JP2008127596A - 疲労限度比に優れた高強度冷間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】冷間鍛造ままでも、引張強度と疲労限度比の両方に優れた冷間鍛造非調質鋼を提供する。
【解決手段】（１）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、更に、Ｖ，Ｎｂ，Ｎｂのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％未満、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下であり、残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、（２）フェライト中に、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物（Ｖを更に含んでいてもよい）を含有し、所定のＭＰ値がＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の前記析出物を５０個／μｍ２以上含有している。
【選択図】なし
【解決手段】（１）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、更に、Ｖ，Ｎｂ，Ｎｂのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％未満、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下であり、残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、（２）フェライト中に、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物（Ｖを更に含んでいてもよい）を含有し、所定のＭＰ値がＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の前記析出物を５０個／μｍ２以上含有している。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他の産業機械などの素材として使用される高強度冷間鍛造用非調質鋼に関し、特に、冷間鍛造後に熱処理を行なわなくても（非調質）、高い疲労限度比と高強度を有する冷間鍛造用非調質鋼に関するものである。本発明の高強度冷間鍛造用非調質鋼は、特に、歯車、シャフト類、軸付き歯車などの素材として好適に用いられる。
自動車、建設機械、その他の各種産業機械に用いられる機械部品であって、特に高強度が要求される機械部品は、通常、熱間圧延後、冷間で鍛造・成形を行なった後に、焼入れ−焼戻しなどの熱処理（いわゆる調質処理）を施して必要な機械特性を付与して製造される。しかしながら、低コスト化や製造効率などの観点から、冷間鍛造まま（非調質）でも冷間鍛造性を損なうことなしに、機械的特性、特に、疲労限度比と強度に優れた高強度冷間鍛造用非調質鋼（熱間圧延材）の提供が切望されている。
例えば、特許文献１には、フェライト分率とフェライト部の硬さを制御することによって疲労特性や冷間鍛造性を高める技術が開示されている。ここでは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出強化元素を添加して疲労特性や強度の向上を図っているが、更なる改善が切望されている。
特開平１１−１４０５８３号公報
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、冷間鍛造まま（非調質）でも、冷間鍛造性を低下させることなしに、疲労限度比に優れた高強度冷間鍛造用非調質鋼を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る疲労限度比に優れた高強度冷間鍛造用非調質鋼は、（１）鋼中成分は、Ｃ：０．１０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、更に、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）であり、Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％未満（０％を含まない）、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下（０％を含まない）であり、残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、且つ、（２）フェライト中に、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物（Ｖを更に含んでいてもよい）を含有し、且つ、下式で表されるＭＰ値がＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の前記析出物を５０個／μｍ２以上含有するところに要旨を有している。
ＭＰ＝［｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］／［｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］
式中、［ ］は、前記析出物中に含まれる元素の含有量（質量％）を意味する。
ＭＰ＝［｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］／［｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］
式中、［ ］は、前記析出物中に含まれる元素の含有量（質量％）を意味する。
好ましい実施形態において、上記の高強度冷間鍛造用非調質鋼は、更に、Ｍｏ：１％以下、及び／又はＢ：０．０１５％以下を含有する。
好ましい実施形態において、上記の高強度冷間鍛造用非調質鋼は、更に、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、およびＣｒ：３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
好ましい実施形態において、上記の高強度冷間鍛造用非調質鋼は、更に、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
好ましい実施形態において、上記の高強度冷間鍛造用非調質鋼は、更に、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
本発明によれば、冷間鍛造まま（非調質）でも冷間鍛造性を低下させることなしに、強度および疲労限度比の両方に優れた冷間鍛造非調質鋼を提供することができた。
本発明者は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出強化元素添加による疲労強度改善技術において、非調質でも冷間鍛造性を損なうことなしに、且つ、引張強度を必要以上に高くすることなしに疲労限度比を一層高めることを目的として鋭意検討してきた。その結果、（ａ）フェライト中に、ナノレベル（具体的には、平均粒径１５ｎｍ以下）のＮｂ及び／又はＴｉ含有析出物を多数含有するものや、更にＶを含む前記Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物では当該析出物中にＮｂ及び／又はＴｉを一定量以上含有する（具体的には、後記するＭＰ≧０．０５）ものは、所望の特性が達成されること、（ｂ）このような非調質鋼を得るためには、特に、冷間鍛造前の、分塊圧延工程および熱間圧延工程の加熱条件を高温で長時間加熱保持する（特に、いずれの工程でも加熱時間を１時間以上とする）ことが極めて重要であり、且つ、熱間圧延後の冷却条件（平均冷却速度）を適切に制御することが必要であることを見出し、本発明を完成した。
