JP5379651B2 - 冷間加工用鋼材およびその製造方法ならびに冷間加工部品 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間加工用鋼材およびその製造方法ならびに冷間加工部品に関する。
近年、環境保護の観点から、自動車などの車両の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品の軽量化に対する要求が益々高まっている。例えば、ボルト・ナット等を製造するための冷間加工用鋼材について軽量化の要求が高まっている。この種の軽量化に応えるために、一般に、母材鉄に添加される各種合金元素の含有量を調整することにより、所要強度を確保する方法が採用されている。
ところで、この種の鋼材に適用される加工方法は、通常、２００℃以下の雰囲気における冷間加工であり、この冷間加工は、熱間加工や温間加工に比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好な利点がある。
しかし、このような冷間加工によって部品を製造する場合に問題となるのは、部品によっては非常に複雑な形状のものがあり、数回の鍛造によって部品を作製することがある。その際、全ての工程を冷間鍛造で実施すると、加工途中で変形抵抗の増加、変形能の劣化を招き、冷間加工時に割れが発生する場合があり、冷間鍛造工程の間に焼もどし等の熱処理を行ったり、初期の工程を熱間あるいは温間鍛造で行い、最終の工程を冷間鍛造で仕上げることが行われている。
しかし、熱処理、熱間あるいは温間鍛造は、部品寸法がなかば必然的に変化するため、二次的に切削などの機械加工により修正する必要があり、熱処理やその後の加工が省略できるような解決策が望まれている。そこで、冷間加工中における鋼材の変形抵抗を低減すると同時に、所定の強度を確保できる優れた冷間加工性を有する鋼材を得るために、いくつかの対策が提案されている。例えば、特許文献１には、優れた冷間加工性を得るためにセメンタイトフリー組織を活用する技術が開示され、特許文献２には、固溶Ｃと結晶粒径を制御することによって、常温時効を抑制し、冷間鍛造後に時効硬化させる技術が開示されている。
すなわち、特許文献１では、平均結晶粒径が５００ｎｍ以下で、セメンタイトフリーのフェライト組織を有する変形能に優れた高強度鋼線または棒鋼（すなわち鋼材）に関する技術が開示されている。この特許文献１では、Ｃ量を所定範囲に制限した鋼材に、３５０〜８００℃の範囲内で温間加工を施した後、冷間加工を施すことによって平均結晶粒径を５００ｎｍ以下のフェライト主相組織とし、強度と変形能を両立させている。
また、特許文献２では、常温時効の進行を抑制し、冷間鍛造後の時効処理によって部品強度を向上させることができる技術が開示されている。この特許文献２では、Ｃ量をできるだけ低減すると共に、２０μｍ以上のフェライトを９０面積％以上とする鋼材の構成としている。そして、この鋼材では、フェライト粒径をできるだけ大きくし、固溶Ｃ、固溶Ｎが常温で転位に固着する距離を稼ぐことによって、常温時効を抑制している。つまり、この鋼材では、フェライト粒径が大きいほど常温時効が発生しにくくなるように構成されている。
しかし、従来の鋼材では以下に示すような問題点が存在している。
特許文献１では、強加工による動的再結晶によってフェライト相の結晶粒径を微細化させているため、使用雰囲気温度が上昇すると、再結晶が容易に生じてしまい、目標とする強度特性を維持することができない。また、特許文献２では、時効強化は固溶Ｃによるものであり、使用雰囲気温度が上昇すると、固溶Ｃは炭化物を形成し始めるので、強度が低下しやすい。
特許文献１では、強加工による動的再結晶によってフェライト相の結晶粒径を微細化させているため、使用雰囲気温度が上昇すると、再結晶が容易に生じてしまい、目標とする強度特性を維持することができない。また、特許文献２では、時効強化は固溶Ｃによるものであり、使用雰囲気温度が上昇すると、固溶Ｃは炭化物を形成し始めるので、強度が低下しやすい。
本発明は、前記した問題点に鑑みて創案したものであり、冷間加工性に優れると共に、冷間加工によって部品とした後、その部品を長期使用、あるいは、使用環境の温度が増加するような雰囲気での使用において（以下、長期使用は、雰囲気温度の上昇と等価と考えられるので、雰囲気温度の上昇を対象とする）、強度特性が低下しにくい耐時効軟化性に優れた冷間加工用鋼材およびその製造方法、ならびにその冷間加工用鋼材を用いた冷間加工部品を提供することを課題とする。
本発明者は、冷間加工性に優れた冷間加工用鋼材および冷間加工部材を提供すべく種々の検討を行ってきた。例えば、鋼材中に固溶するＮ量を制御することによって冷間加工性を向上させた鋼材を提案している（特願２００８−４９４８９号参照）。しかしながら、この鋼材は、固溶Ｎによる静的ひずみ時効によって部品強度を高めているため、部品使用中に次第に過時効状態へと移行していく懸念がある。即ち、転位を固着している固溶Ｎが転位からはずれる、あるいは、Ｎ化合物として析出することによって部品強度が低下し、所望の強度が保持できなくなる可能性がある。
