JP4192885B2

JP4192885B2 - 冷間鍛造用鋼及び機械構造部品

Info

Publication number: JP4192885B2
Application number: JP2004332722A
Authority: JP
Inventors: 訓正小野
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2004-11-17
Filing date: 2004-11-17
Publication date: 2008-12-10
Anticipated expiration: 2024-11-17
Also published as: JP2006144045A

Description

本発明は、冷間鍛造用鋼及び機械構造部品に関し、より詳しくは、駆動用歯車など冷間鍛造による成形を施されて製造される部品の素材として用いるのに好適な冷間鍛造用鋼、及びその鋼を素材とし、冷間鍛造による成形を施された機械構造部品に関する。

一般に、冷間鍛造によって加工した成形品の寸法精度は高いので、最終の部品形状に仕上げるための切削加工工程での切削代を少なくすることができる。このため、製造コストの低減を目的として、冷間鍛造によって自動車や各種産業機械に用いられる機械構造用部品を成形することが試みられてきた。

しかしながら、従来の冷間鍛造用鋼の変形能は低く、そのため最終部品の完成までに冷間鍛造と軟化のための熱処理を複数回繰返す必要があるので製造工程が多くなり、処理時間が却って増加するため、冷間鍛造による高寸法精度化が必ずしもコスト低減に結びついてはいなかった。

そこで、特許文献１〜４に鍛造性を高めた鋼が提案されている。
すなわち、特許文献１には、成分元素のうちでも特にＳとＯ（酸素）の含有量を、それぞれ、質量％で、０．００１０％以下及び０．００２％以下に制限し、鋼材圧延方向断面１ｍｍ²に存在する長さ１μｍ以上の非金属介在物（以下、「介在物」ともいう。）を１０個以下にした「焼入性の優れた冷間鍛造用鋼」が提案されている。

特許文献２には、ＡＳＴＭ−Ｄ法に基づくＢ系介在物を厚型等級０．５以上及び薄型等級１．５以上を含まず、かつ薄型等級０．５の１視野中の数×３．８＋薄型等級１．０の１視野中の数×７．６≦２０を満足し、更にＤ系介在物を厚型等級０．５以上及び薄型等級２．０以上を含まず、かつ薄型等級０．５の１視野中の数＋薄型等級１．０の１視野中の数３＋薄型等級１．５の１視野中の数×９≦５００とした「冷間鍛造性に優れた歯車用鋼」が提案されている。

特許文献３には、非金属介在物の構成元素であるＯ（酸素）とＳの含有量を制限するとともに、非金属介在物の大きさが極値統計法（√ＡＲＥＡmax）により推測したときに５０μｍ以下である「冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼」が提案されている。

特許文献４には、ＭｎＳの平均アスペクト比を１０以下で、最大アスペクト比３０以下を有する「鍛造性と被削性に優れた鋼」が提案されている。

特開昭５９−１５９９７１号公報特開２００１−３２９３３９号公報特開２００１−１３１６８５号公報ＷＯ０１／０６６８１４号公報

本発明の目的は、変形能が高く、一度の熱処理で大きな加工度を得ることができるため、従来鋼に比べて少ない中間熱処理回数で所定の形状に容易に冷間鍛造することができ、自動車や各種産業機械に用いられる機械構造用部品を低コストで製造することが可能な冷間鍛造用鋼、及びその鋼を素材として、冷間鍛造による成形を施された機械構造部品を提供することである。なお、本発明の冷間鍛造における具体的な変形能の目標は、後述する端面拘束据込み試験において７５％以上の限界圧縮率を有することである。

前述の特許文献１で開示された「焼入性の優れた冷間鍛造用鋼」は、単に、長さ１ｍｍ以上の介在物の絶対量を低減するものでしかなく、介在物の形態制御を行うものではない。このため、必ずしも全ての介在物が小さくなるわけではなく、時として大きな介在物が起点となって冷間鍛造の際に割れが発生することがあった。更に、介在物を構成する元素を低減して介在物の発生頻度を減少させるという技術であるため、精錬工程での処理が多くなって、製造コストが嵩むことを避けられなかった。

