JP2021017619A - 冷間鍛造用鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度及び高い低温靭性が得られる冷間鍛造用鋼材を提供する。【解決手段】本発明の実施の形態による冷間鍛造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、Ｖ：０．０２〜０．４５％未満、Ｔｉ：０．０００５〜０．１０００％、及び、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃ≧０ （１）［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （２）【選択図】図１

Description

本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、冷間鍛造により成形された後、時効硬化処理されて製造される機械構造用部品の素材として用いられる冷間鍛造用鋼材に関する。

自動車部品、産業機械部品及び建設機械部品等に代表される機械構造用部品の素材として、構造用鋼鋼材が用いられている。構造用鋼鋼材はたとえば、機械構造用炭素鋼鋼材、機械構造用合金鋼鋼材等である。

これらの構造用鋼鋼材を用いて高い疲労強度を有する機械構造用部品を製造する場合、所望の部品形状に加工するまでは構造用鋼鋼材の強度を抑え、所望の部品形状に熱間鍛造した後、時効硬化処理を実施することにより部品の疲労強度を高める方法が採用されている。

熱間鍛造−時効硬化処理法により機械構造用部品を製造するための鋼はたとえば、特開２０１１−２３６４５２号公報（特許文献１）に提案されている。

特許文献１に記載された鋼は、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、Ｍｎ：１．１０〜２．３０％、Ｓ：０．００３〜０．１２０％、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、及び、Ｖ：０．０５〜０．４５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１３［Ｃ］＋８［Ｓｉ］＋１０［Ｍｎ］＋３［Ｃｕ］＋３［Ｎｉ］＋２２［Ｍｏ］＋１１［Ｖ］≦３０、５［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２［Ｍｎ］＋３［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋４［Ｖ］≦７．３、２．４≦０．３［Ｃ］＋１．１［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｕ］＋０．２［Ｎｉ］＋１．２［Ｃｒ］＋１．１［Ｍｏ］＋０．２［Ｖ］≦３．１、２．５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋４［Ｍｏ］＋９［Ｖ］、［Ｃ］≧［Ｍｏ］／１６＋［Ｖ］／３を満たすことを特徴とするベイナイト鋼である。この鋼はベイナイト鋼であるため、被削性に優れる、と特許文献１には記載されている。特許文献１では、上記の構成を有する鋼に対して熱間鍛造を実施した後、切削加工で部品形状にする。その後、時効硬化処理を行う。これにより、高い強度が得られる、と特許文献１には記載されている。

しかしながら、特許文献１にも記載のとおり、熱間鍛造を実施する場合、熱間鍛造後の鋼材に対して切削加工を実施する。そこで、最近では、生産性の向上を目的として、熱間鍛造工程から冷間鍛造工程への切替が志向されている。熱間鍛造工程に代えて冷間鍛造工程を採用する場合、ニアネットシェイプ（最終形状とほぼ同じ形状）が可能となる。そのため、切削工程における加工量を削減できる。その結果、生産性が向上する。

しかしながら、冷間鍛造は、熱間鍛造と比較して、加工荷重が大きくなりやすい。そのため、冷間鍛造時における鋼材の加工性（以下、冷間鍛造性）を高める必要がある。具体的には、小さな荷重で所望の形状に加工でき、かつ、割れの発生が抑制されることが求められる。したがって、冷間鍛造工程後に時効硬化処理を実施する場合、その対象となる鋼材（以下、冷間鍛造用鋼材）には、優れた冷間鍛造性と、時効硬化処理後の優れた疲労強度とが求められる。

冷間鍛造用鋼材は、特開２０１７−００２３６０号公報（特許文献２）、特開２０１２−２２９４５６号公報（特許文献３）、特開２０００−２７３５８０号公報（特許文献４）、特開２００８−１６３４１０号公報（特許文献５）、特開２００９−２９３１２０号公報（特許文献６）、特開２０１３−００７０９１号公報（特許文献７）、及び、国際公開第２０１０／０９０２３８号（特許文献８）に提案されている。

特許文献２の時効硬化用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．０２〜０．８０％未満、Ｖ：０．０２〜０．５０％、及び、Ｎ：０．００３〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５を満たす。この時効硬化用鋼材は、上記構成を有することにより、冷間鍛造工程における高い冷間鍛造性を有し、高い疲労強度が得られる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３の冷鍛高周波焼き入れ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．２０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％及びＮ：０．００８０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ｆｎ１＝Ｔｉ−３．４Ｎ＞０を満たす。この冷鍛高周波焼き入れ用鋼は、優れた冷間鍛造性及び強度特性を有する、と特許文献３には記載されている。

特許文献４の冷間圧造用鋼は、化学成分がｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０６〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．０％以下、Ｖ：０．１０〜０．６０％を含み、初析フェライトとパーライトとの合計量が面積率で９０％以上であり、かつ初析フェライト量が式ｆ＝１００−１２５［Ｃ］＋２２．５［Ｖ］で示されるｆ値以上の面積％であり、初析フェライト中にＶＣが析出している。この冷間圧造用鋼は、圧延のままで冷間加工に供することができる、と特許文献４には記載されている。

特許文献５の高速冷間加工用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、及び、Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない）、を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼中の固溶窒素量が０．００６％以上である。この高速冷間加工用鋼は、冷間加工性に優れる、と特許文献５には記載されている。

特許文献６の機械構造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．００５〜０．４％、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）、Ｎ：０．００８〜０．０２５％、及び下記（１）式を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、かつ固溶状態としてのＮ：０．００７％以上であると共に、不可避的不純物としてのＡｌの含有量を０．００５％以下（０％を含む）に抑制したものであり、鋼組織がフェライト単相組織であり、そのフェライトの平均結晶粒径が１０〜２００μｍの範囲である。この機械構造用鋼材は、冷間加工性に優れる、と特許文献６には記載されている。

特許文献７の冷間加工用機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％未満、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．１％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、及びＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）をそれぞれ含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９５面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、かつ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が５μｍ以上、１５μｍ未満である。この冷間加工用機械構造用鋼は、硬さばらつきを小さくできる、と特許文献７には記載されている。

特許文献８の時効硬化性鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．１０〜０．６０％及びＮ：０．０１２％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ、Ｃ／Ｖ≧０．２０及びＮ／Ｔｉ≦０．６０を満足する化学組成を有し、ベイナイトの面積率が５０％以上の組織を有する。この時効硬化性鋼は、時効処理後に３４０ＭＰａ以上の疲労強度が得られる、と特許文献８には記載されている。

