JP3242336B2 - 冷間鍛造性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼ならびに冷間鍛造部材の製造方法 - Google Patents
冷間鍛造性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼ならびに冷間鍛造部材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷間鍛造等の素材
の流れを伴う冷間加工の際における冷間加工性に優れて
いるとともに、冷間鍛造後に従来の調質処理である焼入
れ焼戻しや表面処理などに比べて処理費の低い熱処理を
施すことにより、これら従来の調質材と同等の高い疲労
強度を得ることができる冷間鍛造性および疲労強度に優
れた冷間鍛造用鋼ならびにこの鋼材を用いた疲労強度に
優れた冷間鍛造部材（製品，部品，素材等）の製造方法
に関するものである。
の流れを伴う冷間加工の際における冷間加工性に優れて
いるとともに、冷間鍛造後に従来の調質処理である焼入
れ焼戻しや表面処理などに比べて処理費の低い熱処理を
施すことにより、これら従来の調質材と同等の高い疲労
強度を得ることができる冷間鍛造性および疲労強度に優
れた冷間鍛造用鋼ならびにこの鋼材を用いた疲労強度に
優れた冷間鍛造部材（製品，部品，素材等）の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】中炭素鋼や強靭鋼を素材として熱間鍛造
後に焼入れ焼戻しの調質処理を施した部材は、機械的性
質や疲労強度に優れているため、機械構造部材として多
く使用されている。
後に焼入れ焼戻しの調質処理を施した部材は、機械的性
質や疲労強度に優れているため、機械構造部材として多
く使用されている。
【０００３】しかし、重量精度や寸法・形状精度が問題
となる部材に対しては、熱間鍛造後または焼入れ焼戻し
後に機械加工が必要となるため、部材の製造コストが高
くなる。
となる部材に対しては、熱間鍛造後または焼入れ焼戻し
後に機械加工が必要となるため、部材の製造コストが高
くなる。
【０００４】これに対して、冷間鍛造により成形された
部材は、重量精度，寸法・形状精度および表面肌が良好
であるという特長を有するが、疲労強度が低いためその
ままでは機械構造部材として適用することは困難であ
り、鍛造後に高周波焼入れや浸炭焼入れなどの表面処理
を施す部材に限定されている。
部材は、重量精度，寸法・形状精度および表面肌が良好
であるという特長を有するが、疲労強度が低いためその
ままでは機械構造部材として適用することは困難であ
り、鍛造後に高周波焼入れや浸炭焼入れなどの表面処理
を施す部材に限定されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】冷間鍛造は重量精度や
寸法・形状精度の向上による機械性能の向上や機械加工
工程の簡略化に貢献するとともに鍛造工場の環境も熱間
鍛造に比べて良好であるため、従来適用されていなかっ
た分野であるところの熱間鍛造−焼入れ焼戻し−機械加
工からなる部材の製造工程を代替することが望まれる。
寸法・形状精度の向上による機械性能の向上や機械加工
工程の簡略化に貢献するとともに鍛造工場の環境も熱間
鍛造に比べて良好であるため、従来適用されていなかっ
た分野であるところの熱間鍛造−焼入れ焼戻し−機械加
工からなる部材の製造工程を代替することが望まれる。
【０００６】しかし、冷間鍛造時の変形抵抗の増大や鍛
造割れの発生の観点から、冷間鍛造ままで得られる強度
には限界があるとともに、加工硬化による強化では疲労
強度が硬度の上昇に追従せず、機械構造用部材として十
分な疲労強度が得られない。したがって、冷間鍛造部材
の特長と調質材並みの疲労強度を両立することは困難で
あるという課題があった。
造割れの発生の観点から、冷間鍛造ままで得られる強度
には限界があるとともに、加工硬化による強化では疲労
強度が硬度の上昇に追従せず、機械構造用部材として十
分な疲労強度が得られない。したがって、冷間鍛造部材
の特長と調質材並みの疲労強度を両立することは困難で
あるという課題があった。
【０００７】
【発明の目的】本発明は、このような従来の課題に着目
してなされたものであって、従来困難であった中炭素鋼
焼入れ焼戻し材と同等の高い強度と高い重量精度および
寸法・形状精度すなわち優れた冷間鍛造性ならびに高品
位な表面肌を有する機械構造部材を冷間鍛造等の冷間加
工により安価に製造できるようにすることを目的として
いる。
してなされたものであって、従来困難であった中炭素鋼
焼入れ焼戻し材と同等の高い強度と高い重量精度および
寸法・形状精度すなわち優れた冷間鍛造性ならびに高品
位な表面肌を有する機械構造部材を冷間鍛造等の冷間加
工により安価に製造できるようにすることを目的として
いる。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、低炭素鋼の
化学成分と冷間鍛造等の冷間加工性との関係および冷間
鍛造等の冷間加工後の疲労強度におよぼす時効処理条件
の影響を調査した結果、以下のようなことを見い出し
た。
化学成分と冷間鍛造等の冷間加工性との関係および冷間
鍛造等の冷間加工後の疲労強度におよぼす時効処理条件
の影響を調査した結果、以下のようなことを見い出し
た。
【０００９】すなわち、冷間鍛造状態の強度は鍛造前の
素材硬度が高いほど高い傾向にあるが、より正確に冷間
鍛造部材の強度を制御するために化学成分の影響を定量
的に把握することが必要であり、本発明者が見い出した
強度パラメータである ８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋
３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）＋１９（％Ｖ）が１９〜２
５となるように化学成分を制御し、加工率４０％以上の
冷間加工を加えれば、中炭素鋼調質材の硬さに匹敵する
２５０〜３００ＨＶの硬さが得られることを確かめた。
素材硬度が高いほど高い傾向にあるが、より正確に冷間
鍛造部材の強度を制御するために化学成分の影響を定量
的に把握することが必要であり、本発明者が見い出した
強度パラメータである ８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋
３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）＋１９（％Ｖ）が１９〜２
５となるように化学成分を制御し、加工率４０％以上の
冷間加工を加えれば、中炭素鋼調質材の硬さに匹敵する
２５０〜３００ＨＶの硬さが得られることを確かめた。
【００１０】一方、冷間鍛造における割れは素材硬度が
高いほど発生しやすい傾向にあるとともに、特に炭化物
の量が多いほど発生しやすい。したがって、フェライト
＋パーライト型非調質鋼や中炭素鋼焼入れ焼戻し材のよ
うにＣ含有量によって強度を制御するよりも、極微量の
ＣおよびＮによるひずみ時効に加えて、フェライト強化
元素であるＳｉ，ＭｎおよびＶの含有量により、冷間鍛
造状態の強度を制御することが冷間鍛造性と強度の両立
という点で望ましいことを確かめた。
高いほど発生しやすい傾向にあるとともに、特に炭化物
の量が多いほど発生しやすい。したがって、フェライト
＋パーライト型非調質鋼や中炭素鋼焼入れ焼戻し材のよ
うにＣ含有量によって強度を制御するよりも、極微量の