以下、本発明に到達した経緯を説明する。以下では、説明の便宜上、平均粒径１５ｎｍ以下のＮｂ及び／又はＴｉ含有析出物を「ナノサイズの超微細析出物」、あるいは単に「超微細析出物」と呼ぶ場合がある。上記のＮｂ及び／又はＴｉ含有析出物は、Ｖを更に含有しても良いし、含有しなくてもよい。両者を区別するため、Ｖを含有する上記析出物を特に「Ｖ含有超微細析出物」などと呼び、Ｖを含有しない上記析出物を特に「Ｖ非含有超微細析出物」などと呼ぶ場合がある。
一般に、析出強化は、加熱時に固溶したＶなどの析出強化元素が、冷間鍛造後の冷却時のフェライト変態時に、フェライト中に微細に多数析出することによって得られる。析出強化に寄与する析出物は、主に、ＮａＣｌ型の結晶構造を有するＭＸ型化合物（Ｍ＝Ｍｅｔａｌｌｉｃ ｅｌｅｍｅｎｔｓ、Ｘ＝ｃａｒｂｏｎまたはｎｉｔｒｏｇｅｎ）であり、例えば、鋼中にＴｉ，Ｎｂ、Ｖの析出強化元素を含む場合は、（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物が生成し、鋼中にＴｉ，Ｎｂの析出強化元素を含む場合は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物が生成する。ところが、析出強化元素を一定量以上添加すると上記作用は飽和してしまい、更なる特性改善（特に高強度化）を図ることは困難であった。
そこで、本発明者は、析出強化作用が飽和する原因を追究した。その結果、析出強化作用を一層高めるために析出強化元素の添加量を多くしても、冷間鍛造後の冷却時に、フェライト中ではなくオーステナイト中でＭＸ型析出物が析出してしまうために所望の特性が得られないこと、また、フェライト中で析出した場合でも析出後の粒成長が著しく速くなるため、ＭＸ型析出物が粗大に成長してしまい、析出強化作用が低減し、強度の上昇が図れないことを突き止めた。上記知見に基づき、本発明者は更に検討を重ねた。その結果、オーステナイト域での析出を抑制してフェライト中で上記析出物を微細に多数析出させるためには、鍛造前の分塊圧延および熱間圧延の加熱条件、更には熱間圧延後の冷却条件を適切に制御することが有効であり、特に、上記の加熱条件を従来よりも高温で且つ長時間保持する必要があることを見出した。そして、このようにして得られた析出物を詳細に観察すると、（ａ）従来よりも一層微細なナノサイズの超微細析出物が多数析出していること、（ｂ）特に、Ｖを含有する超微細析出物では、当該Ｖ含有超微細析出物中にＮｂ及び／又はＴｉが一定量以上含まれていることが判明した。すなわち、これらの超微細析出物が、強度と疲労限度比の向上に大きく寄与していると考えられる。Ｖ含有超微細析出物において、上記（ｂ）のように制御されていることによって特性が向上する理由は、詳細には不明であるが、Ｖ超微細析出物中に所定量のＮｂ及び／又はＴｉが存在すると、（ｉ）Ｎｂ及び／又はＴｉは、Ｖに比べて拡散速度が遅いために粒成長が抑制され、所望とするナノサイズの超微細析出物を多数確保でき、高強度化を達成できると共に、（ｉｉ）フェライトとの整合性が悪くなり、疲労限度比の改善も達成できるためと推察される。
本明細書において、「冷間鍛造用非調質鋼」とは、熱間圧延後冷間鍛造が施される前の非調質の熱間圧延材であって、さらに冷間鍛造後の調質処理が不要なものを意味する。
本明細書において、「高強度」とは、冷間加工（具体的には伸線加工）後の引張強度が約１０００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ未満のものを意味する。なお、冷間加工には、上記の伸線加工のほか、引き抜き加工、冷間圧延加工、前方押し出し加工、据え込み加工などが含まれる。
また、本明細書において、「疲労限度比が高い」とは、冷間加工後、疲労強度／引張強度の比で表される疲労限度比が、おおむね、０．３０以上（好ましくは、０．３３以上）のものを意味する。
以下、本発明の冷間鍛造非調質鋼について詳しく説明する。
はじめに、本発明を最も特徴付けるナノサイズの超微細析出物について説明する。
本発明の非調質鋼は、フェライト中に、Ｎｂ及びＴｉの少なくとも一種を含有する析出物を含んでいる。上記の析出物は、Ｖを更に含んでいてもよい。Ｖは選択成分である。前述したように、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖは、いずれも、析出強化元素として有用であり、フェライト中にＭＸ型化合物として存在することによって所望の特性が確保される。
以下、Ｖ含有超微細析出物、Ｖ非含有超微細析出物について、それぞれ、説明する。
（Ｖ含有超微細析出物）
まず、Ｖ含有超微細析出物について説明する。Ｖ含有超微細析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物として表わすことができ、具体的には、例えば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、Ｎｂ−Ｖ炭化物、Ｎｂ−Ｖ窒化物、Ｎｂ−Ｖ炭窒化物、Ｔｉ−Ｖ炭化物、Ｔｉ−Ｖ窒化物、Ｔｉ−Ｖ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合炭窒化物が挙げられる。これらのうち少なくとも一種を含んでいるものはすべて、本明細書における「Ｖ含有超微細析出物」に包含される。また、本発明における析出物の存在形態は、特に限定されず、例えば、上記のＮｂ炭化物などが単独で存在しても良いし、あるいは、上記のＮｂ炭化物に他の析出物（例えば、Ａｌ窒化物など）が結合した状態で存在しても良い。また、ＣｒやＭｏを更に含有する場合は、ＣｒやＭｏを含む炭化物や炭窒化物などとして存在してもよい。
まず、Ｖ含有超微細析出物について説明する。Ｖ含有超微細析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物として表わすことができ、具体的には、例えば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、Ｎｂ−Ｖ炭化物、Ｎｂ−Ｖ窒化物、Ｎｂ−Ｖ炭窒化物、Ｔｉ−Ｖ炭化物、Ｔｉ−Ｖ窒化物、Ｔｉ−Ｖ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合炭窒化物が挙げられる。これらのうち少なくとも一種を含んでいるものはすべて、本明細書における「Ｖ含有超微細析出物」に包含される。また、本発明における析出物の存在形態は、特に限定されず、例えば、上記のＮｂ炭化物などが単独で存在しても良いし、あるいは、上記のＮｂ炭化物に他の析出物（例えば、Ａｌ窒化物など）が結合した状態で存在しても良い。また、ＣｒやＭｏを更に含有する場合は、ＣｒやＭｏを含む炭化物や炭窒化物などとして存在してもよい。
Ｖ含有超微細析出物の場合、フェライト中に、下式（１）で表されるＭＰの値がＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の上記超微細析出物を５０個／μｍ２以上含んでいる。後に詳述する測定方法により、フェライト中に存在するＭＰ≧０．０５で且つ平均粒径≦１５ｎｍの超微細析出物の個数を測定したとき、これらの要件をすべて満足する超微細析出物の個数が５０個／μｍ２以上であれば、高強度だけでなく、高い疲労限度比も得られることが判明した（後記する実施例を参照）。本発明によれば、上記のようにナノサイズの超微細析出物を多数析出させることによって強度の向上を図ることができ、且つ、上記のようにＭＰ値を制御することによって疲労限度比も一層高められるようになる。高強度化に加え、高い疲労限度比も確保するためには、ナノサイズの超微細析出物を多数析出させるだけでは不充分であり、ＭＰ値が上記範囲を満足することが必要であって、ＭＰ値が上記範囲を満足しないナノサイズの超微細析出物を多数析出させたときは、高強度化を確保できても高い疲労限度比は得られないことを実験によって確認している。
ＭＰ＝［｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］／［｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］ ・・・ （１）
式中、［ ］は、前記析出物中に含まれる元素の含有量（質量％）を意味する。
