい。このため、鋳片および鋼片を加熱すると、中心部と表層部とが同じ温度になるまでに長時間を要する。そのため、鋳片および鋼片を熱処理した場合、一般的に、所定の温度で保持される時間が、表層部と比較して中心部が短くなる。

0057

よって、鋳片を熱間加工して鋼片とし、さらに鋼片を熱間圧延して製造された冷間鍛造用鋼（棒鋼または線材）では、表層部と中心部とにおけるＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量、ならびにＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の分散状態が異なる。したがって、冷間鍛造用鋼の中心部と表層部とでは、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化にも差異が生じる。

0058

本実施形態の冷間鍛造用鋼は、表面領域および中心領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ２以下である。このため、本実施形態の冷間鍛造用鋼では、表層部から中心部までの全域において、冷間鍛造後の表面硬化処理時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制できる。

0059

上記のオーステナイト粒の粗大化抑制効果を得るためには、表面領域および中心領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量は０．０１０％以下であり、０．００８％以下であることが好ましい。上記Ａｌ量が０．００２％未満であると、目標とするオーステナイト粒の粗大化抑制効果が得られ難くなる。このため、上記Ａｌ量は０．００２％以上であることが好ましい。

0060

上記のオーステナイト粒の粗大化抑制効果を得るためには、表面領域および中心領域において、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量は０．０２０％以下であり、０．０１５％以下であることが好ましい。上記Ｎｂ量が０．００５％未満であると、目標とするオーステナイト粒の粗大化防止効果が得られ難くなる。このため、上記Ｎｂ量は０．００５％以上であることが好ましい。

0061

上記のオーステナイト粒の粗大化抑制効果を得るためには、表面領域および中心領域において、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度は、５０個／１００μｍ２以下であり、４０個／１００μｍ２以下であることが好ましい。

0062

冷間鍛造用鋼の表面領域および中心領域における、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度（分散状態）は、鋼の化学組成、鋳片および鋼片の製造条件、鋳片および鋼片における成分元素の偏析、熱間加工条件および熱間加工の後の冷却速度などによって変化する。

0063

「製造方法」
次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法を説明する。
［連続鋳造工程］
上記の化学組成を有する鋳片を連続鋳造法により製造する。鋳片は、造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件としては、例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする条件を例示できる。

0064

本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法では、所定の化学組成を有する鋳片を鋳造するため、硫化物の晶出核となるデンドライトが微細化されて、硫化物が鋼中に微細分散される。これにより、冷間鍛造後の被削性に優れた冷間鍛造用鋼が得られる。

0065

［デンドライト］
鋳片の凝固組織は、デンドライト形態（デンドライト）を呈している。冷間鍛造用鋼中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、鋳片のデンドライトの１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライトの１次アーム間隔が小さければ、デンドライトの樹間部に晶出する硫化物が小さくなる。本実施形態の冷間鍛造用鋼は、鋳片の段階における鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライトの１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。

0066

本実施形態では、上述したデンドライトの１次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライトの１次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、硫化物を微細分散できないおそれがある。一方、平均冷却速度が５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライトの樹間から晶出する硫化物が微細になり過ぎ、切りくず処理性が低下してしまう恐れがある。

0067

液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却温度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。

0068

鋳片表面から１５ｍｍ深さにおける上記温度域内の平均冷却速度は、以下に示す方法により測定した数値である。
鋳造した鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置について、鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライトの２次アーム間隔λ２（μｍ）を１００点測定する。そして、測定した２次アーム間隔λ２（μｍ）の値から以下に示す式（２）を用いて、鋳片（スラブ）の液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、算術平均により求めた平均値である。
λ２＝７１０×Ａ−０．３９ 式（２）

0069

本実施形態における鋳造条件は、以下に示す方法により決定してもよい。例えば、鋳造条件の異なる複数の鋳片を製造し、各鋳片における鋳片表面から１５ｍｍ深さの上記温度域内の平均冷却速度を、上記の方法により式（２）を用いて求める。その後、デンドライトの１次アーム間隔が６００μｍ未満となる平均冷却速度１００〜５００℃／ｍｉｎであった鋳造条件を用いて、鋳造の最適条件を決定する。