ＣおよびＮによるひずみ時効に加えて、フェライト強化
元素であるＳｉ，ＭｎおよびＶの含有量により、冷間鍛
造状態の強度を制御することが冷間鍛造性と強度の両立
という点で望ましいことを確かめた。
【００１１】また、工程省略の観点から冷間鍛造前の炭
化物球状化焼鈍の省略が望ましく、この観点からもＣ含
有量が低いことが望まれる。
化物球状化焼鈍の省略が望ましく、この観点からもＣ含
有量が低いことが望まれる。
【００１２】さらに、パーライトの層間距離が大きいほ
ど冷間鍛造時に割れが発生しやすいため、パーライトを
微細化する効果のあるＣｒが有効である。また、被削性
を改善する目的でＳを添加した場合、硫化物が割れの発
生源となり、限界加工率を顕著に劣化させるが、Ｔｅを
適量添加することにより改善することができる。
ど冷間鍛造時に割れが発生しやすいため、パーライトを
微細化する効果のあるＣｒが有効である。また、被削性
を改善する目的でＳを添加した場合、硫化物が割れの発
生源となり、限界加工率を顕著に劣化させるが、Ｔｅを
適量添加することにより改善することができる。
【００１３】球状化焼鈍を行わずに冷間鍛造における割
れを抑制するためには、これらの化学成分を最適化する
ことが必要であるが、本発明者が見い出した冷間鍛造性
パラメータである １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３
（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋１００（％
Ｓ）−２０（％Ｔｅ）が２３以下となるようにすること
が有効であることを確かめた。
れを抑制するためには、これらの化学成分を最適化する
ことが必要であるが、本発明者が見い出した冷間鍛造性
パラメータである １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３
（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋１００（％
Ｓ）−２０（％Ｔｅ）が２３以下となるようにすること
が有効であることを確かめた。
【００１４】このようにして冷間鍛造性と冷間鍛造状態
の静的強度を両立させても、冷間鍛造状態の疲労強度は
同じ静的強度の調質材に比べて低い。ひずみ硬化の強化
機構は転位強化であるが、ひずみ硬化した状態では可動
転位が多く、すなわち、繰り返し応力により転位が動き
やすく、疲労現象の初期段階であるすべり帯の形成が容
易であることによるものである。しかし、加工率が４０
％以上の冷間鍛造後に２００℃以上４００℃以下の温度
で時効処理することにより、ひずみ硬化を回復させるこ
となく可動転位を固着し、繰り返し応力に対する抵抗を
向上することができる。また、この処理のよる硬度の上
昇はほとんどないため、その後の被削性を劣化させるこ
とがなく、さらに、この処理による熱処理ひずみやスケ
ールの発生もないため、冷間鍛造の特長を損なうことが
ない。
の静的強度を両立させても、冷間鍛造状態の疲労強度は
同じ静的強度の調質材に比べて低い。ひずみ硬化の強化
機構は転位強化であるが、ひずみ硬化した状態では可動
転位が多く、すなわち、繰り返し応力により転位が動き
やすく、疲労現象の初期段階であるすべり帯の形成が容
易であることによるものである。しかし、加工率が４０
％以上の冷間鍛造後に２００℃以上４００℃以下の温度
で時効処理することにより、ひずみ硬化を回復させるこ
となく可動転位を固着し、繰り返し応力に対する抵抗を
向上することができる。また、この処理のよる硬度の上
昇はほとんどないため、その後の被削性を劣化させるこ
とがなく、さらに、この処理による熱処理ひずみやスケ
ールの発生もないため、冷間鍛造の特長を損なうことが
ない。
【００１５】これによって、冷間鍛造性に優れ、かつ、
冷間鍛造の特長を有しつつ疲労強度の高い冷間鍛造部材
を製造することが可能になることを見い出した。
冷間鍛造の特長を有しつつ疲労強度の高い冷間鍛造部材
を製造することが可能になることを見い出した。
【００１６】すなわち、本発明に係わる冷間鍛造（ここ
でいう冷間鍛造は、冷間加工で素材の流れを生ずる加工
を意味しており、冷間でのいわゆる塑性加工を代表す
る）性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼は、請求項
１に記載しているように、重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．
２０〜１．３０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有
し、さらにＳ：０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．
００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，
Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種以上
を含有し、残部実質的にＦｅからなり、下記強度パラメ
ータに関する式（１´）および冷間鍛造性パラメータに
関する式（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する化学成分組成としたことを特徴としている。
でいう冷間鍛造は、冷間加工で素材の流れを生ずる加工
を意味しており、冷間でのいわゆる塑性加工を代表す
る）性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼は、請求項
１に記載しているように、重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．
２０〜１．３０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有
し、さらにＳ：０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．
００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，
Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種以上
を含有し、残部実質的にＦｅからなり、下記強度パラメ
ータに関する式（１´）および冷間鍛造性パラメータに
関する式（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する化学成分組成としたことを特徴としている。
【００１７】また、同じく、本発明による冷間鍛造性お
よび疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼は、請求項２に記載
しているように、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５
％、Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜
１．３０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％、Ｖ：０．０
５〜０．３０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜０．
１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：