ＭＰ＝［｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］／［｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］ ・・・ （１）
式中、［ ］は、前記析出物中に含まれる元素の含有量（質量％）を意味する。
上式（１）で表されるＭＰは、Ｍｅｔａｌｌｉｃ ｅｌｅｍｅｎｔｓ（注：ＭＸ型化合物のＭ） Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅの略である。上式に示すように、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの各元素は、すべて、原子割合で表されており、式中、分母、すなわち、［｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］は、フェライト中に存在する超微細析出物（ＭＸ型化合物）におけるＭ（ここでは、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）の原子割合の合計を意味し、分子、すなわち、［｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］は、Ｔｉ、Ｎｂの原子割合の合計を意味している。すなわち、ＭＰ値は、Ｖを必須成分として含有するＶ含有超微細析出物において、高強度および高い疲労限度比の実現に有効なＴｉ、Ｎｂが当該Ｖ含有超微細析出物中に含まれる原子比を規定したものであり、Ｔｉ、Ｎｂによる上記作用を有効に発揮させるための要件として、ＭＰ≧０．０５を規定した。これは、Ｖ含有超微細析出物において、全超微細析出物中のＴｉ，Ｎｂの原子比が５％以上（ＭＰ≧０．０５）であれば、結晶粒の成長（拡散）が阻害され、所望とする特性を確保することができるという経験的知見に基づいている。
ＭＰ値が大きいほど、すなわち、上記のＶ含有超微細析出物中に占めるＮｂ及び／又はＴｉの原子割合が大きいほど、上記作用は顕著に発揮されるようになる。好ましいＭＰの値は、鋼中に含まれる上記成分の量などによっても相違するが、おおむね、０．１０以上であることが好ましく、０．１５以上であることがより好ましい。
次に、ＭＰ≧０．０５を満足する超微細析出物の個数の測定方法について説明する。本発明では、透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope、ＴＥＭ）観察によって析出物を同定し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（Energy Dispersive X-ray、ＥＤＸ）によって析出物中の元素分析を行ない、ＭＰ値を測定している。以下に詳述するように、本発明では、ＴＥＭ観察の倍率を変えて（はじめは１０万倍→次は１５万倍）析出物を観察・分析しているが、これは、ＥＤＸ分析に多くの時間を要することを考慮し、測定効率を高める目的で便宜的に行なったものである。
（ＴＥＭ観察用抽出レプリカの作製）
まず、冷間鍛造後の試料を用い、Ｄ／４（Ｄは直径または厚み）位置から、ＴＥＭ観察用の抽出レプリカを作製する。具体的には、試料が円柱状の場合、高さ方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：直径）から抽出レプリカを作製し、試料が角形状または板状の場合、長手方向および幅方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：厚み）から、抽出レプリカを作製する。抽出レプリカは、下記（ａ）〜（ｅ）の手順に添って行った。
（ａ）１０％アセチルアセトン、８０％メタノール、および１０％塩化テトラメチルアンモニウムを含有する電解液を用い、試料を電解腐食する。
（ｂ）試料の表面にカーボンを蒸着させる。
（ｃ）サンプル平面上に２〜３ｍｍ角の碁盤目状の切れ目を入れる。
（ｄ）上記の電解液で電解腐食させ、カーボンを浮上させる。
（ｅ）アルコール中に保存して観察に用いる。
まず、冷間鍛造後の試料を用い、Ｄ／４（Ｄは直径または厚み）位置から、ＴＥＭ観察用の抽出レプリカを作製する。具体的には、試料が円柱状の場合、高さ方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：直径）から抽出レプリカを作製し、試料が角形状または板状の場合、長手方向および幅方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：厚み）から、抽出レプリカを作製する。抽出レプリカは、下記（ａ）〜（ｅ）の手順に添って行った。
（ａ）１０％アセチルアセトン、８０％メタノール、および１０％塩化テトラメチルアンモニウムを含有する電解液を用い、試料を電解腐食する。
（ｂ）試料の表面にカーボンを蒸着させる。
（ｃ）サンプル平面上に２〜３ｍｍ角の碁盤目状の切れ目を入れる。
（ｄ）上記の電解液で電解腐食させ、カーボンを浮上させる。
（ｅ）アルコール中に保存して観察に用いる。
（倍率１０万倍でＴＥＭ観察およびＥＤＸ分析）
次に、抽出レプリカ法で処理した試料を、倍率１０万倍でＴＥＭ観察し、任意に、平均粒径が１５ｎｍ以下の析出物２０個を測定した後、当該析出物中に含まれるＴｉ、Ｎｂ、ＶをＥＤＸ分析する。後記する実施例では、ＴＥＭとして日立製作所製「Ｈ−８００」の透過型電子顕微鏡を使用している。なお、平均粒径は、下式に基づき、円相当径に換算したものである。
次に、抽出レプリカ法で処理した試料を、倍率１０万倍でＴＥＭ観察し、任意に、平均粒径が１５ｎｍ以下の析出物２０個を測定した後、当該析出物中に含まれるＴｉ、Ｎｂ、ＶをＥＤＸ分析する。後記する実施例では、ＴＥＭとして日立製作所製「Ｈ−８００」の透過型電子顕微鏡を使用している。なお、平均粒径は、下式に基づき、円相当径に換算したものである。
次いで、前述した式（１）に基づき、各析出物のＭＰ値を算出する。これにより、ＴＥＭ観察（１０万倍）によって同定された上記析出物（合計２０個）中、ＭＰ≧０．０５を満足する析出物の個数が得られるので、全析出物中、ＭＰ≧０．０５を満足する析出物の比率を算出しておく（この比率を「Ｘ」とする）。
（倍率１５万倍でＴＥＭ観察および写真撮影）
次に、任意の領域について、ＴＥＭにて倍率１５万倍で２０視野分の写真（２０視野の合計面積０．７５μｍ２）を撮影し、平均粒径１５ｎｍ以下の析出物の個数を算出する。このようにして得られた析出物の個数（２０視野分の合計個数）を、１μｍ２当たりの個数に換算する（この個数を「Ｙ」とする）。
次に、任意の領域について、ＴＥＭにて倍率１５万倍で２０視野分の写真（２０視野の合計面積０．７５μｍ２）を撮影し、平均粒径１５ｎｍ以下の析出物の個数を算出する。このようにして得られた析出物の個数（２０視野分の合計個数）を、１μｍ２当たりの個数に換算する（この個数を「Ｙ」とする）。
（ＭＰ≧０．０５を満足する超微細析出物の個数の算出）
最後に、このようにして得られたＹ（平均粒径１５ｎｍ以下の析出物の個数／μｍ２）に、前述したＸ（全析出物中、ＭＰ≧０．０５を満足する析出物の比率）を乗じることによって、ＭＰ≧０．０５を満足する超微細析出物の個数を得た。
最後に、このようにして得られたＹ（平均粒径１５ｎｍ以下の析出物の個数／μｍ２）に、前述したＸ（全析出物中、ＭＰ≧０．０５を満足する析出物の比率）を乗じることによって、ＭＰ≧０．０５を満足する超微細析出物の個数を得た。
本発明では、更に、フェライト中に、ＭＰ値≧０．０５を満足するＶ含有超微細析出物であって、平均粒径１５ｎｍ以下の上記超微細析出物が５０個／μｍ２以上存在することが必要である。このように、ナノサイズの超微細析出物がフェライト中に多数存在することによって、析出強化元素による強度向上作用を有効に発揮させつつ、高い疲労限度比も確保することができる（後記する実施例を参照）。
上記Ｖ含有超微細析出物のサイズは、平均粒径が１５ｎｍ以下であれば良い。平均粒径は小さいほど良く、おおむね、１０ｎｍであることが好ましい。
また、上記Ｖ含有超微細析出物の個数は、５０個／μｍ２以上であれば良く、多いほど、所望の特性が有効に発揮される。上記超微細析出物の個数は、おおむね、１００個／μｍ２以上であることが好ましく、２００個／μｍ２以上であることがより好ましい。