特許文献２で開示された「冷間鍛造性に優れた歯車用鋼」は、単に、ＡＳＴＭ−Ｄ法に基づくＢ系介在物及びＤ系介在物という特定の介在物の大きさと総数を制限しただけのものであって、全ての介在物の形状を制御する技術ではなく、しかも、積極的に介在物形態の分布を制御する技術でもない。このため、冷間鍛造の際に必ずしも安定して優れた変形能を確保することができず、冷間鍛造の条件が厳しい場合には、割れ防止のために、その実施例に記載されているように複数回の球状化焼鈍処理を施す必要があって、やはり製造コストが嵩むことを避けられなかった。

特許文献３で開示された「冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼」で規定された介在物の大きさは、極値統計法によって求められた相当直径でしかなく、実際の長径及び短径の形状を考慮したものではない。このため、冷間鍛造時の変形能が低くなって、冷間鍛造の際に割れが発生することがあった。

特許文献４で開示された「鍛造性と被削性に優れた鋼」は、単に、ＭｎＳの平均アスペクト比を制御する技術でしかないので、熱間鍛造性を高めることはできるものの、必ずしも冷間鍛造時の変形能まで高めることができるというものではなく、冷間鍛造の際に割れが発生することがあった。これは、介在物の評価に平均アスペクト比を用いる場合、アスペクト比が大きな介在物とアスペクト比の非常に小さな介在物がほぼ同数存在するような場合には、平均アスペクト比を制御しても、アスペクト比の大きな介在物が多く存在することによって、鍛造性の低下、特に、冷間鍛造性の著しい低下を招くためである。

そこで、本発明者らは、安価な製造コストで、鋼の変形能を高めることができる技術について種々の検討を行った。その結果、下記の知見（ａ）〜（ｆ）を得た。

（ａ）冷間鍛造の場合には、加工条件が厳しいので、介在物の面積が等しくても長径と短径の差が大きければ大きいほど変形能が低くなる。このため、鋼の変形能を高めて良好な冷間鍛造性を確保するには、介在物の「長径／短径」の値を小さくする必要がある。

（ｂ）介在物の「長径／短径」の値を小さくすることで、冷間鍛造時の応力集中が緩和されるとともに鋼の異方性が小さくなり、これらの相乗効果で冷間鍛造時の割れ発生を抑止することが可能になる。

（ｃ）良好な冷間鍛造性確保のためには、介在物の「長径／短径」の値を小さくすることに加えて介在物の長径を小さくする必要がある。

（ｄ）鋼中介在物のうちで冷間鍛造性に最も悪影響を及ぼすＭｎＳの発生を抑えることを目的として、Ｓの含有量を低く抑えることは、精錬工程におけるコスト上昇を招く。しかしながら、鋼に適正量のＴｉを添加すれば、Ｓを微細なＴｉＳ系介在物（以下、ＴｉＳという。）として存在させることができるので、過度にＳの含有量を低下させる必要がなくなり、したがって、精錬コストを低く抑えることができる。

（ｅ）ＴｉＳはその「長径／短径」の値が小さいことに加えて個々のサイズも小さい。しかも、ＭｎＳのように加工によって粘性変形しない。このため、適正量のＴｉを添加した鋼の場合、冷間鍛造時の応力集中が緩和され、更に、鋼の異方性も小さくなるので、鋼の変形能が高くなって冷間鍛造時に割れの発生が抑止される。

（ｆ）冷間鍛造時の変形能を高めるためには、球状化熱処理を行って、均一な球状炭化物をフェライト組織に均一に分散させるとともに硬度を低減させることも有効である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）に示す冷間鍛造用鋼及び（２）に示す機械構造部品にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５％、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２３％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜３．５％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％及びＡｌ：０〜０．０３５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０３％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％以下及びＮは０．０１０％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が９５〜１２０を満たし、更に、長手方向縦断面における非金属介在物の長径の最大値が３０μｍ以下で、しかも、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の非金属介在物のうち、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％以下で、かつｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％を超えることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
ｆｎ１＝１００−１００×Ｔｉ−３００×Ｓ−３４０×Ｎ・・・(1)、
ｆｎ２＝Ｌ／Ｗ・・・(2)。
なお、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。また、(2)式中のＬ及びＷは、それぞれ、長手方向縦断面における長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の個々の非金属介在物の長径と短径を表す。