０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうちから選ばれ
る１種または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅから
なり、下記強度パラメータに関する式（１）および冷間
鍛造性パラメータに関する式（２） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ） ＋１９（％Ｖ）≦２５ ・・・（１） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２） を満足する化学成分組成としたことを特徴としている。
よび疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼は、請求項２に記載
しているように、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５
％、Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜
１．３０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％、Ｖ：０．０
５〜０．３０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜０．
１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：
０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうちから選ばれ
る１種または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅから
なり、下記強度パラメータに関する式（１）および冷間
鍛造性パラメータに関する式（２） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ） ＋１９（％Ｖ）≦２５ ・・・（１） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２） を満足する化学成分組成としたことを特徴としている。
【００１８】そして、本発明に係わる冷間鍛造性および
疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼の実施態様においては、
請求項３に記載しているように、Ｓ：０．０３０〜０．
１００％およびＴｅ：０．００５〜０．０４０％を同時
に含有するものとなすことができる。
疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼の実施態様においては、
請求項３に記載しているように、Ｓ：０．０３０〜０．
１００％およびＴｅ：０．００５〜０．０４０％を同時
に含有するものとなすことができる。
【００１９】本発明に係わる疲労強度に優れた冷間鍛造
部材の製造方法は、請求項４に記載しているように、重
量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜
０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３０％、Ｃｒ：０．
１５〜０．６０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜
０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐ
ｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０
％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうちから選
ばれる１種または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅ
からなり、下記強度パラメータに関する式（１´）およ
び冷間鍛造性パラメータに関する式（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位（全
体もしくは部分）の加工率が４０％以上となる冷間鍛造
を行った後、２００℃以上４００℃以下の温度で３０〜
１８０分間保持する時効熱処理を施すようにしたことを
特徴としている。
部材の製造方法は、請求項４に記載しているように、重
量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜
０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３０％、Ｃｒ：０．
１５〜０．６０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜
０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐ
ｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０
％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうちから選
ばれる１種または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅ
からなり、下記強度パラメータに関する式（１´）およ
び冷間鍛造性パラメータに関する式（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位（全
体もしくは部分）の加工率が４０％以上となる冷間鍛造
を行った後、２００℃以上４００℃以下の温度で３０〜
１８０分間保持する時効熱処理を施すようにしたことを
特徴としている。
【００２０】また、同じく、本発明に係わる疲労強度に
優れた冷間鍛造部材の製造方法は、請求項５に記載して
いるように、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓ
ｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３０
％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％、Ｖ：０．０５〜０．
３０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜０．１００
％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３
〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：
０．０００５〜０．００５０％のうちから選ばれる１種
または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅからなり、
下記強度パラメータに関する式（１）および冷間鍛造性
パラメータに関する式（２） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ） ＋１９（％Ｖ）≦２５ ・・・（１） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位（全