0070

［熱間圧延］
次に、得られた鋳片又はインゴットに分塊圧延等の熱間加工を施して、ビレット（鋼片）を製造する。更に、ビレットを熱間圧延して、棒鋼または線材とする。熱間加工は、熱間圧延を含んでいてもよい。熱間加工における圧下比に特に制限はない。
ビレットの熱間圧延は、例えば、ビレットを１２７０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃、好ましくは９５０〜１０５０℃として熱間圧延する方法により行うことができる。

0071

上記仕上げ温度で仕上げ圧延を行った後、大気中で、８００〜５００℃の温度範囲での冷却速度を０．１〜１．０℃／秒の範囲として冷却する。なお、上記冷却速度の好適範囲は０．７℃／秒以下である。仕上げ圧延を行った後は、上記の冷却速度で、室温に至るまで冷却しても構わない。生産性を高めるためには、仕上げ圧延後の温度が５００℃に至った時点で、空冷、ミスト冷却及び水冷など、適宜の手段で冷却することが好ましい。

0072

なお、本実施形態の熱間圧延における上記の加熱温度および加熱時間は、それぞれ、炉内の平均温度及び在炉時間を意味する。
また、熱間圧延の仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での棒鋼または棒線の表面温度を意味する。
また、仕上げ圧延を行った後の冷却速度は、棒鋼または棒線の表面での冷却速度を指す。

0073

次に、製造された棒鋼、線材を焼鈍する。焼鈍は、球状化焼鈍であることが好ましい。球状化焼鈍を行うことにより、棒鋼、線材の冷間鍛造性を高めることができる。
以上の工程により、本実施形態の冷間鍛造用鋼が得られる。

0074

本実施形態の冷間鍛造用鋼は、例えば、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品を製造するための浸炭、浸炭窒化または窒化前の素材として、好適に用いることができる。

0075

次に、本実施形態の冷間鍛造用鋼を用いて部品を製造する方法について説明する。
例えば、冷間鍛造用鋼（棒鋼、線材）を冷間鍛造し、粗形状の中間品を製造する。製造された中間品は、所定の形状とするために、必要に応じて機械加工により切削してもよい。
次いで、中間品に、周知の条件で表面硬化処理を実施する。表面硬化処理としては、例えば、浸炭処理、窒化処理、高周波焼入れが挙げられる。次いで、表面硬化処理後の中間品を所定の形状に研削または磨きを行う。このようにして、冷間鍛造用鋼を素材として用いた鋼製部品が得られる。
なお、上記の部品の製造方法では、中間品に表面硬化処理を施したが、表面硬化処理は実施しなくてもよい。

0076

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜ＡＡを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
また、各鋳片を鋳造する際における鋳型の冷却水量を変更することで、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を変化させた。

0077

表１に示す鋼Ａ〜Ｏは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。鋼Ｐ〜ＡＡは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表１中の数値の下線は、本実施の形態による冷間鍛造用鋼材の範囲外であることを示す。

0078

0079

連続鋳造により得られた各鋳片を、一旦室温まで冷却して試験片を採取し、以下に示す方法により、デンドライトを観察した。
［デンドライトの１次アーム間隔および２次アーム間隔の測定］
鋳片から採取した試験片の断面をピクリン酸にてエッチングした。そして、鋳片表面から１５ｍｍの深さに位置を、鋳込み方向に５ｍｍピッチで、デンドライトの１次アーム間隔および２次アーム間隔をそれぞれ１００点測定した。デンドライトの１次アーム間隔の平均値を表２に示す。

0080

［鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度］
上記の方法により測定した２次アーム間隔λ２（μｍ）の値から以下に示す式（２）を用いて、液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、算術平均により求めた。その結果、いずれの鋳片においても、上記の温度域内の平均冷却速度は、１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下であった。
λ２＝７１０×Ａ−０．３９ 式（２）

0081

デンドライト観察用の試験片を採取した後、各鋳片を熱間圧延してビレット（鋼片）とした。その後、ビレットを１２７０〜１３００℃で３時間加熱し、仕上げ温度を９００〜１１００℃として熱間圧延した。仕上げ圧延後、８００〜５００℃の温度範囲を０．７℃／秒以下の冷却速度で冷却し、５００℃に達した段階で放冷し、直径３６ｍｍの丸棒（棒鋼）を製造した。
このようにして得られた各丸棒の表面を目視で観察し、表面割れの有無を判定した。その結果を表２に示す。