（２）上記（１）に記載の冷間鍛造用鋼を素材とし、冷間鍛造による成形を施された機械構造部品。

なお、本発明でいう「長手方向縦断面」（以下、「Ｌ断面」という。）とは、鋼材の圧延方向又は鍛錬軸に平行に切断した面をいう。

以下、上記（１）の冷間鍛造用鋼に係る発明及び（２）の機械構造部品に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の冷間鍛造用鋼は、変形能が高く、後述する端面拘束据込み試験において７５％以上の限界圧縮率を有しているので、少ない中間熱処理回数で所定の形状に容易に冷間鍛造することが可能であり、自動車や各種産業機械に用いられる機械構造用部品の素材として利用することができる。この冷間鍛造用鋼は、ＴｉＳを利用するため、過度にＳの含有量を低下させる必要がなく、低い精錬コストで製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、強度を高めて疲労強度を確保するのに有効な元素であるが、その含有量が０．１０％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｃの含有量が０．３０％より多くなると、浸炭焼入れや浸炭窒化処理（以下、浸炭焼入れや浸炭窒化処理を総称して「浸炭処理」ということがある。）等の表面硬化処理を行った場合、部品全体の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．３０％とした。なお、Ｃの含有量は０．１５〜０．２５％とすることが望ましい。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、フェライトを固溶硬化して変形抵抗を高めるので変形能の低下を招く。また、Ｓｉの過度の添加は浸炭処理性の低下をきたす。特に、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると変形能の低下が大きくなるとともに浸炭処理性の著しい低下を生じる。したがって、Ｓｉの含有量を１．０％以下とした。なお、冷間鍛造性の観点からは、Ｓｉの含有量は０．５％以下とすることが望ましい。

Ｍｎ：０．２０〜１．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．２０％未満では、前記の効果を得ることが難しい。一方、その含有量が１．５％を超えると、フェライトを固溶硬化して変形抵抗を高くし、冷間鍛造性を損なう。したがって、Ｍｎの含有量を０．２０〜１．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５〜１．２％とすることが望ましい。
Ｓ：０．００５〜０．０３％
Ｓは、本発明において重要な意味を持つ元素である。すなわち、Ｓは、Ｔｉと結合して微細なＴｉＳを形成して冷間鍛造性を高める作用を有する。しかしながら、Ｓの含有量を０．００５％未満の低い値に抑えるには、精錬工程で多くの処理が必要となるので製造コストが嵩んでしまう。一方、Ｓの含有量が多くなると、硫化物系介在物の生成量が多くなり、粗大なＭｎＳを生成し、却って冷間鍛造性が低下する。特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０３％とした。Ｓの含有量は０．００７〜０．０２５％とすることが望ましい。

なお、本発明に係る冷間鍛造用鋼においては、Ｓの含有量は、微細なＴｉＳを形成させるとともに、粗大な、ＭｎＳ及びＴｉＮの生成を抑えて、冷間鍛造性を高めるために、Ｔｉ及びＮの含有量との関係で前記(1)式で表されるｆｎ１の値が９５〜１２０を満たすものとする必要がある。このことについては後述する。

Ｃｒ：０．１５〜２．０％
Ｃｒは、表面硬化処理時の焼入れ性を高める作用を有する。この効果は、Ｃｒの含有量が０．１５％以上で得られる。一方、Ｃｒは変形抵抗を高めて冷間鍛造性を低下させ、特に、０．１０〜０．３０％のＣを含有する本発明に係る冷間鍛造用鋼の場合には、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると冷間鍛造性が著しく低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．１５〜２．０％とした。なお、Ｃｒ含有量の上限は１．５％とすることが望ましい。

Ｔｉ：０．０５〜０．２３％
Ｔｉは、本発明において重要な意味を持つ元素である。すなわち、Ｔｉは、Ｓと結合して微細なＴｉＳを形成するとともに粗大なＭｎＳの生成を防止し、冷間鍛造性を高める作用を有する。また、Ｔｉには、鋼を脱酸、脱窒する作用もある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０５％未満では、前述した知見（ｄ）及び（ｅ）の効果が得られない。一方、Ｔｉの含有量が０．２３％を超えても、ＴｉＳの形成による粗大ＭｎＳの生成防止作用は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｔｉの含有量を０．０５〜０．２３％とした．なお、Ｔｉの含有量は０．０８〜０．１８％とすることが望ましい。