また、鋼材に固溶限以上のＣを添加しその大部分を固溶させると共に、固溶Ｎを所定量含有させ、かつ、フェライト相を粒内変態させることによって、冷間および温間加工時の動的ひずみ時効が抑制できる鋼材を提案している（特願２００９−１３６３８２号参照）。ここで、固溶Ｃと固溶Ｎは同じ侵入型の固溶元素であり、鋼中の同じ位置に優先的に存在する。そのため、固溶Ｃと固溶Ｎは相互作用の関係にあり、お互いの活量を低下させる。そのため、加工温度が増加しても、固溶Ｃ、Ｎは転位を固着させにくくなり、結果として、動的ひずみ時効の発生を抑制することができる。しかしながら、この鋼材では、フェライトが微細で、固溶Ｃ量が高いことがポイントであり、冷間および温間加工時の変形抵抗の増加を抑制するには有効であったが、使用雰囲気温度が上昇すると、転位の消失、炭窒化物の析出が容易に生じるため、鋼材強度が低下する可能性がある。
そこで、前記鋼材をベースに使用雰囲気温度が上昇しても部品強度が低下しない成分、組織について検討を重ねた結果、固溶Ｃ量、固溶Ｎ量およびフェライト相の結晶粒径を所定範囲とすることが有効であるという知見を得ることができた。
つまり、本発明の冷間加工用鋼材は、Ｃ：０．０３〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．０６質量％、Ｍｎ：０．４〜１質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０３質量％、Ｎ：０．００８〜０．０１５質量％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、固溶Ｃ量が０．０１〜０．０２質量％、かつ、固溶Ｎ量が０．００８〜０．０１５質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が２０〜１００μｍであることを特徴とする。
前記構成によれば、所定範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを含有し、固溶状態としてのＣおよびＮを所定範囲含有すると共に、鋼材組織中のセメンタイト相分率およびフェライト相の平均結晶粒径を所定範囲とすることによって、冷間加工性が確保されると共に、使用雰囲気温度の上昇による部品強度の低下が抑制される。
特に、Ｃを所定量以下としていることによって、変形抵抗および変形能に影響を及ぼすパーライト（セメンタイト）の生成を抑制し、固溶Ｎによって動的ひずみ時効が発生しても、十分な変形能が確保される。また、セメンタイト相分率およびフェライト相の平均結晶粒径を所定範囲とすることによって、使用雰囲気温度の上昇による部品強度の低下が抑制される。
本発明の冷間加工用鋼材は、前記成分組成がさらに、Ｃｒ：２質量％以下（０質量％を含まない）およびＭｏ：１質量％以下（０質量％を含まない）のうち１種以上を含有することを特徴とする。
前記構成によれば、ＣｒおよびＭｏのうちの１種以上を含有することによって、加工後の部品の硬さと変形能が向上する。また、Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることにより鋼素材の変形能を向上させる。
本発明の冷間加工用鋼材は、前記成分組成がさらに、Ｃｕ：５質量％以下（０質量％を含まない）およびＮｉ：５質量％以下（０質量％を含まない）のうち１種以上を含有することを特徴とする。
前記構成によれば、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上を含有することによって、鋼材がひずみ時効し、加工後の部品強度が向上する。
本発明の冷間加工用鋼材は、前記成分組成がさらに、Ｃａ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）より成る群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする。
前記構成によれば、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉより成る群から選ばれた少なくとも１種を含有することによって、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物が球状化し、鋼素材の変形能が向上すると共に、被削性が向上する。