体もしくは部分）の加工率が４０％以上となる冷間鍛造
を行った後、２００℃以上４００℃以下の温度で３０〜
１８０分間保持する時効熱処理を施すようにしたことを
特徴としている。
優れた冷間鍛造部材の製造方法は、請求項５に記載して
いるように、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓ
ｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３０
％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％、Ｖ：０．０５〜０．
３０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜０．１００
％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３
〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：
０．０００５〜０．００５０％のうちから選ばれる１種
または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅからなり、
下記強度パラメータに関する式（１）および冷間鍛造性
パラメータに関する式（２） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ） ＋１９（％Ｖ）≦２５ ・・・（１） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位（全
体もしくは部分）の加工率が４０％以上となる冷間鍛造
を行った後、２００℃以上４００℃以下の温度で３０〜
１８０分間保持する時効熱処理を施すようにしたことを
特徴としている。
【００２１】そして、本発明に係わる疲労強度に優れた
冷間鍛造部材の製造方法の実施態様においては、請求項
６に記載しているように、Ｓ：０．０３０〜０．１００
％およびＴｅ：０．００５〜０．０４０％を同時に含有
する鋼を素材とするようになすこともできる。
冷間鍛造部材の製造方法の実施態様においては、請求項
６に記載しているように、Ｓ：０．０３０〜０．１００
％およびＴｅ：０．００５〜０．０４０％を同時に含有
する鋼を素材とするようになすこともできる。
【００２２】
【発明の作用】次に、本発明による冷間鍛造用鋼の成分
組成（重量％）の限定理由について各元素の作用と共に
説明し、また、本発明による冷間鍛造部材の製造方法に
おける製造条件の限定理由についても説明する。
組成（重量％）の限定理由について各元素の作用と共に
説明し、また、本発明による冷間鍛造部材の製造方法に
おける製造条件の限定理由についても説明する。
【００２３】Ｃ：０．０５〜０．２５％ Ｃは鋼および部材の強度を向上する元素であり、含有量
が０．０５％未満では冷間鍛造後の強度が不足する。一
方、Ｃはパーライトを生成し変形抵抗を増大して冷間鍛
造性を低下させる元素であり、０．２５％を超えるとそ
の影響が顕著になる。よって、Ｃの含有量は０．０５〜
０．２５％とする。
が０．０５％未満では冷間鍛造後の強度が不足する。一
方、Ｃはパーライトを生成し変形抵抗を増大して冷間鍛
造性を低下させる元素であり、０．２５％を超えるとそ
の影響が顕著になる。よって、Ｃの含有量は０．０５〜
０．２５％とする。
【００２４】Ｓｉ：０．３５〜０．６０％ Ｓｉは固溶強化によりフェライト相を強化する元素であ
り、冷間鍛造後の鋼および部材の強度を向上する効果を
有するが、含有量が０．３５％未満では効果が小さく、
また、０．６０％を超えるとフェライトの延性を低下さ
せて冷間鍛造性を低下する。よって、Ｓｉの含有量は
０．３５〜０．６０％とする。
り、冷間鍛造後の鋼および部材の強度を向上する効果を
有するが、含有量が０．３５％未満では効果が小さく、
また、０．６０％を超えるとフェライトの延性を低下さ
せて冷間鍛造性を低下する。よって、Ｓｉの含有量は
０．３５〜０．６０％とする。
【００２５】Ｍｎ：０．２０〜１．３０％ Ｍｎは固溶強化によりフェライト相を強化するとともに
パーライトの靭性を向上することにより冷間鍛造性を向
上する元素であるが、含有量が０．２０％未満では効果
が小さく、また、１．３０％を超えるとフェライトの加
工硬化を助長するため冷間鍛造性が劣化する。よって、
Ｍｎの含有量は０．２０〜１．３０％とする。
パーライトの靭性を向上することにより冷間鍛造性を向
上する元素であるが、含有量が０．２０％未満では効果
が小さく、また、１．３０％を超えるとフェライトの加
工硬化を助長するため冷間鍛造性が劣化する。よって、
Ｍｎの含有量は０．２０〜１．３０％とする。
【００２６】Ｃｒ：０．１５〜０．６０％ Ｃｒはパーライトの靭性を向上することにより冷間鍛造
における変形能を向上する元素であるが、含有量が０．
１５％未満では効果が小さく、また、０．６０％を超え
るとパーライト量を増加させて冷間鍛造における変形抵
抗を上昇させる。よって、Ｃｒの含有量は０．１５〜
０．６０％とする。
における変形能を向上する元素であるが、含有量が０．
１５％未満では効果が小さく、また、０．６０％を超え
るとパーライト量を増加させて冷間鍛造における変形抵
抗を上昇させる。よって、Ｃｒの含有量は０．１５〜
０．６０％とする。
【００２７】Ｖ：０．０５〜０．３０％ Ｖは析出硬化によりフェライト相の強度を向上すること
によって冷間鍛造後の鋼の強度を向上する元素であり、
必要に応じて添加されるが、含有量が０．０５％未満で
はその効果が顕著でなく、また、０．３０％を超えると
フェライトの延性を低下させて冷間鍛造性が劣化する。
よって、Ｖの含有量は０．０５〜０．３０％とする。
によって冷間鍛造後の鋼の強度を向上する元素であり、
必要に応じて添加されるが、含有量が０．０５％未満で
はその効果が顕著でなく、また、０．３０％を超えると
フェライトの延性を低下させて冷間鍛造性が劣化する。
よって、Ｖの含有量は０．０５〜０．３０％とする。
【００２８】Ｓ：０．０３０〜０．１００％ Ｓは被削性を改善する元素であり、必要に応じて添加さ
れるが、０．０３０％未満ではその効果が小さく、０．
１００％を超えると冷間鍛造性および疲労強度が劣化す
る。よって、Ｓの含有量は０．０３０〜０．１００％と
する。
れるが、０．０３０％未満ではその効果が小さく、０．
１００％を超えると冷間鍛造性および疲労強度が劣化す
る。よって、Ｓの含有量は０．０３０〜０．１００％と
する。
【００２９】Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％ Ｔｅは硫化物を球状化することにより被削性および冷間
鍛造性を改善する元素であり、とくに被削性向上のため
にＳを添加した場合に硫化物が割れの発生源となり限界
加工率を低下することとなるがこの場合にＴｅを適量添
加すると限界加工率を改善する効果があるので必要に応
じて添加されるが、０．００５％未満では効果が小さ
く、０．０４０％を超えると熱間加工性を害する。よっ
て、Ｔｅの含有量は０．００５〜０．０４０％とする。
鍛造性を改善する元素であり、とくに被削性向上のため
にＳを添加した場合に硫化物が割れの発生源となり限界
加工率を低下することとなるがこの場合にＴｅを適量添
加すると限界加工率を改善する効果があるので必要に応
じて添加されるが、０．００５％未満では効果が小さ
く、０．０４０％を超えると熱間加工性を害する。よっ