特開２０１１−２３６４５２号公報 特開２０１７−００２３６０号公報 特開２０１２−２２９４５６号公報 特開２０００−２７３５８０号公報 特開２００８−１６３４１０号公報 特開２００９−２９３１２０号公報 特開２０１３−００７０９１号公報 国際公開第２０１０／０９０２３８号

ところで、機械構造用部品は、寒冷地で用いられる場合がある。そのため、機械構造用部品には、時効硬化処理後に高い疲労強度が得られることだけでなく、低温靭性に優れることも求められる。したがって、冷間鍛造用鋼材には、冷間鍛造工程における高い冷間鍛造性と、時効硬化処理後の高い疲労強度とだけでなく、低温靱性に優れることも求められる。

しかしながら、特許文献２〜特許文献８では、低温靭性について検討されていない。

本発明の目的は、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度及び高い低温靭性が得られる冷間鍛造用鋼材を提供することである。

本発明の実施の形態による冷間鍛造用鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、
Ｖ：０．０２〜０．４５％未満、
Ｔｉ：０．０００５〜０．１０００％、及び、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。
２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃ≧０ （１）
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （２）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、式（２）中の［Ｖ析出物］はＶ析出物として析出したＶ含有量（質量％）を示し、［Ｖ含有量］は冷間鍛造用鋼材中のＶ含有量（質量％）を示す。

本発明の実施の形態による冷間鍛造用鋼材は、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度及び高い低温靭性が得られる。

図１は、冷間鍛造用鋼材中のＶ含有量に対するＶ析出量の比ｆｎ２と、冷間鍛造荷重／耐久比との関係を示す図である。

本発明者らは、上述の課題を解決するために、種々の検討を行い、次の知見を得た。

冷間鍛造時に高い冷間鍛造性を有するためには、鋼材の硬さを低減し、鍛造荷重を低下させることが有効である。また、割れを抑えるため、鋼材のＣ含有量を低減することが効果的である。

冷間鍛造用鋼材の疲労強度を高めるためには、鋼材の耐久比（疲労強度／引張強度）を高めることが有効である。鋼材の耐久比を高めるためには、Ｖ析出物の析出を活用することが効果的である。本明細書では、Ｖ炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ炭化物（ＶＣ）及びＶ窒化物（ＶＮ）を総称して「Ｖ析出物」と定義する。鋼材に析出するＶ析出物のほとんどはＶ炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））である。しかしながら、Ｖ析出物の一部がＶＮ、ＶＣとして析出する場合もあり得る。ＶＮ、ＶＣもＶ（Ｃ，Ｎ）と同様の効果を奏すると考えられる。したがって、本明細書では、「Ｖ析出物」は、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、ＶＣ及びＶＮを含む。

冷間鍛造後に時効硬化処理される冷間鍛造用鋼材において、鋼材中のＶ析出物の析出を抑えて鋼材の冷間鍛造性を維持し、冷間鍛造後の時効硬化処理によりＶ析出物を析出させて疲労強度を高める。冷間鍛造性を保持したまま、Ｖ析出物を析出させるためには、冷間鍛造後にＡｃ₃変態点以下に昇温することで、時効析出させることが有効である。

高い冷間鍛造性を得るためにＣ含有量を低減し、冷間鍛造後に時効硬化処理を実施しても、鋼材の化学組成が適切であれば、充分な時効析出が得られ、鋼材の耐久比が高まる。

さらに、上述のとおり、冷間鍛造用鋼材には低温靱性も求められる。

冷間鍛造用鋼材の低温靭性を高めるために、本発明者らはまず、Ｃｒ含有量を高めることを考えた。Ｃｒ含有量を高めることは、常温靭性を高める場合には周知の技術である。Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を小さくして、常温靭性を高める。しかしながら、本発明の実施の形態のＣｒ以外の化学組成を満たす冷間鍛造用鋼材においては、Ｃｒを０．３０％を超えて含有させた場合、低温靭性が低下する場合があった。本発明者らは、本発明の実施の形態のＣｒ以外の化学組成を満たす冷間鍛造用鋼材において、Ｃｒを０．３０％を超えて含有させた場合、低温靭性が低下する理由を次のとおりと考えた。

Ｃｒを０．３０％を超えて含有させれば、常温でのシャルピー衝撃値を高めることができる。一方で、Ｃｒはセメンタイトに固溶しやすく、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、Ｃｒを固溶したセメンタイト（（Ｆｅ，Ｃｒ）_xＣ）の生成が促進される。この場合、ミクロ組織において、パーライト量及びベイナイト量が増大する。その結果、パーライト及び／又はベイナイト組織が粗大化する場合がある。パーライト及び／又はベイナイト組織が粗大化すれば、フェライトがパーライト及び／又はベイナイト組織の周りを取り囲み、ネットワークフェライトを形成する。ネットワークフェライトは低温靭性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量を高める方法を、低温靭性を高める方法に単純に採用することはできないことがわかった。

そこで本発明者らは次に、冷間鍛造用鋼材の低温靭性を高めるために、Ｃｒ含有量を高める方法に代えて、冷間鍛造用鋼材のミクロ組織において、旧オーステナイト粒を微細化することを考えた。旧オーステナイト粒を微細化すれば、上記のパーライト及び／又はベイナイト組織の粗大化を抑制できるからである。旧オーステナイト粒を微細化する技術として、ピン止め粒子を分散させる技術がある。ピン止め粒子は、熱間加工中の素材の段階で析出し、旧オーステナイト粒の粒成長を抑制する。ピン止め粒子はたとえば、Ａｌを含有する炭窒化物等の析出物である。ただし、本明細書において、ピン止め粒子はＶ析出物を除く。ピン止め粒子を分散させれば、冷間鍛造用鋼材の低温靭性を高めることができる。

しかしながら、ピン止め粒子を分散させると、冷間鍛造用鋼材の低温靭性は高まるものの、疲労強度が低下する場合があった。ピン止め粒子を分散させると、冷間鍛造後に時効硬化処理しても疲労強度が低下する原因について、本発明者らが調査したところ、以下のことが分かった。上記のとおり、ピン止め粒子は炭窒化物等の析出物である。ピン止め粒子が析出物として生成すると、Ｃ及びＮがピン止め粒子として用いられる。Ｃ及びＮがピン止め粒子として用いられれば、時効硬化処理時にＶ析出物として活用されるべきＣ及びＮが低減する。そのため、時効硬化処理時においてＶ析出物が十分に析出しない。その結果、冷間鍛造用鋼材の低温靭性は高まるものの、疲労強度が低下する。