本発明では、フェライト組織中に観察されるＶ含有超微細析出物を測定している。本発明の非調質鋼は、フェライト組織を主とするフェライト−パーライト組織から構成されるが、フェライト組織に限定したのは、当該Ｖ含有超微細析出物がフェライト組織中に存在しないと、所望の特性が有効に発揮されないからである。
（Ｖ非含有超微細析出物）
次に、Ｖ非含有超微細析出物について説明する。Ｖ非含有超微細析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物として表わすことができ、具体的には、例えば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭窒化物が挙げられる。これらのうち少なくとも一種を含んでいるものはすべて、本明細書における「Ｖ非含有超微細析出物」に包含される。また、本発明における析出物の存在形態は、特に限定されず、例えば、上記のＮｂ炭化物などが単独で存在しても良いし、あるいは、上記のＮｂ炭化物に他の析出物（例えば、Ａｌ窒化物など）が結合した状態で存在しても良い。また、ＣｒやＭｏを更に含有する場合は、ＣｒやＭｏを含む炭化物や炭窒化物などとして存在してもよい。
次に、Ｖ非含有超微細析出物について説明する。Ｖ非含有超微細析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物として表わすことができ、具体的には、例えば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭窒化物が挙げられる。これらのうち少なくとも一種を含んでいるものはすべて、本明細書における「Ｖ非含有超微細析出物」に包含される。また、本発明における析出物の存在形態は、特に限定されず、例えば、上記のＮｂ炭化物などが単独で存在しても良いし、あるいは、上記のＮｂ炭化物に他の析出物（例えば、Ａｌ窒化物など）が結合した状態で存在しても良い。また、ＣｒやＭｏを更に含有する場合は、ＣｒやＭｏを含む炭化物や炭窒化物などとして存在してもよい。
Ｖ非含有超微細析出物の詳細は、ＭＰ≧０．０５の要件を除き、前述したＶ含有超微細析出物と同じであり、サイズや個数などは、上記の内容を参照すればよい。ＭＰ値は、上述したように、Ｖ含有超微細析出物において有用な要件であって、Ｖを含有しない場合、ＭＰ値は計算によって１となるため、ＭＰ≧０．０５を必然的に満たすからである。
以上、本発明を特徴付ける析出物について説明した。
次に、鋼の化学成分を説明する。
Ｃ：０．１０〜０．５０％
Ｃは、パーライトを形成すると共に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖiと結合してＭＸ型化合物を形成してフェライトを強化し、高強度化に寄与する元素である。所定の強度を確保するため、Ｃ量は、０．１０％以上とする。ただし、Ｃ量が過剰になると、パーライト分率が増えすぎてフェライトによる析出強化量が低減し、かえって疲労限度比が低下するため、上限を０．５０％とする。Ｃ量は、０．２０％以上０．４５％以下であることが好ましく、０．２６％以上０．４０％以下であることがより好ましい。
Ｃは、パーライトを形成すると共に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖiと結合してＭＸ型化合物を形成してフェライトを強化し、高強度化に寄与する元素である。所定の強度を確保するため、Ｃ量は、０．１０％以上とする。ただし、Ｃ量が過剰になると、パーライト分率が増えすぎてフェライトによる析出強化量が低減し、かえって疲労限度比が低下するため、上限を０．５０％とする。Ｃ量は、０．２０％以上０．４５％以下であることが好ましく、０．２６％以上０．４０％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜２％
Ｓｉは脱酸剤として作用するほか、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化し、疲労限度比の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を０．０５％以上とする。ただし、Ｓｉ量が２％を超えると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比の低下を招くため、上限を２％とする。Ｓｉ量は、０．１％以上１．５％以下であることが好ましく、０．４％以上１．０％以下であることがより好ましい。
Ｓｉは脱酸剤として作用するほか、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化し、疲労限度比の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を０．０５％以上とする。ただし、Ｓｉ量が２％を超えると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比の低下を招くため、上限を２％とする。Ｓｉ量は、０．１％以上１．５％以下であることが好ましく、０．４％以上１．０％以下であることがより好ましい。
Ｍｎ：０．３〜３％
Ｍｎは、変態温度を低下させることによってフェライトを微細化して強度や疲労限度比、更には靭性の改善に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．３％未満では、焼入れ性改善作用が少なく、上記作用が有効に発揮されないため、下限を０．３％とする。ただし、Ｍｎ量が過剰になると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比が低下するため、その上限を３％とする。Ｍｎ量の下限は、０．５％であることが好ましく、０．７５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｎ量の上限は、２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましく、１．８％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｎは、変態温度を低下させることによってフェライトを微細化して強度や疲労限度比、更には靭性の改善に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．３％未満では、焼入れ性改善作用が少なく、上記作用が有効に発揮されないため、下限を０．３％とする。ただし、Ｍｎ量が過剰になると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比が低下するため、その上限を３％とする。Ｍｎ量の下限は、０．５％であることが好ましく、０．７５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｎ量の上限は、２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましく、１．８％以下であることがさらに好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として有用であり、そのために０．００５％以上添加する。ただし、Ａｌ量が過剰になると、介在物が多く発生し、疲労特性、更には靭性が低下するため、上限を０．１％とした。Ａｌ量は、０．０１％以上０．０７％以下であることが好ましく、０．０１５％以上０．０５％以下であることがより好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として有用であり、そのために０．００５％以上添加する。ただし、Ａｌ量が過剰になると、介在物が多く発生し、疲労特性、更には靭性が低下するため、上限を０．１％とした。Ａｌ量は、０．０１％以上０．０７％以下であることが好ましく、０．０１５％以上０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００３％以下