0082

次に、熱間圧延後に得られた直径３６ｍｍの各丸棒に対して、球状化焼鈍処理を実施した。具体的には、上述の各丸棒を、加熱炉を用いて７６０℃で４時間均熱し、１５℃／ｈの冷却速度で６６０℃まで冷却した後、放冷した。
以上の工程により、試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼を製造した。

0083

［ミクロ組織観察］
以下に示す方法により、試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼（丸棒）のミクロ組織を観察した。まず、丸棒を軸方向に対して平行に切断し、直径の１／４の位置（Ｄ／４位置）が観察面の中心であるミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面（観察面）を研磨し、ナイタル腐食液で腐食した。腐食後、切断面の中央部のミクロ組織を、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察した。
試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼ミクロ組織はいずれも、フェライトとパーライトとからなる組織であった。

0084

さらに、ミクロ組織観察用試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４４に規定されたビッカース硬さ試験を実施した。各試験片について、それぞれ５箇所の硬さを測定した。
その結果、試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼のビッカース硬さは、いずれもＨｖ１３０〜２００の範囲内であり、各冷間鍛造用鋼は、同程度の硬度を有した。

0085

次に、以下に示す方法により、試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼の硫化物密度を測定した。
［硫化物密度測定方法］
ミクロ組織観察と同様にして採取した試験片を樹脂埋めした後、被検面（切断面）を鏡面研磨した。被検面は、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。被検面内の硫化物を走査電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）により特定した。

0086

具体的には、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨後の試験片を１０個作製し、これらの試験片の所定位置を走査電子顕微鏡にて１００倍で写真撮影し、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。硫化物の観察視野は、９ｍｍ２である。各観察領域において、走査電子顕微鏡で観察される反射電子像のコントラストに基づいて、硫化物を特定した。反射電子像では、観察領域をグレースケール画像で表示した。反射電子像内におけるマトリクス（母材）、硫化物、酸化物のコントラストはそれぞれ異なるものであった。

0087

各観察視野（画像）中の円相当径が１μｍ以上の硫化物の粒径を検出した。硫化物の粒径（直径）は、硫化物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。そして、各観察視野（画像）中の硫化物の個数を、画像解析によって求めた。その後、観察された１μｍ以上の硫化物のうち、円相当径が２μｍ未満の硫化物の個数を、円相当径が１μｍ以上の硫化物の個数で除し、円相当径が２μｍ未満の硫化物の個数密度とした。
なお、観察対象とした硫化物の円相当径を１μｍ以上としたのは、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能であり、かつ、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。

0088

［残差分析］
上記のようにして得た直径３６ｍｍの各丸棒（試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼）について、表面から半径の１／５までの領域（以下、「表面領域」という場合がある。）および中心部から半径の１／５までの領域（以下、「中心領域」という場合がある。）において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量と、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量とを、以下に示す方法により求めた。

0089

直径３６ｍｍの各丸棒の表面には、スケールが存在している。したがって、そのままでは十分な精度で抽出残渣分析を行うことはできない。このため、直径３６ｍｍの各丸棒を旋削加工してから、表面領域分析用の試験片（直径３５ｍｍ、長さ１０ｍｍ）と、中心領域分析用の試験片（直径７．２ｍｍ、長さ２０ｍｍ）とを同心円位置から採取した。

0090

次いで、各試験片の横断面を電解研磨されないように樹脂でマスキングした。その後、マスキングした試験片を、一般的な条件である１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液（１０％ＡＡ系電解液）を用いて、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ２で抽出（電気分解）した。そして、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過し、ろ過物（残渣）について一般的な化学分析を行った。その結果から、表面領域および中心領域における上記Ａｌ量と、上記Ｎｂ量とを算出した。その結果を表２に示す。

0091

［析出物個数密度］
表面領域および中心領域において、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度を、以下に示す方法により求めた。
直径３６ｍｍの各丸棒（試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼）の「表面領域」「中心領域」の各領域から、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製した。次に、各抽出レプリカ試料を、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ２で、ランダムに１０視野観察し、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の個数を求めた。その結果を用いて、各領域の面積１００μｍ２当たりのＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の個数密度を算出した。その結果を表２に示す。