ところが、本発明者らが種々調査及び検討を重ねた結果、ピン止め粒子がＴｉ析出物である場合は、冷間鍛造後に時効硬化処理されたときに、冷間鍛造用鋼材の低温靭性が高まり、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合に、冷間鍛造用鋼材の疲労強度が高まることがわかった。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。Ｔｉ析出物は、ピン止め粒子として旧オーステナイト粒を微細化する効果だけでなく、Ｖ析出物と同様に、時効硬化処理後の耐久比を高める効果を有すると考えられる。一方で、Ｔｉ析出物以外のピン止め粒子は、時効硬化処理後の耐久比を高める効果を有しないと考えられる。ここで、本明細書において、Ｔｉ析出物とは、Ｔｉ炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）及びＴｉ窒化物（ＴｉＮ）である。

Ｔｉ析出物の中でも、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）をピン止め粒子として活用した方がＶ析出物の時効効果能を妨げないことがわかった。そこで本発明者らは、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）よりもＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を多く析出させる条件について検討した。その結果、式（１）を見出した。本発明の実施の形態による化学組成において、式（１）を満たせば、ＶによるＮの消費、及び、ＣによるＴｉの消費を抑制して、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）を多く析出させることができる。その結果、旧オーステナイト粒が微細化され、鋼材の低温靭性が高まる。
２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃ≧０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

以上の知見に基づいて完成した本発明の実施の形態による冷間鍛造用鋼材の要旨は次のとおりである。

［１］の冷間鍛造用鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、
Ｖ：０．０２〜０．４５％未満、
Ｔｉ：０．０００５〜０．１０００％、及び、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。
２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃ≧０ （１）
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （２）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、式（２）中の［Ｖ析出物］はＶ析出物として析出したＶ含有量（質量％）を示し、［Ｖ含有量］は冷間鍛造用鋼材中のＶ含有量（質量％）を示す。

［２］の冷間鍛造用鋼材は、
［１］に記載の冷間鍛造用鋼材であって、
前記化学組成は、さらに、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、及び、
Ｍｏ：０．２０％以下、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。

［３］の冷間鍛造用鋼材は、さらに、
［１］又は［２］に記載の冷間鍛造用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂｉ：０．１０％以下、及び、
Ｐｂ：０．０９％以下、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。

［４］の冷間鍛造用鋼材は、さらに、
［１］〜［３］のいずれか１項に記載の冷間鍛造用鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．１０％以下、及び、
Ｂ：０．００５％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する。

本発明の実施の形態による冷間鍛造用鋼材は、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度及び高い低温靭性が得られる。本発明の実施の形態による冷間鍛造用鋼材において、高い低温靭性とはたとえば、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片を用いた、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠した０℃でのシャルピー衝撃試験において、１５０Ｊ／ｃｍ²以上の値を得ることである。

以下、本発明の冷間鍛造用鋼材について詳しく説明する。なお、以下の説明で、各元素の含有量の「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。

［化学組成］
本発明の冷間鍛造用鋼材は、次の元素を含有する化学組成を有する。

Ｃ：０．０２〜０．１３％
炭素（Ｃ）は、機械構造部品としての鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．０２％未満であれば、時効硬化処理後の鋼材において、十分な疲労強度が得られない。つまり最終製品の強度が不足する。一方、Ｃ含有量が０．１３％を超えれば、冷間鍛造時に割れが発生する。つまり鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１３％である。Ｃの含有量の好ましい下限は、０．０３％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．１０％未満である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉは鋼材中のフェライトを固溶強化する。そのため、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．２０〜０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、機械構造部品としての鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、最終製品の強度が不足する。一方、Ｍｎ含有量が０．７０％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．６５％である。

Ｐ：０．０３５％以下
燐（Ｐ）は、不純物であり、鋼材中に不可避的に含有される。つまり、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐは鋼中で偏析しやすく、局所的な延性低下の原因となる。Ｐ含有量が０．０３５％を超えれば、局所的な延性低下が発生する。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。しかしながら、Ｐ含有量が０．００２％であれば、上記の局所的な靭性低下は発生しにくい。さらに、実際の操業において、Ｐ含有量を０．００２％未満に低下するには製造コストが過剰に高くなる。したがって、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００２％である。

Ｓ：０．０５０％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避的に含有される。つまり、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓは鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｓ含有量が０．０５０％を超えれば、鋼中に粗大な硫化物が生成する。粗大な硫化物は、冷間鍛造時の割れ発生の原因となる。粗大な硫化物はさらに低温靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．０４５％である。冷間鍛造用鋼材の被削性を有効に高める場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、その効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、鋼中に粗大なＡｌ系介在物が生成し、冷間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００６％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０４５％である。なお、本発明の実施の形態におけるＡｌ含有量とは、鋼中の全Ａｌの含有量を意味する。

Ｃｒ：０．０２〜０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、固溶強化元素として時効硬化処理時に鋼材の軟化を抑制する。その結果、時効処理後の鋼材の疲労強度が高まる。Ｃｒ含有量が０．０２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒは炭化物生成元素であるから、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えると、鋼中に安定なＣｒ炭化物が生成する。Ｃｒ炭化物は、Ｖ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物の析出を阻害する。その結果、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２８％未満であり、さらに好ましくは、０．２５％である。

Ｖ：０．０２％〜０．４５％未満
バナジウム（Ｖ）は、冷間鍛造後の鋼材に対して時効硬化処理を実施することにより、炭窒化物として析出する。その結果、鋼材の耐久比が高まる。Ｖ含有量が０．０２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．４５％以上では、冷間鍛造前の鋼材の強度が高くなりすぎて、鋼材の冷間鍛造性が低下する。Ｖ含有量が０．４５％以上ではさらに、低温靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０２〜０．４５％未満である。Ｖ含有量の好ましい下限は、０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％である。

Ｔｉ：０．０００５〜０．１０００％
チタン（Ｔｉ）は、鋼材の低温靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．０００５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．１０００％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０００５〜０．１０００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は、０．０６００％である。