ＰおよびＯは、いずれも、靭性を劣化させる元素であるため、極力低減することが好ましい。ここでは、特別な精錬処理による低減化を行なわなくても靭性を著しく劣化させない量の上限として、Ｐを０．０５％、Ｏを０．００３％とした。これらの元素は少ないほど良く、Ｐは、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることが更に好ましい。また、Ｏは、０．００２％以下であることが好ましく、０．００１５％以下であることがより好ましい。
ＰおよびＯは、いずれも、靭性を劣化させる元素であるため、極力低減することが好ましい。ここでは、特別な精錬処理による低減化を行なわなくても靭性を著しく劣化させない量の上限として、Ｐを０．０５％、Ｏを０．００３％とした。これらの元素は少ないほど良く、Ｐは、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることが更に好ましい。また、Ｏは、０．００２％以下であることが好ましく、０．００１５％以下であることがより好ましい。
Ｓ：０．５％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して切削性改善に寄与する元素である。従って、切削性が要求される用途に使用する場合は、Ｓ量は、０．１％以上であることが好ましい。ただし、Ｓ量が過剰になると、靭性が劣化するため、上限を０．５％とする。Ｓ量は、０．２％以下であることが好ましい。なお、靭性が要求される場合には、Ｓ量は０．１％以下であることがより好ましい。
Ｓは、ＭｎＳを形成して切削性改善に寄与する元素である。従って、切削性が要求される用途に使用する場合は、Ｓ量は、０．１％以上であることが好ましい。ただし、Ｓ量が過剰になると、靭性が劣化するため、上限を０．５％とする。Ｓ量は、０．２％以下であることが好ましい。なお、靭性が要求される場合には、Ｓ量は０．１％以下であることがより好ましい。
Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ（更には、必要に応じて添加されるＺｒ、Ｔａ、Ｈｆ）と結合してＭＸ型化合物を生成し、引張強度や疲労限度比の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ量は、０．００３０％以上であることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大なＭＸ型化合物が生成し、疲労特性が低下するため、上限を０．０２％とする。Ｎ量は、おおむね、０．０１％以下であることが好ましく、０．００７％以下であることがより好ましく、０．００５５％以下であることが更に好ましい。特には、析出強化元素としてＴｉを添加する場合は、後記するように、所望の超微細析出物が得られるよう、Ｔｉ量に応じてＮ量を適切に制御することが好ましい。
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ（更には、必要に応じて添加されるＺｒ、Ｔａ、Ｈｆ）と結合してＭＸ型化合物を生成し、引張強度や疲労限度比の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ量は、０．００３０％以上であることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大なＭＸ型化合物が生成し、疲労特性が低下するため、上限を０．０２％とする。Ｎ量は、おおむね、０．０１％以下であることが好ましく、０．００７％以下であることがより好ましく、０．００５５％以下であることが更に好ましい。特には、析出強化元素としてＴｉを添加する場合は、後記するように、所望の超微細析出物が得られるよう、Ｔｉ量に応じてＮ量を適切に制御することが好ましい。
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖについて
これらの元素は、ＣやＮと結合してＭＸ型化合物を生成し、高強度化に寄与する元素である。このうち、ＮｂやＴｉは、Ｖと異なって析出速度が非常に遅いため、ＮｂやＴｉの添加により、フェライト中のＭＸ型化合物の成長が著しく抑制され、所望とする超微細析出物が多数生成するようになる。従って、本発明では、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含んでおり、Ｖは選択元素である。強度と疲労限度比の更なる向上といった観点からすれば、Ｖを含有していることが好ましく、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖをすべて含有していることが最も好ましい。以下、各成分について説明する。
これらの元素は、ＣやＮと結合してＭＸ型化合物を生成し、高強度化に寄与する元素である。このうち、ＮｂやＴｉは、Ｖと異なって析出速度が非常に遅いため、ＮｂやＴｉの添加により、フェライト中のＭＸ型化合物の成長が著しく抑制され、所望とする超微細析出物が多数生成するようになる。従って、本発明では、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含んでおり、Ｖは選択元素である。強度と疲労限度比の更なる向上といった観点からすれば、Ｖを含有していることが好ましく、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖをすべて含有していることが最も好ましい。以下、各成分について説明する。
Ｎｂを含む場合はＮｂ：０．２％以下
Ｎｂ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂ量は、０．０２２％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、加熱時に固溶せずに未固溶のものが多くなり、粗大な化合物が析出しやすくなって当該粗大化合物が疲労の起点となり、疲労限度比が低下するため、上限を０．２％とする。Ｎｂ量の上限は０．１％であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
Ｎｂ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂ量は、０．０２２％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、加熱時に固溶せずに未固溶のものが多くなり、粗大な化合物が析出しやすくなって当該粗大化合物が疲労の起点となり、疲労限度比が低下するため、上限を０．２％とする。Ｎｂ量の上限は０．１％であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％未満、およびＴｉ／Ｎ≧３．４
Ｔｉ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、上記のように、Ｔｉ量のみならず、Ｎ量と、ＴｉとＮの原子比を適切に制御する必要がある。Ｔｉは、ＣよりもＮとの反応性が強く、Ｎが０．０１％以上になると粗大なＴｉＮが凝固時に形成されるようになり、超微細析出物中に含まれるＴｉ量が少なくなるためである。好ましくは、Ｔｉ：０．０２％以上０．１％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ／Ｎ≧４．０であり、より好ましくは、Ｔｉ：０．０４％以上０．０８％以下、Ｎ：０．００５５％以下、Ｔｉ／Ｎ≧５．０である。
Ｔｉ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、上記のように、Ｔｉ量のみならず、Ｎ量と、ＴｉとＮの原子比を適切に制御する必要がある。Ｔｉは、ＣよりもＮとの反応性が強く、Ｎが０．０１％以上になると粗大なＴｉＮが凝固時に形成されるようになり、超微細析出物中に含まれるＴｉ量が少なくなるためである。好ましくは、Ｔｉ：０．０２％以上０．１％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ／Ｎ≧４．０であり、より好ましくは、Ｔｉ：０．０４％以上０．０８％以下、Ｎ：０．００５５％以下、Ｔｉ／Ｎ≧５．０である。