本発明の冷間加工用鋼材の製造方法は、前記冷間加工用鋼材を製造する方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上の温度に加熱して熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に、７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、引き続き５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却する工程とを含むことを特徴とする。
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上の温度に加熱して熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に、７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、引き続き５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却する工程とを含むことを特徴とする。
前記手順によれば、所定の成分組成を有する鋼素材を所定温度で加熱して熱間圧延（鍛造）し、所定速度で冷却することによって、鋼材の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量、セメンタイト相分率およびフェライト相の平均結晶粒径が所定範囲となり、冷間加工性が確保されると共に、使用雰囲気温度の上昇による部品強度の低下が抑制される。
本発明の冷間加工部品は、前記冷間加工用鋼材に冷間加工を施して製造された冷間加工部品であって、前記冷間加工部品に４００℃×１２０分の時効処理を施した後の部品硬さが、下式（１）を満足することを特徴とする。
（Ｈ２／Ｈ１）×１００≧９０・・・（１）
Ｈ１：冷間加工直後の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈ２：時効処理後の部品硬さ（Ｈｖ）
（Ｈ２／Ｈ１）×１００≧９０・・・（１）
Ｈ１：冷間加工直後の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈ２：時効処理後の部品硬さ（Ｈｖ）
前記構成によれば、所定の鋼材を用いて製造したことによって、冷間加工部品が所定の部品硬さを有することとなる。その結果、冷間加工部品は、割れ等の発生なく製造され、使用雰囲気温度が上昇しても部品強度が低下しない。
本発明の冷間加工用鋼材によれば、冷間加工性に優れると共に、耐時効軟化性に優れたものとなる。また、本発明の冷間加工用鋼材の製造方法によれば、冷間加工性および耐時効軟化性に優れた冷間加工用鋼材が製造される。
さらに、本発明の冷間加工部品によれば、冷間加工性に優れると共に、耐時効軟化性に優れたものとなる。その結果、冷間加工によってボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール、トーションバー等を連続操業で製造する時、加工後の加工部品硬さも維持できるので、軽量化、高強度化することができる。また、これまで熱間加工と切削によって加工されていた歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を冷間加工によって製造することができ、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量を削減することができる。
以下、本発明の冷間加工用鋼材について説明する。
冷間加工用鋼材は、Ｃ：０．０３〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．０６質量％、Ｍｎ：０．４〜１質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０３質量％、Ｎ：０．００８〜０．０１５質量％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、固溶Ｃ量が０．０１〜０．０２質量％、かつ、固溶Ｎ量が０．００８〜０．０１５質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が２０〜１００μｍである構成とする。
冷間加工用鋼材は、Ｃ：０．０３〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．０６質量％、Ｍｎ：０．４〜１質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０３質量％、Ｎ：０．００８〜０．０１５質量％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、固溶Ｃ量が０．０１〜０．０２質量％、かつ、固溶Ｎ量が０．００８〜０．０１５質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が２０〜１００μｍである構成とする。