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、時効硬化処理によりＶと結合してＶ炭窒化物を析出する。その結果、鋼材の耐久比が高まる。Ｎ含有量が０．００３％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％超であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０２５％である。

本発明による冷間鍛造用鋼材の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、本発明の冷間鍛造用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明の冷間鍛造用鋼材の冷間鍛造性及び疲労強度に顕著な悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［式（１）について］
上記の化学組成を有する本発明の冷間鍛造用鋼材はさらに、式（１）を満たす。
２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃ≧０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

ｆｎ１＝２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃと定義する。ｆｎ１は、鋼材の疲労強度と低温靭性との関係を示す指標である。ｆｎ１が正の値であれば、疲労強度を低下させることなく、低温靭性を高めることができる。

Ｔｉ析出物をピン止め粒子として用いれば、冷間鍛造用鋼材の疲労強度を低下させることなく、冷間鍛造用鋼材の低温靭性を高めることができる。ピン止め粒子は、旧オーステナイト粒の粒成長を抑制する。旧オーステナイト粒を微細化すれば、上記のパーライト及び／又はベイナイト組織の粗大化を抑制できる。その結果、鋼材の低温靭性が高まる。

Ｔｉ析出物以外のピン止め粒子が析出物として生成すると、Ｖ析出物として活用されるべきＣ及びＮが低減する。そのため、時効硬化処理時においてＶ析出物が十分に析出しない。その結果、冷間鍛造用鋼材の低温靭性は高まるものの、疲労強度が低下する。

しかしながら、ピン止め粒子がＴｉ析出物である場合、冷間鍛造用鋼材の疲労強度を低下させることなく、冷間鍛造用鋼材の低温靭性を高めることができる。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。Ｔｉ析出物は、ピン止め粒子として旧オーステナイト粒を微細化する効果だけでなく、Ｖ析出物と同様に、時効硬化処理後の耐久比を高める効果を有すると考えられる。一方で、Ｔｉ析出物以外のピン止め粒子は、時効硬化処理後の耐久比を高める効果を有しないと考えられる。

本明細書において、Ｔｉ析出物とは、Ｔｉ炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）及びＴｉ窒化物（ＴｉＮ）である。Ｔｉ析出物の中でも、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）が最もＶ析出物の時効効果能を妨げない。本発明の実施の形態の化学組成において、ｆｎ１が式（１）を満たせば、ＶによるＮの消費、及び、ＣによるＴｉの消費を抑制して、Ｖ析出物の析出を妨げることなくＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を多く析出させることができる。その結果、旧オーステナイト粒が微細化され、鋼材の低温靭性が高まる。

ｆｎ１が負の値であれば、Ｔｉ析出物、特にＴｉ窒化物（ＴｉＮ）が十分に析出せず、低温靭性が低下する。ｆｎ１の好ましい下限は０．０２であり、さらに好ましくは０．１０であり、さらに好ましくは０．１５である。ｆｎ２の好ましい上限は１．２０であり、さらに好ましくは１．００である。

［式（２）について］
上記の化学組成を有する本発明の冷間鍛造用鋼材はさらに、式（２）を満たす。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （２）
ここで、式（２）中の［Ｖ析出物］は、冷間鍛造後時効硬化処理鋼材において、Ｖ析出物として析出したＶ含有量（鋼材の化学組成を１００％としたときの質量％）を示す。［Ｖ含有量］は、冷間鍛造用鋼材の化学組成におけるＶ含有量（質量％）（つまり、鋼材全体でのＶ含有量）を示す。本明細書において、Ｖ析出物として析出したＶ含有量（鋼材の化学組成を１００％としたときの質量％）を「Ｖ析出量」ともいう。

Ｖ析出量は、次の抽出残渣分析法により求められる。１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を、鋼材の中心から半径×０．５の位置（Ｒ／２位置）から切り出し、抽出残渣分析用試料とする。１０％ＡＡ系（テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトン、メタノールを１：１０：１００で混合した液体）溶液中で、試料を定電流電気分解する。

より具体的には、まず、抽出残渣用試料に対して予備電気分解を行う。これにより、抽出残渣用試料の表面の付着物を除去する。予備電気分解の条件は、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分、室温（２５℃）とする。その後、抽出残渣用試料に対してアルコール中で超音波洗浄を実施する。これにより、抽出残渣用試料の表面の付着物を除去する。付着物を除去された抽出残渣用試料の質量（電気分解前の試料の質量）を測定する。

次に、抽出残渣用試料に対して電気分解を実施する。電気分解の条件は、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分、室温（２５℃）とする。電気分解された抽出残渣用試料を取り出す。取り出された抽出残渣用試料に対して、アルコール中で超音波洗浄を実施する。これにより、抽出残渣用試料の表面の付着物（残渣）を除去する。電気分解後の溶液、及び、超音波洗浄に用いた溶液を、フィルターで吸引ろ過する。フィルターのメッシュサイズは０．２μｍとする。これにより、残渣を採取する。

付着物（残渣）を除去された抽出残渣用試料の質量（電気分解後の抽出残渣用試料の質量）を測定する。そして電気分解前後の抽出残渣用試料の質量の測定値の差から、「電気分解された抽出残渣用試料の質量」を求める。

上記のフィルター上に採取された残渣を、シャーレに移して乾燥させる。乾燥した残渣の質量を測定する。その後、ＪＩＳ Ｇ１２５８（２０１４）に準拠して、ＩＣＰ発光分析装置（高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置）により残渣を分析して、「残渣中のＶの質量」を求める。

求めた「残渣中のＶの質量」を「電気分解された抽出残渣用試料の質量」で除して、百分率表示したものを、「Ｖ析出量」（質量％）と定義する。

式（２）の根拠を説明する。ｆｎ２を次のとおり定義する。
ｆｎ２＝［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］
要するに、ｆｎ２は式（２）の左辺である。図１は、ｆｎ２と、冷間鍛造荷重／耐久比との関係を示す図である。図１は次の試験により得られた。

Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．０１０％、Ａｌ：０．０３０％、Ｃｒ：０．１５％、Ｖ：０．０９〜０．２５％、Ｔｉ：０．０１５％及びＮ：０．００５％を含有し、残部はＦｅを主とする複数の鋼材を用意した。用意した鋼材に対して、熱間鍛造を実施して、様々なＶ析出量を有する供試材を製造した。各供試材について、上記方法により、Ｖ析出量を求めた。熱間鍛造後の供試材に対して、冷間鍛造を実施した。冷間鍛造後の各供試材からφ１４×２１ｍｍの円柱状試験片を採取した。円柱状試験片を用いて、冷間鍛造荷重を測定した。冷間鍛造荷重は、冷間鍛造において、加工率が５０％の時（５０％加工時）の鍛造荷重（ｔｏｎ）とした。冷間鍛造後の各供試材に対して、時効硬化処理を実施した。時効硬化処理の条件は、Ａｃ₃変態点以下で３０〜６０分保持とした。各供試材を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験、及び、ＪＩＳ Ｚ２２７４（２０１１）に準拠した小野式回転曲げ試験を実施した。得られた引張強度及び疲労強度から、各供試材の耐久比を求めた。

得られたＶ析出量及び各供試材のＶ含有量に基づいて、ｆｎ２を求めた。さらに、得られた冷間鍛造荷重及び耐久比に基づいて、冷間鍛造荷重／耐久比を求め、図１を作成した。

図１を参照して、ｆｎ２が０．５０を超えれば、冷間鍛造荷重／耐久比は３０．０ｔｏｎ以上である。一方、ｆｎ２が０．５０以下であれば、冷間鍛造荷重／耐久比は３０．０ｔｏｎ未満に低下する。

以上のとおり、ｆｎ２＝０．５０を境に、冷間鍛造荷重／耐久比が低下する。したがって、ｆｎが式（２）を満たせば、冷間鍛造荷重の上昇を抑えることができ、優れた冷間鍛造性が得られる。

ｆｎ２が０．５０を超えると、冷間鍛造後に時効硬化するために十分な固溶Ｖが得られない。つまり、冷間鍛造前にＶ析出物が既に析出していることを意味する。この場合、十分な冷間鍛造性が得られない。一方、ｆｎ２は０．５０より小さくてもよく、０であってもよい。しかしながら、工業的な限界に基づけば、ｆｎ２の下限は０．２０である。また、ｆｎの好ましい上限は０．４５である。

［任意元素について］
上記冷間鍛造用鋼材の化学組成はさらに、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏ含有量はそれぞれ、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、及び、Ｍｏ：０．２０％以下である。

Ｃｕ：０．２０％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超の場合、Ｃｕは鋼材の疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕが含有されない場合、Ｃｕ含有量は０％である。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕ含有量は０．２０％以下、つまり０超〜０．２０％である。言い換えれば、Ｃｕ含有量は、０〜０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１５％である。

Ｎｉ：０．２０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超の場合、Ｎｉは鋼材の疲労強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉが含有されない場合、Ｎｉ含有量は０％である。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉ含有量は０．２０％以下、つまり０超〜０．２０％である。言い換えれば、Ｎｉ含有量は、０〜０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１５％である。

Ｍｏ：０．２０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超の場合、Ｍｏは鋼材の疲労強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏが含有されない場合、Ｍｏ含有量は０％である。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏ含有量は０．２０％以下、つまり０超〜０．２０％である。言い換えれば、Ｍｏ含有量は、０〜０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１５％である。

上記冷間鍛造用鋼材の化学組成はさらに、Ｃａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。Ｃａ、Ｂｉ及びＰｂは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ、Ｂｉ及びＰｂ含有量はそれぞれ、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１０％以下、及び、Ｐｂ：０．０９％以下である。

Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超の場合、Ｃａは鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な析出物により鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｃａが含有されない場合、Ｃａ含有量は０％である。Ｃａが含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５％以下、つまり０超〜０．００５％である。言い換えれば、Ｃａ含有量は、０〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４％である。

Ｂｉ：０．１０％以下
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。Ｂｉが含有される場合、つまり、Ｂｉ含有量が０％超の場合、Ｂｉは鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｂｉが含有されない場合、Ｂｉ含有量は０％である。Ｂｉが含有される場合、Ｂｉ含有量は０．１０％以下、つまり０超〜０．１０％である。言い換えれば、Ｂｉ含有量は、０〜０．１０％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。

Ｐｂ：０．０９％以下
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。Ｐｂが含有される場合、つまり、Ｐｂ含有量が０％超の場合、Ｐｂは鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が高すぎれば、鋼材の耐久比が低下する。したがって、Ｐｂが含有されない場合、Ｐｂ含有量は０％である。Ｐｂが含有される場合、Ｐｂ含有量は０．０９％以下、つまり０超〜０．０９％である。言い換えれば、Ｐｂ含有量は、０〜０．０９％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。

上記冷間鍛造用鋼材の化学組成はさらに、Ｎｂ及びＢからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。Ｎｂ及びＢは任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂ及びＢ含有量はそれぞれ、Ｎｂ：０．１０％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下である。

Ｎｂ：０．１０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂが含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超の場合、Ｎｂは鋼材の疲労強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｂが含有されない場合、Ｎｂ含有量は０％である。Ｎｂが含有される場合、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、つまり０超〜０．１０％である。言い換えれば、Ｎｂ含有量は、０〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

Ｂ：０．００５％以下
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超の場合、Ｂは鋼材の疲労強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎても、その効果が飽和する。したがって、Ｂが含有されない場合、Ｂ含有量は０％である。Ｂが含有される場合、Ｂ含有量は０．００５％以下、つまり０超〜０．００５％である。言い換えれば、Ｂ含有量は、０〜０．００５％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

［ミクロ組織］
本発明の冷間鍛造用鋼材の組織は、好ましくはフェライト、パーライト及び／又はベイナイトを含有する。

より具体的には、ミクロ組織において、フェライト及びパーライトの総面積率は９５％以上であるのが好ましい。フェライト及びパーライトの総面積率が９５％以上であれば、鋼材の冷間鍛造性が高まる。ベイナイト及びマルテンサイトは、フェライト及びパーライトと比較して冷間変形能が低い。そのため、ミクロ組織において、ベイナイト及びマルテンサイトの総面積率は５％以下であるのが好ましい。ベイナイト及びマルテンサイトの総面積率が５％以下であれば、冷間鍛造時の割れの発生を抑制できる。