て、Ｔｅの含有量は０．００５〜０．０４０％とする。
【００３０】Ｐｂ：０．０３〜０．３０％ Ｐｂは鋼の被削性を改善する元素であり、必要に応じて
添加されるが、０．０３％未満ではその効果が小さく、
また、０．３０％を超えると疲労強度が劣化する。よっ
て、Ｐｂの含有量は０．０３〜０．３０％とする。
添加されるが、０．０３％未満ではその効果が小さく、
また、０．３０％を超えると疲労強度が劣化する。よっ
て、Ｐｂの含有量は０．０３〜０．３０％とする。
【００３１】Ｂｉ：０．０３〜０．２０％ Ｂｉは切削加工時の切屑破砕性を向上する元素であり、
必要に応じて添加されるが、０．０３％未満では効果が
小さく、０．２０％を超えると熱間加工性が劣化する。
よって、Ｂｉの含有量は０．０３〜０．２０％とする。
必要に応じて添加されるが、０．０３％未満では効果が
小さく、０．２０％を超えると熱間加工性が劣化する。
よって、Ｂｉの含有量は０．０３〜０．２０％とする。
【００３２】Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ｃａは酸化物の形態を制御することにより被削性を改善
する元素であり、必要に応じて添加されるが、０．００
０５％未満では効果が小さく、また、０．００５０％を
超えると硬質のＣａＳが生成して被削性が劣化する。よ
って、Ｃａの含有量は０．０００５〜０．００５０％と
する。
する元素であり、必要に応じて添加されるが、０．００
０５％未満では効果が小さく、また、０．００５０％を
超えると硬質のＣａＳが生成して被削性が劣化する。よ
って、Ｃａの含有量は０．０００５〜０．００５０％と
する。
【００３３】８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍ
ｎ）＋５（％Ｃｒ）＋１９（％Ｖ）：１９〜２５ ８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃ
ｒ）＋１９（％Ｖ）なる値は冷間鍛造後の強度を表わす
パラメータであり、この値が１９未満では中炭素鋼の調
質材を代替するのに十分な強度が得られず、また、２５
を超えると冷間鍛造時の変形抵抗が高くなり、鍛造品の
重量精度や寸法・形状精度が低下する。よって、８５
（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）
＋１９（％Ｖ）で算出される値の範囲は１９〜２５とす
る。
ｎ）＋５（％Ｃｒ）＋１９（％Ｖ）：１９〜２５ ８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃ
ｒ）＋１９（％Ｖ）なる値は冷間鍛造後の強度を表わす
パラメータであり、この値が１９未満では中炭素鋼の調
質材を代替するのに十分な強度が得られず、また、２５
を超えると冷間鍛造時の変形抵抗が高くなり、鍛造品の
重量精度や寸法・形状精度が低下する。よって、８５
（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）
＋１９（％Ｖ）で算出される値の範囲は１９〜２５とす
る。
【００３４】１００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍ
ｎ）−９（％Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−
２０（％Ｔｅ）：２３以下 １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％
Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔ
ｅ）なる値は冷間鍛造における割れの発生しやすさを表
わすパラメータであり、この値が２３を超えると割れの
発生頻度が高くなる。よって、１００（％Ｃ）＋３（％
Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋
１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）で算出される値は２３
以下とする。
ｎ）−９（％Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−
２０（％Ｔｅ）：２３以下 １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％
Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔ
ｅ）なる値は冷間鍛造における割れの発生しやすさを表
わすパラメータであり、この値が２３を超えると割れの
発生頻度が高くなる。よって、１００（％Ｃ）＋３（％
Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ）＋２０（％Ｖ）＋
１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）で算出される値は２３
以下とする。
【００３５】強度が必要とされる部位（鍛造部材の全体
もしくは部分）の加工率：４０％以上 冷間鍛造における加工率は冷間鍛造後の鍛造部材の強度
に影響するが、強度が必要とされる部位の加工率が４０
％未満では所要の強度を得ることができず、４０％以上
の加工率とすることによって強度の変化ないしはばらつ
きを小さなものとすることができる。よって、強度が必
要とされる部位の加工率は４０％以上とする。
もしくは部分）の加工率：４０％以上 冷間鍛造における加工率は冷間鍛造後の鍛造部材の強度
に影響するが、強度が必要とされる部位の加工率が４０
％未満では所要の強度を得ることができず、４０％以上
の加工率とすることによって強度の変化ないしはばらつ
きを小さなものとすることができる。よって、強度が必
要とされる部位の加工率は４０％以上とする。
【００３６】時効処理温度：２００℃以上４００℃以下 時効処理時間：３０〜１８０分 冷間鍛造後に時効処理を施すことで疲労強度が向上する
が、処理温度が２００℃未満および処理時間が３０分未
満ではその効果が顕著でなく、また、処理温度が４００
℃を超えるかまたは処理時間が１８０分を超えると硬さ
が低下する。よって、時効処理温度は２００℃以上４０
０℃以下、時効処理時間は３０〜１８０分間とする。
が、処理温度が２００℃未満および処理時間が３０分未
満ではその効果が顕著でなく、また、処理温度が４００
℃を超えるかまたは処理時間が１８０分を超えると硬さ
が低下する。よって、時効処理温度は２００℃以上４０
０℃以下、時効処理時間は３０〜１８０分間とする。
【００３７】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
【００３８】表１に示す化学成分組成の鋼をアーク炉で
溶製した後、熱間圧延により直径２５ｍｍの丸棒を製造
した。
溶製した後、熱間圧延により直径２５ｍｍの丸棒を製造
した。
【００３９】
【表１】
【００４０】表１において比較鋼ＡおよびＢはそれぞれ
ＪＩＳ−Ｓ１５ＣおよびＳ４５Ｃである。
ＪＩＳ−Ｓ１５ＣおよびＳ４５Ｃである。
【００４１】次いで、比較鋼Ｂを除くいずれの鋼種につ
いても熱間圧延ままの直径２５ｍｍの素材を直径２０ｍ
ｍ，長さ１００ｍｍに機械加工し、軸に垂直な方向すな
わち直径方向に５０％の圧縮率の冷間鍛造を無潤滑で行
った。
いても熱間圧延ままの直径２５ｍｍの素材を直径２０ｍ
ｍ，長さ１００ｍｍに機械加工し、軸に垂直な方向すな