なお、本発明に係る冷間鍛造用鋼においては、Ｔｉの含有量は、微細なＴｉＳを形成させるとともに、粗大な、ＭｎＳ及びＴｉＮの生成を抑えて、冷間鍛造性を高めるために、Ｓ及びＮの含有量との関係で前記(1)式で表されるｆｎ１の値が９５〜１２０を満たすものとする必要がある。このことについては後述する。

Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕの添加は任意である。添加すれば、焼入れ性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの多量添加は熱間加工性の低下を招き、特に、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕの含有量を０〜０．５０％とした。

Ｎｉ：０〜３．５％
Ｎｉの添加は任意である。添加すれば、浸炭処理した部品の疲労強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．０５％以上の含有量とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｉの含有量が３．５％を超えると、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｉの含有量を０〜３．５％とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は２．０％とすることが望ましい。

Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏの添加は任意である。添加すれば、浸炭処理した部品の疲労強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０５％以上の含有量とすることが望ましい。しかしながら、その含有量が１．０％を超えると、被削性の著しい低下を招く。したがって、Ｍｏの含有量を０〜１．０％とした。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．８％とすることが望ましい。

Ｂ：０〜０．００５％
Ｂの添加は任意である。添加すれば、焼入れ性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｂは０．０００５％以上の含有量とすることが望ましい。しかしながら、Ｂを０．００５％を超えて含有しても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０〜０．００５％とした．なお、Ｂ含有量の上限は０．００４％とすることが望ましい。

Ａｌ：０〜０．０３５％
Ａｌの添加は任意である。添加すれば、鋼を脱酸する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ａｌは０．０１％以上の含有量とすることが望ましい。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０３５％を超えると、酸化物のクラスターの生成が多くなって冷間鍛造性（冷間変形能）の低下をきたし、更に、靱性も低下する。したがって、Ａｌの含有量を０〜０．０３５％とした。なお、Ａｌ含有量の上限は０．０３０％とすることが望ましい。

本発明（１）においては、不純物元素としてのＰ、Ｏ（酸素）及びＮの各含有量を下記のとおりに制限する。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析して靱性を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０３％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．０３％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２％以下とすることが望ましい。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏは、鋼中で酸化物系介在物を形成して冷間鍛造性を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００１５％を超えると、冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＯの含有量を０．００１５％以下とした。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、変形抵抗を高めて、また、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成して、冷間鍛造性を低下させてしまう。特に、Ｎの含有量が０．０１０％を超えると、変形抵抗の上昇が大きくなり、また、長径３０μｍを超える粗大なＴｉＮが形成されて、冷間鍛造性が著しく低下する。したがって、不純物元素としてのＮの含有量を０．０１０％以下とした。Ｎの含有量は０．００８％以下とすることが望ましい。

更に、本発明（１）に係る冷間鍛造用においては、Ｓ、Ｔｉ及びＮの含有量に関して、前記(1)式で表されるｆｎ１の値を９５〜１２０とする必要がある。

これは、ｆｎ１の値を９５以上とすることで、微細なＴｉＳが形成されるととともに粗大なＭｎＳの生成が抑えられて冷間鍛造性が高くなり、また、ｆｎ１の値を１２０以下とすることで、微細なＴｉＳが形成されるとともに粗大なＴｉＮの生成が抑えられて冷間鍛造性が向上するからである。

以下、上記の規定について、本発明者らが実施した検討内容を基にして、詳しく説明する。

本発明者らは、０．２０％Ｃ−０．２４％Ｓｉ−０．８３％Ｍｎ−１．０４％Ｃｒ−０．０１％Ｃｕ−０．０１％Ｎｉ−０．０１％Ｍｏ−０．０２３％Ａｌ−０．０１％Ｐ−０．０００９％Ｏの化学組成をベースとして、Ｓ、Ｔｉ及びＮの含有量を変化させて、ｆｎ１の値が９２〜１３４である鋼を実験室溶製し、インゴットに鋳造した。