［組織の特定及び面積率の測定方法］
組織中のフェライト面積率、パーライト面積率、及びベイナイト面積率は次の方法で測定する。冷間鍛造用鋼材の中心部からサンプルを採取する。鋼材が棒鋼又は線材の場合、中心軸を含む部分から試料を採取する。採取された試料表面のうち、鋼材の圧延方向に垂直な面を観察面とする。

採取されたサンプルの観察面を、コロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨する。研磨された観察面をＥＢＳＤ−ＯＩＭ（商標）（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ
Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて解析し、冷間鍛造用鋼材の横断面の中央部を中心とする２００μｍ（軸方向）×５００μｍ（径方向）の観察視野における初析フェライトの面積率（％）を求める。ＥＢＳＤ−ＯＩＭの観察倍率は４００倍とする。測定ステップは０．３μｍとする。

得られた方位測定結果を解析し、隣り合う測定点の方位差が１５°を超えた位置を結晶粒界とする１５°大角粒界マップを作成する。ここで、１５°は大角粒界（ｈｉｇｈ ａｎｇｌｅ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）の閾値であり、一般的に結晶粒界として認識されている。作成した１５°大角粒界マップに基づき、結晶粒界に囲まれた領域を結晶粒として、結晶粒内にフェライト粒として方位の特定ができない領域、すなわちセメンタイトの領域が認められる粒を、セメンタイトの形状が層状であればパーライト粒と定義する。セメンタイトの形状が粒状であればベイナイト又はマルテンサイト粒と定義する。さらに、セメンタイトの形状が粒状である粒について、微細なラス状のフェライトから構成されている粒をマルテンサイト粒と定義し、それ以外をベイナイト粒と定義する。一方、粒内がすべてフェライトとして方位の特定がなされた粒をフェライト粒と定義する。上記定義に基づき、個々の結晶粒の面積をそれぞれ求める。観察視野全体に対する個々の結晶粒の面積の割合を、それぞれの面積率とする。

［製造方法］
本発明の冷間鍛造用鋼材の製造方法の一例を説明する。本例では、冷間鍛造用鋼材として、棒鋼又は線材（以下、棒線という）を製造する例を説明する。なお、本発明の冷間鍛造用鋼材は、下記製造方法に限定されない。

本冷間鍛造用鋼材の製造方法は、素材を準備する工程（準備工程）と、素材を熱間加工する工程（熱間加工工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。

［準備工程］
上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて素材を準備する。たとえば、上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。

［熱間加工工程］
準備された素材に対して熱間加工を実施して、冷間鍛造用鋼材を製造する。

熱間加工として、熱間圧延を実施する場合、たとえば、次の方法がある。熱間圧延では、素材を粗圧延してビレットにする粗圧延工程と、ビレットを仕上げ圧延して冷間鍛造用鋼材とする仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程はたとえば、次の工程を実施する。素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延機を用いて分塊圧延する。必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。連続圧延機では、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列されており、各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いて素材を圧延して、ビレットにする。なお、連続鋳造法により直接ビレットを製造してもよい。

仕上げ圧延工程はたとえば、次の工程を実施する。粗圧延工程にて製造されたビレットを加熱炉に装入して加熱する。加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で仕上げ圧延（熱間圧延）を実施して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いてビレットを圧延して、鋼材（棒線）を製造する。

なお、熱間加工工程は熱間圧延に限定されない。熱間加工工程では、上述の熱間圧延に代えて、熱間鍛造を実施してもよいし、熱間押出を実施してもよい。

［加熱温度について］
熱間加工工程において、最終の熱間加工を実施する直前の鋼材の加熱温度は特に限定されない。加熱温度はたとえば、１０００〜１３００℃である。たとえば、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、粗圧延工程後であって仕上げ圧延工程前の加熱温度が１０００〜１３００℃である。

［最終圧延温度について］
熱間加工工程において、最後の圧下時の鋼材温度を最終圧延温度（℃）と定義する。熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、最終圧延温度は、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機列で最後に圧下をするスタンドの入側での鋼材温度（鋼材の表面温度）を意味する。最終圧延温度は９００℃以上である。仕上げ温度の好ましい上限は１０８０℃であり、さらに好ましくは１０５０℃である。

最終圧延温度を９００℃以上とすることにより、熱間加工中においてＶ析出物を十分に固溶することができる。そのため、その他の条件を満たすことを前提として、式（２）が満たされる。

熱間加工工程の加熱時間は、Ｖ析出物を十分に固溶するためには長いほど好ましい。しかしながら、熱間加工工程の加熱時間が長すぎると、Ｔｉ析出物の粗大化、オーステナイト粒が粗大化する。オーステナイト粒が粗大化すれば、冷却後のネットワークフェライトが生成し、低温靱性が低下する。そのため、加熱時間の好ましい下限は、１５分であることが好ましい。加熱時間が１５分以上であれば、Ｖ析出物を十分に固溶させることができる。加熱時間の好ましい上限は、３時間である。加熱時間が３時間以下であれば、低温靱性の低下を抑制できる。

［冷却速度について］
熱間加工工程において、熱間加工後の冷却は好ましくは放冷である。熱間加工後の冷却速度は、たとえば０．５〜１０．０℃／ｓである。ここで、熱間加工後の冷却速度は、次のとおり定義される。熱間加工完了後において、鋼材温度が、仕上げ温度から２００℃に至るまでの平均の冷却速度を、熱間加工後の冷却速度（℃／ｓ）と定義する。

熱間加工後の冷却速度が０．５℃／ｓ以上であれば、Ｖ析出物の析出を抑制して、式（２）を満たしやすくなる。

一方、熱間加工後の冷却速度が１０．０℃／ｓ以下であれば、組織中にパーライト、ベイナイト、マルテンサイトといった硬質組織が生成するのを抑制することができる。また、組織中のマルテンサイト率が５％を超える。熱間加工後の冷却速度が０．５〜１０．０℃／ｓであれば、フェライト面積率を９５％としやすく、さらに、式（２）を満たしやすくなる。

以上の製造方法により冷間鍛造用鋼材を製造する。上記のとおり、冷間鍛造用鋼材の製造方法はこの例に限定されず、他の製造方法により本発明の冷間鍛造用鋼材を製造してもよい。

［冷間鍛造部品の製造方法］
上記の冷間鍛造用鋼材を用いた冷間鍛造部品の製造方法の一例を説明する。冷間鍛造部品の製造方法は、冷間鍛造工程、時効硬化処理工程、及び、切削加工工程を含む。以下、それぞれの工程について説明する。