わち直径方向に５０％の圧縮率の冷間鍛造を無潤滑で行
った。
【００４２】続いて、冷間鍛造材に対して表２に示すよ
うに３００℃または３５０℃に６０分間または１２０分
間保持した後空冷する時効処理を施した後、軸心部か
ら、試験部直径３ｍｍの引張圧縮疲労試験片を機械加工
により採取し、疲労強度を評価した。
うに３００℃または３５０℃に６０分間または１２０分
間保持した後空冷する時効処理を施した後、軸心部か
ら、試験部直径３ｍｍの引張圧縮疲労試験片を機械加工
により採取し、疲労強度を評価した。
【００４３】一方、比較鋼Ｂについては１２００℃で同
様の形状に熱間鍛造した後、８５０℃に１時間保持後水
冷する焼入れおよび６００℃に１時間保持後水冷する焼
戻しを施し、軸心部から同様の引張圧縮疲労試験片を採
取した。
様の形状に熱間鍛造した後、８５０℃に１時間保持後水
冷する焼入れおよび６００℃に１時間保持後水冷する焼
戻しを施し、軸心部から同様の引張圧縮疲労試験片を採
取した。
【００４４】また、発明鋼２については機械加工前に時
効処理を施さないものについても同様の引張圧縮疲労試
験片を採取して疲労試験を行った。
効処理を施さないものについても同様の引張圧縮疲労試
験片を採取して疲労試験を行った。
【００４５】さらに、冷間加工性（冷間鍛造性）を評価
するため、直径２０ｍｍ，長さ３０ｍｍの円柱形機械加
工品を軸方向に種々の圧縮率で冷間鍛造し、円筒面を倍
率２０倍の実体顕微鏡で観察して、割れの有無を判定し
た。
するため、直径２０ｍｍ，長さ３０ｍｍの円柱形機械加
工品を軸方向に種々の圧縮率で冷間鍛造し、円筒面を倍
率２０倍の実体顕微鏡で観察して、割れの有無を判定し
た。
【００４６】疲労試験片の硬さ、１０７回引張圧縮疲れ
強さおよび割れ発生限界圧縮率を表２に示す。ここで、
割れ発生限界圧縮率は割れ発生確率が５％となる圧縮率
を採用した。また、表中の式（１）の値および式（２）
の値はそれぞれ強度および冷間鍛造性を示すパラメータ
の計算値である。
強さおよび割れ発生限界圧縮率を表２に示す。ここで、
割れ発生限界圧縮率は割れ発生確率が５％となる圧縮率
を採用した。また、表中の式（１）の値および式（２）
の値はそれぞれ強度および冷間鍛造性を示すパラメータ
の計算値である。
【００４７】
【表２】
【００４８】表２において、発明例１〜５は本発明鋼１
〜５を本発明の製造方法に該当する条件で冷間鍛造を行
ったのちに時効処理を施したものであり、強度および冷
間鍛造性を表わすパラメータはいずれも本発明の請求範
囲内である。この表２より明らかであるように、実際
に、硬さ２５０ＨＶ以上、疲れ強さ４３１ＭＰａ以上で
あり、比較鋼ＢのＳ４５Ｃを焼入れ焼戻しした比較例３
と同等以上の強度が得られている。また、限界圧縮率は
いずれも７５％以上であり、良好な冷間鍛造性が得られ
ている。
〜５を本発明の製造方法に該当する条件で冷間鍛造を行
ったのちに時効処理を施したものであり、強度および冷
間鍛造性を表わすパラメータはいずれも本発明の請求範
囲内である。この表２より明らかであるように、実際
に、硬さ２５０ＨＶ以上、疲れ強さ４３１ＭＰａ以上で
あり、比較鋼ＢのＳ４５Ｃを焼入れ焼戻しした比較例３
と同等以上の強度が得られている。また、限界圧縮率は
いずれも７５％以上であり、良好な冷間鍛造性が得られ
ている。
【００４９】これに対して、比較鋼ＡのＳ１５Ｃを用い
た比較例１においては硬さおよび疲れ強さが低く、限界
圧縮率も発明例に比べて低い。また、比較例２は本発明
鋼２を用いているが、冷間鍛造後に時効処理を施さない
例であり、冷間鍛造性に優れ、硬さや疲労強度は比較例
１より高いものの、焼入れ焼戻しした比較例３に比べて
劣るものとなっている。
た比較例１においては硬さおよび疲れ強さが低く、限界
圧縮率も発明例に比べて低い。また、比較例２は本発明
鋼２を用いているが、冷間鍛造後に時効処理を施さない
例であり、冷間鍛造性に優れ、硬さや疲労強度は比較例
１より高いものの、焼入れ焼戻しした比較例３に比べて
劣るものとなっている。
【００５０】このように、本発明の目的であるところの
中炭素鋼焼入れ焼戻し材と同等の高い強度と優れた冷間
鍛造性の両立を実現するためには、本発明の冷間鍛造用
鋼を満足する鋼材を素材として用い、この鋼材を本発明
の製造方法に従って冷間加工および時効処理することが
必要である。
中炭素鋼焼入れ焼戻し材と同等の高い強度と優れた冷間
鍛造性の両立を実現するためには、本発明の冷間鍛造用
鋼を満足する鋼材を素材として用い、この鋼材を本発明
の製造方法に従って冷間加工および時効処理することが
必要である。
【００５１】
【発明の効果】本発明に係わる請求項１に記載の冷間鍛
造用鋼では、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓ
ｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３０
％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有し、さらにＳ：
０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０
４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３
〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の
うちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部実
質的にＦｅからなり、下記式（１´）および（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する化学成分組成を有するものとしたから、従来
困難であった中炭素鋼焼入れ焼戻し材と同等の高い強度
と高い重量精度および寸法・形状精度すなわち優れた冷
間鍛造性ならびに高品位な表面肌を有する機械構造部材
を冷間鍛造により安価に提供することが可能となり、産
業上の利点は極めて大きいという著しく優れた効果がも
たらされる。
造用鋼では、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓ
ｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３０
％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有し、さらにＳ：
０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０
４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３
〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の
うちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部実
質的にＦｅからなり、下記式（１´）および（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する化学成分組成を有するものとしたから、従来
困難であった中炭素鋼焼入れ焼戻し材と同等の高い強度
と高い重量精度および寸法・形状精度すなわち優れた冷
間鍛造性ならびに高品位な表面肌を有する機械構造部材
を冷間鍛造により安価に提供することが可能となり、産