次いで、これらの鋼のインゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造を行って、直径２０ｍｍの丸棒を作製し、一旦室温まで冷却した後、９２５℃で焼準処理し、その後７６０℃で１８０分保持後徐冷の条件で球状化焼鈍を施した。

このようにして得た直径２０ｍｍの球状化焼鈍後の各丸棒から、直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片を切り出し、日本塑性加工学会で制定された端面拘束据込み試験を実施して、限界圧縮率を測定した。

具体的には、上記の直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片を５００ｔ油圧プレスを用いて冷間（室温）にて圧縮率を種々変化させ、無潤滑で端面拘束据込み試験を実施した。なお、各供試鋼について１つの圧縮率で１０個の試験片を用いた。圧縮率は８２％までとし、１０個の試験片のうち５個に割れが発生した時の圧縮率を割れが発生する限界点として限界圧縮率と規定した。なお、この端面拘束据込み試験において７５％以上の限界圧縮率を有することを目標とした。

図１に、限界圧縮率と前記(1)式で表されるｆｎ１の値との関係を整理して示す。

図１から、ｆｎ１の値が９５〜１２０の場合に、目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られることが明らかである。

なお、各鋼について前記直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片のＬ断面を鏡面研磨して観察した。その結果、ｆｎ１の値が９５未満の場合には粗大なＭｎＳが多く認められ、一方、ｆｎ１の値が１２０を超える場合には、粗大なＴｉＮが生成しているのが認められた。

したがって、本発明（１）に係る冷間鍛造用においては、Ｓ、Ｔｉ及びＮの含有量に関して、前記(1)式で表されるｆｎ１の値で９５〜１２０を満たすものとした。なお、鋼に一層良好な冷間鍛造性を確保させるためには、ｆｎ１の値は１００〜１１３とすることが望ましい。

（Ｂ）介在物
本発明（１）に係る冷間鍛造用においては、Ｌ断面における介在物の長径の最大値が３０μｍ以下で、しかも、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の介在物のうち、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％以下で、かつｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％を超えることと規定する。

図２に、限界圧縮率とＬ断面における介在物の長径の最大値との関係を整理して示す。ここで、図２の横軸は単に「介在物の長径の最大値」と表記した。

先ず、Ｌ断面における介在物の長径の最大値を３０μｍ以下と規定するのは、図２に示すように、Ｌ断面における介在物の長径の最大値が３０μｍを超える場合には、目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られないためである。以下、このことについて詳しく説明する。

本発明者らは、０．２２％Ｃ−０．２１％Ｓｉ−１．０５％Ｃｒ−０．０３％Ｃｕ−０．０１％Ｎｉ−０．１６％Ｍｏ−０．０１８％Ａｌ−０．００８％Ｐ−０．００１４％Ｏの化学組成をベースとしてＭｎ、Ｓ、Ｔｉ及びＮの含有量を変化させて、ｆｎ１の値が９９〜１０３である鋼を実験室溶製し、インゴットに鋳造した。

このようにして得た直径２０ｍｍの球状化焼鈍後の各丸棒から、直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片を切り出し、Ｌ断面を鏡面研磨し、倍率を２００倍とした光学顕微鏡で観察して介在物の長径を測定した。なお、中心部（中心部幅３ｍｍ）を除く、任意の２０視野について観察し、その中で最大の長径を各供試材における「介在物の長径の最大値」とした。

また、既に述べた方法で端面拘束据込み試験を実施して、限界圧縮率を測定した。すなわち、上記の直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片を５００ｔ油圧プレスを用いて冷間（室温）にて圧縮率を種々変化させ、無潤滑で端面拘束据込み試験を実施した。なお、各供試鋼について１つの圧縮率で１０個の試験片を用いた。圧縮率は８２％までとし、１０個の試験片のうち５個に割れが発生した時の圧縮率を割れが発生する限界点として限界圧縮率と規定した。

上記の調査結果をまとめた図２から、Ｌ断面における介在物の長径の最大値が３０μｍ以下の場合に、目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られることが明らかである。

したがって、本発明（１）に係る冷間鍛造用においては、Ｌ断面における介在物について、先ずその長径の最大値を３０μｍ以下と規定した。

次に、Ｌ断面における介在物の長径の最大値を３０μｍ以下とした上で、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の介在物のうち、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％以下で、かつｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％を超えることと規定するのは、次の理由による。