［冷間鍛造工程］
冷間鍛造用鋼材を用いて、周知の方法で冷間鍛造を実施して、中間品を製造する。冷間鍛造用鋼材が棒線の場合、冷間鍛造工程前に、伸線加工工程を実施してもよい。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。

［時効硬化処理工程］
中間品に対して、時効硬化処理を実施する。時効硬化処理での処理温度（℃）、処理温度での保持時間（分）は次のとおりである。
処理温度：２００℃〜Ａｃ₃点
Ａｃ₃点（℃）は、式（３）で定義される。
Ａｃ₃＝−２３０×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ＋９１０ （２）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

時効硬化処理温度が２００℃以上であれば、十分なＶ析出物が析出する。その結果、さらに高い耐久比が得られる。時効硬化処理温度がＡｃ₃点以下であれば、Ｖ析出物の粗大化が抑制される。その結果、さらに高い耐久比が得られる。したがって、時効硬化処理温度は２００℃〜Ａｃ₃点であるのが好ましい。

保持時間：３０分以上
上記処理温度での保持時間を３０分以上とする。保持時間が３０分以上であれば、Ｖ析出物が十分に析出する。その結果、さらに高い耐久比が得られる。一方、保持時間が長くても時効硬化は生じるものの、製造コストが高くなる。したがって、保持時間の好ましい上限は１８０分である。

［切削加工工程］
時効硬化処理工程後の中間品に対して、切削加工を実施して、冷間鍛造部品を製造する。製造された冷間鍛造部品は、時効硬化処理により高い引張強度、疲労強度、及び、耐久比を有する。本発明による冷間鍛造用鋼材を利用することにより、従来の製造工程（熱間鍛造工程−切削加工工程）に代えて、上記の製造工程（冷間鍛造工程−時効硬化処理工程−切削加工工程）を実施できる。そのため、生産性を高めることができる。

以上のとおり、本発明による冷間鍛造用鋼材は、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度及び高い耐久比だけでなく、高い低温靭性も得られる。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

種々の冷間鍛造用鋼材を製造して、冷間鍛造性と、時効硬化処理後の耐久比とを評価した。

表１に示す化学組成を有する試験番号１〜試験番号４６の溶鋼を真空溶解により製造した。溶鋼を用いて１５０ｋｇのインゴットを製造した。

製造されたインゴットに対して、熱間加工を模擬した熱間鍛造を実施して、直径２２ｍｍ（φ２２）の丸棒鍛伸材を製造した。熱間鍛造における加熱温度（℃）及び仕上げ温度（℃）は、表２に示すとおりであった。

［ビッカース硬さ試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材の中心部から試験片を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２０１３）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９．８Ｎとした。測定箇所は、丸棒鍛伸材の中心付近の任意の３点とした。測定された３点の値の平均値を、その試験番号の硬さ（Ｈｖ）とした。得られたビッカース硬さ（Ｈｖ）を表２に示す。

［冷間鍛造用鋼材の評価試験］
［ミクロ組織観察］
各試験番号の丸棒鍛伸材の中心部から試験片を採取した。試験片を樹脂埋めした後、試験片の面のうち、丸棒鍛伸材の軸方向に対して垂直な面を観察面として、機械研磨を実施した。機械研磨された観察面をナイタルで腐食してミクロ組織を観察し、ミクロ組織（フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等）を特定した。さらに、上述の方法で、ベイナイト及びマルテンサイトの総面積率（％）を求めた。得られたベイナイト及びマルテンサイトの総面積率（％）を表２に合わせて示す。

表２中の「ミクロ組織」中の「Ｆ」はフェライト、「Ｐ」はパーライト、及び、「Ｂ」はベイナイトを示す。表２中の「ミクロ組織」中の「Ｂ％」は、観察したミクロ組織におけるベイナイト及びパーライトの総面積率（％）を意味する。

［Ｖ析出量測定］
丸棒鍛伸材から１０ｍｍ立方の抽出残渣試験片を採取した。抽出残渣試験片を用いて、上記の方法により、抽出残渣によるＶ析出量（質量％）を求めた。

［冷間鍛造性評価試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材から、直径１４ｍｍ、高さ（長さ）２１ｍｍ（φ１４×２１）の円柱状試験片を複数採取した。円柱試験片の中心軸は、丸棒の中心軸と同軸であった。円柱状試験片を用いて、室温（２５℃）での圧縮試験（冷間鍛造）による冷間鍛造性評価を実施した。

具体的には、式（４）で定義される加工率が７０％（７０％加工時）となるまで圧縮試験を実施して、試験後の円柱試験片のき裂の有無を目視で確認した。
加工率＝（１−（加工後の円柱試験片の長さ／加工前の円柱試験片の長さ））×１００
（４）

７０％加工時のき裂の有無の確認を次のとおり実施した。各試験番号において５本の円柱試験片に対して５倍の拡大鏡を用いてき裂の有無を観察した。５本の円柱試験片いずれにおいても、微細な割れ（長さ０．５〜１．０ｍｍ）が観察されなかった場合、き裂が発生しなかったと判断した。結果を表３に示す。

さらに、圧縮試験中、加工率が５０％の時（５０％加工時）の鍛造荷重（ｔｏｎ）を測定した。５０％加工時の鍛造荷重（ｔｏｎ）を、以下、冷間鍛造荷重ともいう。結果を表３に示す。き裂が観察されず、かつ、荷重が３０ｔｏｎ以下である場合、冷間鍛造性が高いと判断した。き裂が観察されるか、又は、荷重が３０ｔｏｎを超える場合、冷間鍛造性が低いと判断した。

［時効硬化処理模擬品を用いた評価試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材を用いて、次の製造工程により、時効硬化処理模擬品を製造した。丸棒を直径２０ｍｍになるまでピーリング加工した。ピーリング加工後の丸棒に対して加工率２０％の冷間鍛造を模擬した冷間引抜加工を実施して、直径１８ｍｍの丸棒を製造した。

直径１８ｍｍの丸棒に対して、時効硬化処理を実施した。いずれの試験番号においても、時効硬化処理温度を６５０℃とし、保持時間を６０分とした。以上の工程により、時効硬化処理模擬品を製造した。

［耐久比測定試験］
［引張試験］
各試験番号の時効硬化処理模擬品の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は時効硬化処理模擬品の長手方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は１０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を表３に示す。