なお、Ｎｂは、Ｔｉとは異なって前述した反応性の差は殆ど見られないため、Ｎｂ添加の場合は、Ｎ量と、ＮｂとＮの原子比を適切に制御する必要は特にない。
Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下
Ｖ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｖ量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、加熱時に固溶せずに未固溶のものが多くなり、粗大な化合物が析出しやすくなって当該粗大化合物が疲労の起点となり、疲労限度比が低下するため、上限を０．６％とする。Ｖ量の上限は０．５％であることが好ましく、０．４％以下であることがより好ましい。
Ｖ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｖ量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、加熱時に固溶せずに未固溶のものが多くなり、粗大な化合物が析出しやすくなって当該粗大化合物が疲労の起点となり、疲労限度比が低下するため、上限を０．６％とする。Ｖ量の上限は０．５％であることが好ましく、０．４％以下であることがより好ましい。
本発明の冷間鍛造用非調質鋼は、上記成分を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物である。
更に、本発明の非調質鋼は、他の特性改善などを目的として、下記の成分を含有しても良い。
Ｍｏ：１％以下、及び／又はＢ：０．０１５％以下
ＭｏおよびＢは、いずれも、変態温度を低下させることでフェライトを微細化して強度や疲労限度比の改善に寄与するほか、靭性の向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏを０．１％以上、Ｂを０．０００３％以上添加することが好ましく、Ｍｏを０．２％以上、Ｂを０．０００６％以上添加することがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比が低下するため、上限を、Ｍｏ：１％、Ｂ：０．０１５％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｍｏ：０．７５％、Ｂ：０．００５％であり、更に好ましい上限は、Ｍｏ：０．５％、Ｂ：０．００３５％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
ＭｏおよびＢは、いずれも、変態温度を低下させることでフェライトを微細化して強度や疲労限度比の改善に寄与するほか、靭性の向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏを０．１％以上、Ｂを０．０００３％以上添加することが好ましく、Ｍｏを０．２％以上、Ｂを０．０００６％以上添加することがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比が低下するため、上限を、Ｍｏ：１％、Ｂ：０．０１５％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｍｏ：０．７５％、Ｂ：０．００５％であり、更に好ましい上限は、Ｍｏ：０．５％、Ｂ：０．００３５％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、およびＣｒ：３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｎｉ、Ｃｕ、およびＣｒは、いずれも、強度向上作用を有し、更には、靭性改善にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、下限を、Ｎｉ：０．２％、Ｃｕ：０．２％、Ｃｒ：０．３％とすることが好ましい。より好ましい下限は、Ｎｉ：０．５％、Ｃｕ：０．５％、Ｃｒ：０．５％である。ただし、過剰に添加すると、上記作用が低下するため、上限を、Ｎｉ：２％、Ｃｕ：２％、Ｃｒ：３％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｎｉ：１．５％、Ｃｕ：１．５％、Ｃｒ：２％であり、更に好ましい上限は、Ｎｉ：１．２％、Ｃｕ：１．２％、Ｃｒ：１．５％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
Ｎｉ、Ｃｕ、およびＣｒは、いずれも、強度向上作用を有し、更には、靭性改善にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、下限を、Ｎｉ：０．２％、Ｃｕ：０．２％、Ｃｒ：０．３％とすることが好ましい。より好ましい下限は、Ｎｉ：０．５％、Ｃｕ：０．５％、Ｃｒ：０．５％である。ただし、過剰に添加すると、上記作用が低下するため、上限を、Ｎｉ：２％、Ｃｕ：２％、Ｃｒ：３％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｎｉ：１．５％、Ｃｕ：１．５％、Ｃｒ：２％であり、更に好ましい上限は、Ｎｉ：１．２％、Ｃｕ：１．２％、Ｃｒ：１．５％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも、硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防いで靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の下限を、Ｃａ：０．０００５％、Ｍｇ：０．０００２％、ＲＥＭ：０．０００５％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、かえって靭性が低下するため、上限を、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、ＲＥＭ：０．０２％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｃａ：０．００３％、Ｍｇ：０．００３％、ＲＥＭ：０．０１％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも、硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防いで靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の下限を、Ｃａ：０．０００５％、Ｍｇ：０．０００２％、ＲＥＭ：０．０００５％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、かえって靭性が低下するため、上限を、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、ＲＥＭ：０．０２％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｃａ：０．００３％、Ｍｇ：０．００３％、ＲＥＭ：０．０１％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
本明細書において、ＲＥＭは、ランタノイド元素（周期表において、ＬａからＬｎまでの合計１５元素）に、Ｓｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを加えた元素群を意味する。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、Ｌａおよび／またはＣｅを含有することがより好ましい。また、溶鋼へ添加するＲＥＭの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ，純Ｙなど、或いは純Ｃａ，純Ｚｒ，純Ｔｉ、更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。ただし、ミッシュメタルは不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は、Ｃａ量は上記範囲を満足していることが好ましい。後記する実施例では、ミッシュメタルを添加している。