0092

次に、以下に示す方法により、試験番号１〜２７の冷間鍛造用鋼に対し、冷間鍛造性試験、被削性試験、粗大粒発生温度試験を行った。
［冷間鍛造性試験］
各冷間鍛造用鋼（直径３６ｍｍの丸棒）から、半径の１／２の位置（Ｒ／２位置）を中心とした切り欠き付きの直径１０ｍｍ、長さ１５ｍｍの丸棒試験片を８個ずつ採取した。丸棒試験片の長手方向は、直径３６ｍｍの丸棒の鍛伸軸に平行とした。冷間圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレスを使用した。

0093

冷間圧縮試験は、８個の丸棒試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて冷間圧縮を実施した。具体的には、初期圧縮率で８個の丸棒試験片を冷間圧縮した。１回目の冷間圧縮後、各丸棒試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。そして、割れが確認された丸棒試験片を排除し、残った丸棒試験片（つまり、割れが観察されなかった丸棒試験片）に対して、圧縮率を引き上げて２回目の冷間圧縮を実施した。２回目の冷間圧縮後、各丸棒試験片の割れの有無を確認した。１回目の冷間圧縮後と同様に、割れが確認された丸棒試験片を排除し、残った丸棒試験片に対して、圧縮率を引き上げて３回目の冷間圧縮を実施した。８個の丸棒試験片のうち、割れが確認された丸棒試験片が４個になるまで、上述の工程を繰り返した。

0094

８個の丸棒試験片のうち、４個の丸棒試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」と定義した。なお、８０％の圧縮率で冷間圧縮を実施した後、割れが確認された丸棒試験片が４個以下である場合、その鋼の限界圧縮率は「８０％」とした。
限界圧縮率は、実用上問題ない７５％以上を目標値とした。各冷間鍛造用鋼の限界圧縮率を表２に示す。

0095

［被削性試験］
各冷間鍛造用鋼（直径３６ｍｍの丸棒）に、冷間での引抜きにより歪を与え、引抜き後の丸棒の被削性により、冷間鍛造後の被削性を評価した。
具体的には、各冷間鍛造用鋼（直径３６ｍｍの丸棒）を、減面率３０．６％で冷間引抜きし、直径２５ｍｍの丸棒にした。冷間引抜きした丸棒を長さ５００ｍｍに切断し、旋削加工用の試験材とした。得られた直径２５ｍｍ、長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、数値制御（ＮＣ）旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性（切りくず処理性）を調査した。

0096

＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード。
コーティング：なし。

0097

＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／分。
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ。
切り込み：０．４ｍｍ。
潤滑：水溶性切削油を使用。

0098

各試験材について、旋削加工中の１０秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に１０個の切りくずを選択した。そして、選択された１０個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。
なお、切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が１０個未満である場合、回収された切りくずの総重量を測定し、１０個の個数に換算した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が７個であって、その総重量が１２ｇである場合、切りくず重量は、１２ｇ×１０個／７個、と計算した。

0099

そして、各試験材の切りくず重量が１５ｇ以下であれば、切りくず処理性が高いと評価した。切りくず重量が１５ｇを超える場合、切りくず処理性が低いと評価した。各冷間鍛造用鋼の切りくず処理性の評価結果を表２に示す。

0100

［粗大粒発生温度試験］
各冷間鍛造用鋼（直径３６ｍｍの丸棒）に、冷間鍛造を模擬する高さ方向で６０％の圧縮加工を行った後、浸炭を模擬する熱処理を行なった。浸炭を模擬する熱処理としては、９５０℃、９７０℃、９９０℃、１０１０℃、１０３０℃および１０５０℃の各温度で３００分保持した後、水冷によって室温まで冷却する処理を行った。

0101

上記の浸炭を模擬する熱処理を行った各冷間鍛造用鋼（直径３６ｍｍの丸棒）から中心部を含む縦断面（被検面）を切り出し、被検面を鏡面研磨した。次いで、被検面を、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食し、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍でランダムに各１０視野観察した。各視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍとした。