業上の利点は極めて大きいという著しく優れた効果がも
たらされる。
【００５２】そして、請求項２に記載の冷間鍛造用鋼で
は、請求項１に記載の冷間鍛造用鋼にさらにＶ：０．０
５〜０．３０％を含有したものとしたから、フェライト
相の強度を向上することが可能となって冷間鍛造後の鋼
および鍛造部材の強度をより一層向上させることが可能
になるという著しく優れた効果がもたらされる。
は、請求項１に記載の冷間鍛造用鋼にさらにＶ：０．０
５〜０．３０％を含有したものとしたから、フェライト
相の強度を向上することが可能となって冷間鍛造後の鋼
および鍛造部材の強度をより一層向上させることが可能
になるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００５３】そしてまた、請求項３に記載しているよう
に、Ｓ：０．０３０〜０．１００％およびＴｅ：０．０
０５〜０．０４０％を同時に含有したものとすることに
よって、被削性向上のためにＳを添加した場合に硫化物
が割れの発生源となり限界加工率を低下することとなる
がこの場合にＴｅを添加することによって限界加工率を
改善させることが可能であるという著しく優れた効果が
もたらされる。
に、Ｓ：０．０３０〜０．１００％およびＴｅ：０．０
０５〜０．０４０％を同時に含有したものとすることに
よって、被削性向上のためにＳを添加した場合に硫化物
が割れの発生源となり限界加工率を低下することとなる
がこの場合にＴｅを添加することによって限界加工率を
改善させることが可能であるという著しく優れた効果が
もたらされる。
【００５４】また、本発明に係わる請求項４に記載の冷
間鍛造部材の製造方法では、重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．
２０〜１．３０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有
し、さらにＳ：０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．
００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，
Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種以上
を含有し、残部実質的にＦｅからなり、下記式（１´）
および（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位の加
工率が４０％以上となる冷間鍛造を行った後、２００℃
以上４００℃以下の温度で３０〜１８０分間保持する時
効熱処理を施すようにしたから、従来困難であった中炭
素鋼焼入れ焼戻し材と同等の高い強度と高い重量精度お
よび寸法・形状精度すなわち優れた冷間鍛造性ならびに
高品位な表面肌を有する機械構造部材を冷間鍛造により
安価に製造することが可能となり、産業上の利点は極め
て大きいという著しく優れた効果がもたらされる。
間鍛造部材の製造方法では、重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．２５％、Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．
２０〜１．３０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有
し、さらにＳ：０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．
００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，
Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種以上
を含有し、残部実質的にＦｅからなり、下記式（１´）
および（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位の加
工率が４０％以上となる冷間鍛造を行った後、２００℃
以上４００℃以下の温度で３０〜１８０分間保持する時
効熱処理を施すようにしたから、従来困難であった中炭
素鋼焼入れ焼戻し材と同等の高い強度と高い重量精度お
よび寸法・形状精度すなわち優れた冷間鍛造性ならびに
高品位な表面肌を有する機械構造部材を冷間鍛造により
安価に製造することが可能となり、産業上の利点は極め
て大きいという著しく優れた効果がもたらされる。
【００５５】そして、請求項５に記載の冷間鍛造部材の
製造方法では、請求項４に記載の鋼素材にさらにＶ：
０．０５〜０．３０％を含有したものとしたから、フェ
ライト相の強度を向上することが可能となって冷間鍛造
後の鋼部材の強度をより一層向上させることが可能にな
るという著しく優れた効果がもたらされる。
製造方法では、請求項４に記載の鋼素材にさらにＶ：
０．０５〜０．３０％を含有したものとしたから、フェ
ライト相の強度を向上することが可能となって冷間鍛造
後の鋼部材の強度をより一層向上させることが可能にな
るという著しく優れた効果がもたらされる。
【００５６】そしてまた、請求項６に記載しているよう
に、Ｓ：０．０３０〜０．１００％およびＴｅ：０．０
０５〜０．０４０％を同時に含有する鋼を素材とするこ
とによって、被削性向上のためにＳを添加した場合に硫
化物が割れの発生源となり限界加工率を低下することと
なるがこの場合にＴｅを添加することによって限界加工
率を改善させることが可能であるという著しく優れた効
果がもたらされる。
に、Ｓ：０．０３０〜０．１００％およびＴｅ：０．０
０５〜０．０４０％を同時に含有する鋼を素材とするこ
とによって、被削性向上のためにＳを添加した場合に硫
化物が割れの発生源となり限界加工率を低下することと
なるがこの場合にＴｅを添加することによって限界加工
率を改善させることが可能であるという著しく優れた効
果がもたらされる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 曽 我 龍 司 埼玉県狭山市新狭山１丁目10番１号 ホ ンダエンジニアリング株式会社 内 (72)発明者 木 原 貴 司 埼玉県狭山市新狭山１丁目10番１号 ホ ンダエンジニアリング株式会社 内 審査官 奥井 正樹 (56)参考文献 特開 平10−8209（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−310122（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−109437（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−54739（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−5821（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−122859（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３
０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有し、さらに
Ｓ：０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜
０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：
０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００
５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有
し、残部実質的にＦｅからなり、下記式（１´）および
（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足することを特徴とする冷間鍛造性および疲労強度
に優れた冷間鍛造用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３
０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％、Ｖ：０．０５〜
０．３０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜０．１０
０％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０
３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：
０．０００５〜０．００５０％のうちから選ばれる１種
または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅからなり、
下記式（１）および（２） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ） ＋１９（％Ｖ）≦２５ ・・・（１） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２） を満足することを特徴とする冷間鍛造性および疲労強度
に優れた冷間鍛造用鋼。 - 【請求項３】 Ｓ：０．０３０〜０．１００％およびＴ
ｅ：０．００５〜０．０４０％を同時に含有することを
特徴とする請求項１または２に記載の冷間鍛造性および
疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３
０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％を含有し、さらに
Ｓ：０．０３０〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜
０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：
０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００
５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有
し、残部実質的にＦｅからなり、下記式（１´）および
（２´） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ）≦２５ ・・・（１´） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２´） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位の加
工率が４０％以上となる冷間鍛造を行った後、２００℃
以上４００℃以下の温度で３０〜１８０分間保持する熱
処理を施すことを特徴とする疲労強度に優れた冷間鍛造
部材の製造方法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３５〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１．３
０％、Ｃｒ：０．１５〜０．６０％、Ｖ：０．０５〜
０．３０％を含有し、さらにＳ：０．０３０〜０．１０
０％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０
３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：
０．０００５〜０．００５０％のうちから選ばれる１種
または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅからなり、
下記式（１）および（２） １９≦８５（％Ｃ）＋９（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）＋５（％Ｃｒ） ＋１９（％Ｖ）≦２５ ・・・（１） １００（％Ｃ）＋３（％Ｓｉ）＋３（％Ｍｎ）−９（％Ｃｒ） ＋２０（％Ｖ）＋１００（％Ｓ）−２０（％Ｔｅ）≦２３ ・・・（２） を満足する鋼を素材として強度が必要とされる部位の加
工率が４０％以上となる冷間鍛造を行った後、２００℃
以上４００℃以下の温度で３０〜１８０分間保持する熱
処理を施すことを特徴とする疲労強度に優れた冷間鍛造
部材の製造方法。 - 【請求項６】 Ｓ：０．０３０〜０．１００％およびＴ
ｅ：０．００５〜０．０４０％を同時に含有する鋼を素
材とすることを特徴とする請求項４または５に記載の疲
労強度に優れた冷間鍛造部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30840096A JP3242336B2 (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 冷間鍛造性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼ならびに冷間鍛造部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30840096A JP3242336B2 (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 冷間鍛造性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼ならびに冷間鍛造部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10147837A JPH10147837A (ja) | 1998-06-02 |
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Family
ID=17980613
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP30840096A Expired - Fee Related JP3242336B2 (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 冷間鍛造性および疲労強度に優れた冷間鍛造用鋼ならびに冷間鍛造部材の製造方法 |
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-
1996
- 1996-11-19 JP JP30840096A patent/JP3242336B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH10147837A (ja) | 1998-06-02 |
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