Ｚｒ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｚｒ、Ｔａ、およびＨｆは、いずれも、Ｎと結合して安定な窒化物を形成する元素であり、加熱時のオーステナイト粒径の成長を抑制して超微細析出物の生成を促進し、特に、靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の下限を、Ｚｒ：０．００５％、Ｔａ：０．００５％、Ｈｆ：０．００５％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大な窒化物が生成し、疲労特性が低下するため、いずれの元素も、上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましい上限は、いずれの元素も、０．０５％であり、更に好ましい上限は、いずれの元素も、０．０２５％である。
Ｚｒ、Ｔａ、およびＨｆは、いずれも、Ｎと結合して安定な窒化物を形成する元素であり、加熱時のオーステナイト粒径の成長を抑制して超微細析出物の生成を促進し、特に、靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の下限を、Ｚｒ：０．００５％、Ｔａ：０．００５％、Ｈｆ：０．００５％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大な窒化物が生成し、疲労特性が低下するため、いずれの元素も、上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましい上限は、いずれの元素も、０．０５％であり、更に好ましい上限は、いずれの元素も、０．０２５％である。
以上、本発明の鋼中成分について説明した。
次に、図１を参照しながら、本発明に係る高強度冷間鍛造用非調質鋼の製造方法、および当該冷間鍛造用鋼を用いて鍛造部品を製造する方法の一実施形態を説明する。図１には、製造工程順に、鋳造工程、分塊圧延工程、熱間圧延工程、冷間鍛造工程の概略が模式的に示されている。このうち、本発明を特徴付ける工程は、分塊圧延工程および熱間圧延工程である。図１中、分塊圧延工程および熱間圧延工程には、参考のため、従来の代表的なヒートパターンを点線で示している。
本発明の製造方法は、後に詳しく説明するように、冷間鍛造前の分塊圧延工程において１２５０℃で１時間以上加熱保持し、その後の熱間圧延工程において１１５０℃以上で１時間以上加熱保持するという、高温・長時間加熱保持処理を包含するものであり、これにより、所望の特性が有効に発揮される。ここで、熱間圧延時の加熱温度を分塊圧延時の加熱温度に比べて低くしたのは、本発明では、熱間圧延後に冷間鍛造を行なうため、疵などを抑制するという観点から、熱間加熱温度をできるだけ低くした方がよいなどの理由に基づく。
まず、前述した成分組成を満たす鋼を溶製し、鋳造する。鋳造条件は、特に限定されず、通常、用いられる方法を採用すれば良い。後に詳しく説明するように、本発明では、分塊圧延条件及び／又は熱間圧延条件を適切に制御することによって所望の超微細析出物および固溶物を確保するものだからである。ただし、より微細でより多くの析出物の生成を目的として、鋳造条件を適切に制御することも有効であり、例えば、鋳造時の平均冷却速度（鋳造品中心部の平均冷却速度）をできるだけ速く（おおむね、２００℃／ｈｒ以上）することが好ましい。
鋳造後、分塊圧延を行なう。分塊圧延は、分塊圧延前の均熱処理を包含してもよい。均熱処理を行う場合は、おおむね、分塊圧延工程と同じ条件で実施することが好ましい。
分塊圧延工程は、所望の超微細析出物を確保し、強度および疲労限度比を高めるために最も重要な工程である。具体的には、以下に詳述するように、分塊圧延時の加熱条件を、できるだけ高温で長時間加熱保持するように制御する。
まず、分塊圧延時の加熱条件に関し、本発明では、１２５０℃以上の温度（図１中、Ｔ１）で１時間以上（図１中、ｔ１）保持する。加熱時間（ｔ１）は、当該加熱温度（Ｔ１）に達したときの保持時間を意味する。本発明の加熱パターンは、従来の代表的な加熱パターン（図１の点線部分）に比べ、温度が高く保持時間も長い。このように高温で長時間加熱保持することによって、析出強化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの固溶が促進され、特に、Ｖに比べて固溶し難いＮｂやＴｉの固溶が一層促進されるため、その後の冷却過程で析出する析出物へのＮｂ、Ｔｉの侵入が容易になり、結果的に、ＭＰ値が上昇するようになる。上記工程では、特に、加熱時間（ｔ１）を適切に制御することが極めて重要であり、たとえ、加熱温度（Ｔ１）を１２５０℃以上に高めたとしても、加熱時間（ｔ１）が１時間未満のものは、所望の特性が得られない（後記する図１を参照）。加熱温度（Ｔ１）は高いほど、保持時間（ｔ１）は長いほど良い。例えば、加熱温度（Ｔ１）は１２７５℃以上が好ましく、１３００℃以上がより好ましい。また、加熱時間（ｔ１）は２時間以上が好ましい。加熱温度の上限は特にされないが、設備などとの関係で、おおむね、１３２５℃とすることが好ましい。
加熱後の圧延温度（図１中、Ｔ２）は特に限定されず、例えば、９５０℃以上とすることが好ましい。
分塊圧延後、熱間圧延を行なう。所望の特性を確保するためには、分塊圧延時のみならず熱間圧延時のＮｂ，Ｔｉ，Ｖの固溶を促進しておくことが好ましく、本実施形態では、熱間圧延時の加熱条件を１１２５℃以上（図１中、Ｔ３）で１時間以上（図１中、ｔ３）保持とすることが好ましい。本発明の加熱パターンは、従来の代表的な加熱パターン（図１の点線部分）に比べ、温度が高く保持時間も長い。このように高温で長時間加熱保持することによって、析出強化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの固溶が促進され、特に、Ｖに比べて固溶し難いＮｂやＴｉの固溶が一層促進されるため、その後の冷却過程で析出する析出物へのＮｂ、Ｔｉの侵入が容易になり、結果的に、ＭＰ値が上昇するようになる。加熱温度（Ｔ３）は高いほど、保持時間（ｔ３）は長いほど良く、これにより、上記元素の固溶が一層促進される。例えば、加熱温度（Ｔ３）は１１５０℃以上が好ましく、１１７５℃以上がより好ましい。また、加熱時間（ｔ１）は２時間以上が好ましい。加熱温度の上限は、前述したように、分塊圧延時の加熱温度（Ｔ１）よりも低くすることが好ましく、おおむね、１２５０℃とすることが好ましい。
また、熱間圧延時の最終温度（仕上圧延温度、Ｔ４）は９５０℃以上に制御する。これにより、析出強化に寄与しないオーステナイト中での析出物生成が抑制されるようになる。上記の最終温度温度（Ｔ４）は、1０００℃以上であることが好ましい。
熱間圧延後の冷却条件は、熱間圧延後６５０℃までの範囲を約１２０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度（図１中、ＣＲ１）で冷却（急冷）した後、６５０〜５００℃までの範囲を約６０℃／ｍｉｎ以下の平均冷却速度（図１中、ＣＲ２）で冷却（徐冷）する。このように、フェライト変態までの温度域を急冷することによってオーステナイト領域での析出が抑えられ、次いで、フェライト変態が完了するまでの温度域を徐冷することによってフェライト中への超微細析出物の生成が増大するため、最終的に、所望とする特性が有効に発揮されるようになる。ＣＲ１は大きいほど、ＣＲ２は小さいほど良いが、生産効率などとのバランスを考慮すれば、おおむね、ＣＲ１：１５０〜６００℃／ｍｉｎ、ＣＲ２：１０〜４０℃／ｍｉｎであることが好ましい、
熱間圧延後、冷間鍛造を行ない、切削等の機械加工によって所望の部品形状に成形し、鍛造部品とする。
以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適切に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