［小野式回転曲げ疲労試験］
各試験番号の時効硬化処理模擬品から、ＪＩＳ Ｚ２２７４（２０１１）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験片を複数採取した。小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、時効硬化処理模擬品の中心軸と同軸であった。上記の小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ２２７４（２０１１）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を３０００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０⁷サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。

得られた引張強度及び疲労強度から、耐久比（＝疲労強度／引張強度）を求めた。得られた耐久比を表３に示す。耐久比は０．５５以上を合格とした。

［ビッカース硬さ試験］
時効硬化処理後の丸棒試験片の中心軸付近の任意の３点で、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２０１３）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９．８Ｎとした。測定点は３点とし、その平均値を、対応する試験番号の時効硬化処理模擬品のビッカース硬さ（Ｈｖ）と定義した。得られたビッカース硬さを表３に示す。

［シャルピー衝撃試験］
各試験番号の時効硬化処理模擬品から、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片を作製した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験温度は０℃とし、吸収エネルギー（Ｊ）を求め、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）を算出した。得られたシャルピー衝撃値を表３に示す。

［試験結果］
表３に試験結果を示す。表１〜表３を参照して、試験番号１〜３、６、７、９、１０、１２、１３、１５〜１８、２１〜２４、２７〜３２及び３５〜４２の化学組成は本発明の範囲内であり、さらに、ｆｎ１が０以上であり、ｆｎ２が０．５０以下であり、式（１）及び式（２）を満たした。その結果、冷間鍛造性評価試験において、７０％加工時にき裂が観察されず、５０％加工時の荷重も３０ｔｏｎ以下であり、優れた冷間鍛造性を示した。さらに、時効硬化処理後の時効硬化処理模擬品において、耐久比はいずれも０．５５以上と高く、疲労強度が高かった。さらに、シャルピー衝撃値はいずれも１５０Ｊ／ｃｍ²以上と高く、低温靱性が高かった。

さらに、時効硬化処理後の硬さは、時効硬化処理前（熱間鍛造後）の硬さと比較して顕著に高くなった。したがって、時効硬化処理により鋼材の硬さが上昇した。

一方、試験番号４、５、８、１１、１４、１９、２０、２５、２６、３３、３４及び４３〜４６では、所望の冷間鍛造性、疲労強度、又は低温靭性が得られなかった。

試験番号４では、Ｃ含有量が本発明で規定するＣ含有量の上限を超えた。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３１ｔｏｎと高く、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。さらに、低温靭性が低かった。

試験番号５では、Ｃ含有量が本発明で規定するＣ含有量の下限未満であった。そのため、目標とする冷間鍛造性は得られたものの、耐久比が０．５０と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。

試験番号８では、Ｓｉ含有量が本発明で規定するＳｉ含有量の上限を超えた。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３１ｔｏｎと高く、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。

試験番号１１では、Ｍｎ含有量が本発明で規定するＭｎ含有量の上限を超えた。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３２ｔｏｎと高く、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。

試験番号１４では、Ｓ含有量が本発明で規定するＳ含有量の上限を超えた。そのため、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。さらに、低温靭性が低かった。

試験番号１９では、Ｖ含有量が本発明で規定するＶ含有量の上限を超えた。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３３ｔｏｎと高く、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。さらに、低温靭性が低かった。

試験番号２０では、Ｖ含有量が本発明で規定するＶ含有量の下限未満であった。そのため、目標とする冷間鍛造性は得られたものの、耐久比が０．４９と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。

試験番号２５では、Ｃｒ含有量が本発明で規定するＣｒ含有量の下限未満であった。そのため、目標とする冷間鍛造性は得られたものの、耐久比が０．５３と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。

試験番号２６では、Ｃｒ含有量が本発明で規定するＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、低温靭性が低かった。

試験番号３３では、Ｔｉ含有量が本発明で規定するＴｉ含有量の上限を超えた。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３３ｔｏｎと高く、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。

試験番号３４では、Ｔｉ含有量が本発明で規定するＴｉ含有量の下限未満であった。そのため、低温靭性が低かった。

試験番号４３及び試験番号４４では、ｆｎ１値が負の値であった。そのため、耐久比が低く、目標とする疲労強度が得られなかった。

試験番号４５及び試験番号４６では、化学組成は本発明の範囲内であるものの、ｆｎ２値が０．５０を超えた。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３４ｔｏｎと高く、７０％加工において、き裂が確認され、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。熱間鍛造の最終圧延温度が低かったためと考えられる。さらに耐久比が低かった。

以上のとおり、本発明による冷間鍛造用鋼材は、冷間鍛造性に優れ、さらに高い疲労強度を有する。そのため、これまで「熱間鍛造−切削」工程で製造していた自動車用部品、産業機械用部品、建設機械用部品など機械構造用部品の素材として広く適用可能であり、部品のニアネットシェイプ化に貢献できる。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の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の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０２〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、
   Ｐ：０．０３５％以下、
   Ｓ：０．０５０％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、
   Ｖ：０．０２〜０．４５％未満、
   Ｔｉ：０．０００５〜０．１０００％、及び、
   Ｎ：０．００３〜０．０３０％、を含有し、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、
   式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する、冷間鍛造用鋼材。
   ２．７Ｔｉ＋６．５Ｎ−０．８Ｖ−０．９Ｃ≧０ （１）
   ［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （２）
   ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、式（２）中の［Ｖ析出物］はＶ析出物として析出したＶ含有量（質量％）を示し、［Ｖ含有量］は冷間鍛造用鋼材中のＶ含有量（質量％）を示す。
2. 請求項１に記載の冷間鍛造用鋼材であって、
   前記化学組成は、さらに、
   Ｃｕ：０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．２０％以下、及び、
   Ｍｏ：０．２０％以下、
   からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、冷間鍛造用鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造用鋼材であって、
   前記化学組成は、さらに、
   Ｃａ：０．００５％以下、
   Ｂｉ：０．１０％以下、及び、
   Ｐｂ：０．０９％以下、
   からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、冷間鍛造用鋼材。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の冷間鍛造用鋼材であって、
   前記化学組成は、さらに、
   Ｎｂ：０．１０％以下、及び、
   Ｂ：０．００５％以下、
   からなる群から選択される１種以上を含有する、冷間鍛造用鋼材。
   

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