Ｌ断面における長径が１．４μｍ未満の介在物は微小であるため、冷間鍛造性に影響を及ぼさない。同様に、Ｌ断面における短径が０．５μｍ未満の介在物も微小であって、冷間鍛造性に影響を及ぼさない。このため、本発明（１）において、前記(2)式で表されるｆｎ２で対象とする介在物は、その長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上のものに限ることとした。

図３に、Ｌ断面における長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の非金属介在物のうち、「ｆｎ２＜２」を満たす介在物の割合及び「ｆｎ２≧４」を満たす介在物の割合が目標とする７５％以上の限界圧縮率に及ぼす影響を整理して示す。ここで、図３における「○」印は目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られたことを、また、「×」印は限界圧縮率が７５％未満で目標に達していないことを示す。

Ｌ断面において前記のサイズ規定を満たす介在物に関して、図３に示すように、ｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％を超える場合、又は、ｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％以下である場合には、目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られない。以下、このことについて詳しく説明する。

本発明者らは、０．１９％Ｃ−０．２６％Ｓｉ−０．７９％Ｍｎ−０．００７％Ｓ−１．０４％Ｃｒ−０．０５１％Ｔｉ−０．０１％Ｃｕ−０．０１％Ｎｉ−０．０１％Ｍｏ−０．００２％Ｂ−０．０２８％Ａｌ−０．０１３％Ｐ−０．００１１％Ｏ−０．００７０％Ｎで、ｆｎ１の値が１０１である鋼を、通常の方法によって転炉を用いて溶製し、脱ガス処理を施した後、種々の条件で連続鋳造して、断面が３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。

次いで、これらの各鋳片を１２５０℃に加熱して分塊圧延し、続いて１１５０℃に加熱して棒鋼圧延し、直径２０ｍｍの丸棒に仕上げ、更に、７６０℃で１８０分保持後徐冷の条件で球状化焼鈍を施した。

このようにして得た直径２０ｍｍの球状化焼鈍後の各丸棒から、直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片を切り出し、Ｌ断面を鏡面研磨し、倍率を２００倍とした光学顕微鏡で観察し、中心部（中心部幅３ｍｍ）を除く、任意の２０視野（１視野の測定面積は０．３ｍｍ²）について、介在物の長径Ｌ、短径Ｗ、個数及び面積をコンピュータで測定した。

具体的には、光学顕微鏡に取り付けられたＣＣＤ（Charge Coupled Device）から介在物のビットマップ画像データをコンピュータに取り込み、住友金属テクノロジー株式会社製の「粒子解析II for Windows Ver.2」（商品名）を用いて、長径が１．４μｍ以上で短径が０．５μｍ以上の介在物について、画像処理による測定を行った。そして、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上のサイズの各々の介在物について、長径Ｌと短径Ｗの比、つまり前記(2)式で表されるｆｎ２の値で介在物個数の整理を行い、「ｆｎ２＜２」を満たす介在物の個数及びそれが前記サイズの介在物に占める割合（％）、並びに。「ｆｎ２≧４」を満たす介在物の個数及びそれが前記サイズの介在物に占める割合（％）を算出した。なお、このｆｎ２の値による介在物の整理は、中心部（中心部幅３ｍｍ）を除く、任意の２０視野での平均値として求めた。

上記の調査結果をまとめた図３から、Ｌ断面における長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の非金属介在物のうち、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％以下で、かつｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％を超える場合に、目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られることが明らかである。

なお、Ｌ断面において上記のサイズ規定を満たす介在物、つまり、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上との規定を満たす介在物について、ｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％を超える場合に冷間鍛造性が低くなるのは、粗大なＭｎＳが多く存在するためである。また、ｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％以下である場合に冷間鍛造性が低くなるということも、例えば延伸したＭｎＳのように冷間鍛造中の応力集中の原因となる介在物が多く存在するためである。

上述の理由から、本発明（１）に係る冷間鍛造用においては、Ｌ断面における介在物について、その長径の最大値を３０μｍ以下とする規定に加えて、更に、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の非金属介在物のうち、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％以下で、かつｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％を超えることとした。