（製造方法）
小型真空溶製炉を用いて表１に示すＡ〜Ｖの鋼（残部：鉄および不可避不純物）を溶製した後、鋳造した。次に、表２に示す条件で分塊圧延を行い、断面が１５５ｍｍ×１５５ｍｍの鋼塊を得た。次いで、表２に示す条件で熱間圧延を行ない、φ１２ｍｍの鋼片を得た。
小型真空溶製炉を用いて表１に示すＡ〜Ｖの鋼（残部：鉄および不可避不純物）を溶製した後、鋳造した。次に、表２に示す条件で分塊圧延を行い、断面が１５５ｍｍ×１５５ｍｍの鋼塊を得た。次いで、表２に示す条件で熱間圧延を行ない、φ１２ｍｍの鋼片を得た。
上記の鋼片を用い、伸線減面率２０％で伸線加工（合計６パス）を行い、φ１０．７ｍｍの伸線加工材を得た。
（特性評価）
このようにして得られた伸線加工材（表２のＮｏ．１〜２９）を用い、前述した方法に基づいて、ＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の超微細析出物の個数を算出した。更に、以下のようにして引張強度および疲労限度を測定した。
このようにして得られた伸線加工材（表２のＮｏ．１〜２９）を用い、前述した方法に基づいて、ＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の超微細析出物の個数を算出した。更に、以下のようにして引張強度および疲労限度を測定した。
引張強度は、ＪＩＳ４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定した。ここでは、引張強度が１０００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ未満のものを○（合格）、９００ＭＰａ未満のものを×（不合格）とした。引張強度が１３００ＭＰａ未満のものは、間接的に、冷間鍛造性に優れるとみなしている。
疲労強度は、応力集中係数α＝１．９の切り欠き付きの小野式回転曲げ疲労試験片を用い、表面の加工層の影響を取り除くために電解研磨を施した後、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に記載の方法で疲労試験を行って測定した。疲労限度比は、疲労強度／引張強度の比で算出した。ここでは、疲労限度比が０．３０未満のものを×（不合格）とし、０．３０以上のものを○、０．３３以上のものを◎（○および◎を合格）とした。
これらの結果を表２にまとめて示す。表２には、使用した鋼種（表１の鋼種）も併記している。また、表２に総合評価の欄を設け、下記基準で総合評価した。
×：強度および疲労限度比の少なくともいずれか一つが×
○：引張強度および疲労限度比の両方が○
◎：引張強度○、疲労限度比◎
×：強度および疲労限度比の少なくともいずれか一つが×
○：引張強度および疲労限度比の両方が○
◎：引張強度○、疲労限度比◎
表１に記載の鋼種のうち、鋼種Ａ、Ｃ、Ｆ〜Ｓは、化学成分が本発明の範囲を満足する鋼であり、表１の鋼種Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｔ〜Ｖは、後に詳述するように、化学成分のいずれかが本発明の範囲を満足しない鋼である。また、本発明の範囲を満足する上記鋼種のうち、析出強化元素に着目して整理すると、鋼種Ａ、Ｇ〜Ｉ、Ｋ〜ＳはＮｂおよびＶを含有する（Ｔｉなし）例、鋼種ＣはＴｉおよびＶを含有する（Ｎｂなし）例、鋼種ＦはＴｉとＮｂとＶをすべて含有する例、鋼種ＪはＴｉのみを含有する（Ｎｂ、Ｖなし）例である。
表２より、以下のように考察することができる。
表２のＮｏ．１〜８は、本発明の要件を満足する鋼種Ａを用い、鍛造条件および鍛造後の冷却速度を変えて製造した例である。
このうち、Ｎｏ．３〜５は、いずれも、本発明で規定する条件で製造した本発明例であり、ＭＰ≧０．０５を満たす所望の超微細析出物が多数生成しているため、強度および疲労限度比の両方に優れている。
これに対し、Ｎｏ．１は、分塊圧延時の加熱時間（ｔ１）および熱間圧延時の加熱時間（ｔ３）が短い例、Ｎｏ．２は熱間圧延時の加熱時間（Ｔ３）が低い例、Ｎｏ．６は熱間圧延時の最終温度（Ｔ４）が低い例、Ｎｏ．７は熱間圧延後の平均冷却速度（ＣＲ１）が遅い例、Ｎｏ．８は熱間圧延後の平均冷却速度（ＣＲ２）が速い例であり、いずれも、ＭＰ≧０．０５を満たす所望の超微細析出物が得られず、疲労限度比が低下した。
次に、表２のＮｏ．９〜２９について考察する。
Ｎｏ．１０、１３〜２６は、いずれも、本発明で規定する条件で製造した本発明例であり、ＭＰ≧０．０５を満たす所望の超微細析出物が多数生成しているため、強度および疲労限度比の両方に優れている。
これに対し、Ｎｏ．９はＮｂおよびＴｉの両方を含有しない鋼種Ｂを用いた例、Ｎｏ．１１はＴｉ添加鋼であってＴｉ／Ｎの比が低い鋼種Ｄを用いた例であり、いずれも、ＭＰ≧０．０５を満たす超微細析出物が全く得られず、疲労限度比が低下した。
Ｎｏ．１２は、Ｔｉ添加鋼であってＮ量が多い鋼種Ｅを用いた例であり、Ｎ量が多いため、粗大なＴｉＮが生成して破壊の起点となり、疲労限度比が低くなった。
Ｎｏ．２７はＴｉ量が多い鋼種Ｔを用いた例、Ｎｏ．２８はＣ量が多い鋼種Ｕを用いた例であり、疲労限度比が低下した。
Ｎｏ．２９は、Ｃ量が少ない鋼種Ｖを用いた例であり、強度が低下した。なお、Ｎｏ．２９は強度が低いため、疲労強度および疲労限度比を測定しなかった（表２中、「−」）。
Claims (5)
- （１）鋼中成分は、
Ｃ ：０．１０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ。）、
Ｓｉ：０．０５〜２％、
Ｍｎ：０．３〜３％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｏ ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、
Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）であり、
Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％未満（０％を含まない）、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、
Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下（０％を含まない）であり、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、且つ、
（２）フェライト中に、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物（Ｖを更に含んでいてもよい）を含有し、且つ、下式で表されるＭＰ値がＭＰ≧０．０５を満たす平均粒径１５ｎｍ以下の前記析出物を５０個／μｍ２以上含有することを特徴とする疲労限度比に優れた高強度冷間鍛造用非調質鋼。
ＭＰ＝［｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］／［｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝］
式中、［ ］は、前記析出物中に含まれる元素の含有量（質量％）を意味する。 - 更に、Ｍｏ：１％以下、及び／又はＢ：０．０１５％以下を含有する請求項１に記載の高強度冷間鍛造用非調質鋼。
- 更に、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、およびＣｒ：３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の高強度冷間鍛造用非調質鋼。
- 更に、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷間鍛造用非調質鋼。
- 更に、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度冷間鍛造用非調質鋼。
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