0102

上記視野の光学顕微鏡観察において、粒度番号が５番以下のオーステナイト粒の結晶粒が合計２個以上あった場合、オーステナイト粒の粗大化が生じたと定義した。
そして、１０５０℃で３００分保持する熱処理を行ってもオーステナイト粒が粗大化が生じない場合、オーステナイト粒粗大化防止効果が優れると評価した（表２に「＞１０５０」と記す。）。一方、１０３０℃以下の温度で３００分保持する熱処理を行うことによりオーステナイト粒が粗大化した場合、オーステナイト粒粗大化防止効果がないと評価した（表２に、粗大化が生じた熱処理の温度を記す。）。

0103

0104

表１および表２に示すように、試験番号１〜１５の冷間鍛造用鋼は、化学組成（鋼Ａ〜Ｏ）および硫化物個数密度、表面領域および中心領域におけるＡｌ量とＮｂ量の残差分析結果、析出物個数密度が本発明の範囲内である。試験番号１〜１５の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れ、冷間鍛造後の浸炭を模擬する熱処理時におけるオーステナイト粒の粗大化が抑制されたものであった。

0105

試験番号１６の冷間鍛造用鋼は、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０に規定される鋼である。試験番号１６の冷間鍛造用鋼は、ＢｉおよびＮｂを含有していないため、表面領域および中心領域におけるＮｂ量および式（１）を満たさず、硫化物個数密度も低い。そのため、試験番号１６の冷間鍛造用鋼は、限界圧縮率が７５％未満となり、冷間鍛造性が低かった。また、試験番号１６の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が１５ｇを超え、被削性が低かった。また、試験番号１６の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。

0106

試験番号１７の冷間鍛造用鋼は、Ｂｉを含有せず、硫化物個数密度が低い例である。試験番号１７の冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造性および被削性が低く、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号１８の冷間鍛造用鋼は、Ｂｉの含有量が本発明規定の範囲を上回った例である。試験番号１８の冷間鍛造用鋼は、熱間圧延時に表面割れが生じた。

0107

試験番号１９の冷間鍛造用鋼は、Ａｌの含有量が本発明規定の範囲を下回ったため、式（１）を満たさない例である。試験番号１９の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号２０の冷間鍛造用鋼は、Ａｌの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため、表面領域および中心領域におけるＡｌ量と析出物個数密度、式（１）を満たさない例である。試験番号２０の冷間鍛造用鋼は、表面領域および中心領域に粗大な析出物が高密度で析出しているために冷間鍛造性が低かった。また、試験番号２０の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。

0108

試験番号２１の冷間鍛造用鋼は、Ｎｂの含有量が本発明規定の範囲を下回ったため、式（１）を満たさない例である。試験番号２１の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号２２の冷間鍛造用鋼は、Ｎｂの含有量が本発明規定の範囲を上回ったため、表面領域および中心領域におけるＮｂ量と析出物個数密度、式（１）を満たさない例である。試験番号２２の冷間鍛造用鋼は、表面領域および中心領域に粗大な析出物が高密度で析出しているために冷間鍛造性が低かった。また、試験番号２２の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。

0109

試験番号２３の冷間鍛造用鋼は、Ｓ含有量が本発明規定の範囲を下回ったため、硫化物個数密度が低い例である。試験番号２３の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が１５ｇを超え、被削性が低かった。
試験番号２４の冷間鍛造用鋼は、Ｓ含有量が本発明規定の範囲を上回ったため、冷間鍛造性が不十分であった。

0110

試験番号２５の冷間鍛造用鋼は、化学組成が式（１）を満たさない例である。試験番号２５の冷間鍛造用鋼は、表面領域および中心領域に粗大な析出物が高密度で析出しているために冷間鍛造性が低かった。また、試験番号２５の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号２６の冷間鍛造用鋼は、化学組成が式（１）を満たさない例である。試験番号２６の冷間鍛造用鋼は、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分であった。
試験番号２７の冷間鍛造用鋼は、本発明に規定する化学成分を有し、硫化物の個数密度が低い例である。試験番号２７の冷間鍛造用鋼は、切りくず重量が１５ｇを超え、被削性が低かった。

0111

以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は、本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。