本発明（１）に係る冷間鍛造用鋼の製造方法としては、前記（Ａ）項の化学組成を有する鋼を転炉などの溶解炉を用いて溶製し、脱ガス処理を施した後に、モールド内での電磁撹拌条件を２０ｃｍ／秒以上、モールド直下から中心部固相率が９９％になるまでの鋳片の平均冷却速度を１０〜２０℃／分、鋳込み速度Ｖｃを０．４〜０．９ｍ／分、鋳型振動（オシレーション）回数を１００×（Ｖｃ／６０）〜２２０×（Ｖｃ／６０）Ｈｚとして、スラグなどの巻き込みによる大型の酸化物系介在物の発生を抑止しながら連続鋳造することが推奨される。

このようにして製造された本発明（１）に係る冷間鍛造用鋼は、熱間圧延等の熱間加工により棒鋼とされ、必要に応じて焼鈍熱処理を行い、冷間鍛造によって所定の形状に成形され、必要に応じて表面硬化処理を施され、更に、必要に応じて最終の部品形状に仕上げるための切削加工などを受けて、本発明（２）に係る機械構造部品に仕上げられる。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜２４を転炉を用いて溶製し、脱ガス処理を行った後スラグなどの巻き込みによる大型の酸化物系介在物の発生を抑止しながら連続鋳造して、断面が３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。表１中の鋼１〜１３、鋼１６、鋼１８及び鋼２４は、化学組成が本発明（１）で規定する範囲内にある本発明例の鋼である。一方、表１中の鋼１４、鋼１５、鋼１７及び鋼１９〜２３は、化学組成が本発明（１）で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

なお、表２に、各鋼を連続鋳造した際のモールド内での電磁撹拌条件、モールド直下から中心部固相率が９９％になるまでの鋳片の平均冷却速度、鋳込み速度Ｖｃ及び鋳型振動（オシレーション）回数を示す。なお、表２においては、「モールド直下から中心部固相率が９９％になるまでの鋳片の平均冷却速度」を「平均鋳片冷却速度」と表記した。

次いで、各鋳片を１２５０℃に加熱して分塊圧延し、続いて１１５０℃に加熱して棒鋼圧延し、直径２０ｍｍの丸棒に仕上げ、更に、７６０℃で１８０分保持後徐冷の条件で球状化焼鈍を施した。

このようにして得た直径２０ｍｍの球状化焼鈍後の各丸棒から、直径が１４ｍｍで長さが２１ｍｍの円柱試験片を切り出し、Ｌ断面を鏡面研磨し、倍率を２００倍とした光学顕微鏡で、中心部（中心部幅３ｍｍ）を除く、任意の２０視野（１視野の測定面積は０．３ｍｍ²）について観察し、その中で最大の長径を各供試材における介在物の最大長径とした。

また、介在物の長径Ｌ、短径Ｗ、個数及び面積をコンピュータで測定した。具体的には、光学顕微鏡に取り付けられたＣＣＤ（Charge Coupled Device）から介在物のビットマップ画像データをコンピュータに取り込み、住友金属テクノロジー株式会社製の「粒子解析II for Windows Ver.2」（商品名）を用いて、長径が１．４μｍ以上で短径が０．５μｍ以上の介在物について、画像処理による測定を行った。そして、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上のサイズの各々の介在物について、長径Ｌと短径Ｗの比、つまり前記(2)式で表されるｆｎ２の値で介在物個数の整理を行い、「ｆｎ２＜２」を満たす介在物の個数及びそれが前記サイズの介在物に占める割合（％）、並びに、「ｆｎ２≧４」を満たす介在物の個数及びそれが前記サイズの介在物に占める割合（％）を算出した。なお、このｆｎ２の値による介在物の整理は、中心部（中心部幅３ｍｍ）を除く、任意の２０視野での平均値として求めた。

表３に、上記の試験結果を整理して示す。なお、表３には、介在物の調査結果として、長径の最大値、並びに、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の介在物に占める「ｆｎ２≧４」を満たす介在物の割合及び前記サイズの介在物に占める「ｆｎ２＜２」を満たす介在物の割合だけを示した。

表３から、鋼の化学組成及び鋼中介在物が本発明（１）で規定する条件を満たす試験番号１〜１３の場合、目標とする７５％以上の限界圧縮率が得られており、冷間鍛造性に優れることが明らかである。

これに対して、試験番号１６、試験番号１８及び試験番号２４の場合、鋼の化学組成は本発明（１）で規定する条件を満たすものの、鋼中介在物が本発明（１）で規定する条件から外れるため、限界圧縮率は目標とする７５％を下回って冷間鍛造性に劣っている。

試験番号１５、試験番号１７及び試験番号１９〜２１の場合、鋼の化学組成と鋼中介在物の双方が本発明（１）で規定する条件から外れるため、限界圧縮率は目標とする７５％を下回って冷間鍛造性に劣っている。

また、試験番号１４、試験番号２２及び試験番号２３の場合、鋼中介在物は本発明（１）で規定する条件を満たすものの、鋼の化学組成が本発明（１）で規定する条件から外れるため、限界圧縮率は目標とする７５％を下回って冷間鍛造性に劣っている。

本発明の冷間鍛造用鋼は、変形能が高く、前記した端面拘束据込み試験において７５％以上の限界圧縮率を有しているので、少ない中間熱処理回数で所定の形状に容易に冷間鍛造することが可能であり、自動車や各種産業機械に用いられる浸炭部品に代表される機械構造用部品の素材として利用することができる。この冷間鍛造用鋼は、ＴｉＳを利用するため、過度にＳの含有量を低下させる必要がなく、低い精錬コストで製造することができる。

０．２０％Ｃ−０．２４％Ｓｉ−０．８３％Ｍｎ−１．０４％Ｃｒ−０．０１％Ｃｕ−０．０１％Ｎｉ−０．０１％Ｍｏ−０．０２３％Ａｌ−０．０１％Ｐ−０．０００９％Ｏの化学組成をベースとして、Ｓ、Ｔｉ及びＮの含有量を変化させて、(1)式で表されるｆｎ１の値を９２〜１３４の範囲で変化させた鋼の限界圧縮率とｆｎ１の値との関係を示す図である。０．２２％Ｃ−０．２１％Ｓｉ−１．０５％Ｃｒ−０．０３％Ｃｕ−０．０１％Ｎｉ−０．１６％Ｍｏ−０．０１８％Ａｌ−０．００８％Ｐ−０．００１４％Ｏの化学組成をベースとしてＭｎ、Ｓ、Ｔｉ及びＮの含有量を変化させて、(1)式で表されるｆｎ１の値を９９〜１０３とした鋼の限界圧縮率とＬ断面における介在物の長径の最大値との関係を示す図である。０．１９％Ｃ−０．２６％Ｓｉ−０．７９％Ｍｎ−０．００７％Ｓ−１．０４％Ｃｒ−０．０５１％Ｔｉ−０．０１％Ｃｕ−０．０１％Ｎｉ−０．０１％Ｍｏ−０．００２％Ｂ−０．０２８％Ａｌ−０．０１３％Ｐ−０．００１１％Ｏ−０．００７０％Ｎで、(1)式で表されるｆｎ１の値を１０１とした鋼における長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の介在物のうちで、(2)式で表されるｆｎ２の値が２未満を満たす介在物の割合及び４以上を満たす介在物の割合が、目標とする７５％以上の限界圧縮率に及ぼす影響を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．５％、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ｃｒ：０．１５〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２３％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜３．５％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．００５％及びＡｌ：０〜０．０３５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０３％以下、Ｏ（酸素）は０．００１５％以下及びＮは０．０１０％以下であり、かつ下記(1)式で表されるｆｎ１の値が９５〜１２０を満たし、更に、長手方向縦断面における非金属介在物の長径の最大値が３０μｍ以下で、しかも、長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の非金属介在物のうち、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が４以上であるものの割合が１５％以下で、かつｆｎ２の値が２未満であるものの割合が５０％を超えることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
ｆｎ１＝１００−１００×Ｔｉ−３００×Ｓ−３４０×Ｎ・・・(1)
ｆｎ２＝Ｌ／Ｗ・・・(2)
なお、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。また、(2)式中のＬ及びＷは、それぞれ、長手方向縦断面における長径が１．４〜３０μｍで短径が０．５μｍ以上の個々の非金属介在物の長径と短径を表す。
請求項１に記載の冷間鍛造用鋼を素材とし、冷間鍛造による成形を施された機械構造部品。