以下、冷間加工用鋼材の構成における成分組成と組織について説明する。
はじめに、冷間加工用鋼材（以下、鋼材と称す）の必須成分について説明する。
（Ｃ：０．０３〜０．０６質量％）
Ｃは、冷間加工時の変形抵抗および変形能に大きな影響を及ぼす元素である。また、時効軟化を抑制するのに有効な固溶Ｃを確保するために重要な元素でもある。Ｃ量が０．０３質量％未満である場合、固溶Ｃが十分に確保されず、雰囲気温度が上昇した時、部品強度が低下しやすくなる。一方、Ｃ量が０．０６質量％を超える場合、パーライトを形成しやすくなり、変形抵抗の増加および変形能の劣化を招くと共に、固溶Ｃがパーライト中のセメンタイトに集まりやすくなる。なお、Ｃ量の下限値は、好ましくは０．０３３質量％、より好ましくは０．０３５質量％である。また、Ｃ量の上限値は、好ましくは０．０５５質量％、より好ましくは０．０５０質量％である。
はじめに、冷間加工用鋼材（以下、鋼材と称す）の必須成分について説明する。
（Ｃ：０．０３〜０．０６質量％）
Ｃは、冷間加工時の変形抵抗および変形能に大きな影響を及ぼす元素である。また、時効軟化を抑制するのに有効な固溶Ｃを確保するために重要な元素でもある。Ｃ量が０．０３質量％未満である場合、固溶Ｃが十分に確保されず、雰囲気温度が上昇した時、部品強度が低下しやすくなる。一方、Ｃ量が０．０６質量％を超える場合、パーライトを形成しやすくなり、変形抵抗の増加および変形能の劣化を招くと共に、固溶Ｃがパーライト中のセメンタイトに集まりやすくなる。なお、Ｃ量の下限値は、好ましくは０．０３３質量％、より好ましくは０．０３５質量％である。また、Ｃ量の上限値は、好ましくは０．０５５質量％、より好ましくは０．０５０質量％である。
（Ｓｉ：０．０１〜０．０６質量％）
溶製中の脱酸元素として有効であり、また、セメンタイトの成長を抑制し、固溶Ｃを確保するのに有効であるため、０．０１質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、添加量の増加に伴い、変形抵抗の増大、変形能の低下を生じさせる。Ｓｉ量が０．０６質量％を超えると、Ｓｉによる固溶強化の影響が顕著に現れ始め、冷間加工時に割れが発生する。一方、Ｓｉ量が０．０１質量％未満であると、脱酸の効果が十分に発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。なお、Ｓｉ量の下限値は、好ましくは０．０１２質量％、より好ましくは０．０１５質量％である。また、Ｓｉ量の上限値は、好ましくは０．０５質量％、より好ましくは０．０４質量％である。
溶製中の脱酸元素として有効であり、また、セメンタイトの成長を抑制し、固溶Ｃを確保するのに有効であるため、０．０１質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、添加量の増加に伴い、変形抵抗の増大、変形能の低下を生じさせる。Ｓｉ量が０．０６質量％を超えると、Ｓｉによる固溶強化の影響が顕著に現れ始め、冷間加工時に割れが発生する。一方、Ｓｉ量が０．０１質量％未満であると、脱酸の効果が十分に発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。なお、Ｓｉ量の下限値は、好ましくは０．０１２質量％、より好ましくは０．０１５質量％である。また、Ｓｉ量の上限値は、好ましくは０．０５質量％、より好ましくは０．０４質量％である。
（Ｍｎ：０．４〜１質量％）
溶製中の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させるためには、０．４質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｍｎは１質量％を超えると、固溶強化の影響が顕著に増大するため、変形抵抗の増大、変形能の劣化を招く。一方、Ｍｎ量が０．４質量％未満であると、Ｓの影響が顕在化してくるため、変形能が低下し、割れが生じる。なお、Ｍｎ量の下限値は、好ましくは０．４２質量％、より好ましくはで０．４５質量％ある。また、Ｍｎ量の上限値は、好ましくは０．９質量％、より好ましくは０．８質量％である。
溶製中の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させるためには、０．４質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｍｎは１質量％を超えると、固溶強化の影響が顕著に増大するため、変形抵抗の増大、変形能の劣化を招く。一方、Ｍｎ量が０．４質量％未満であると、Ｓの影響が顕在化してくるため、変形能が低下し、割れが生じる。なお、Ｍｎ量の下限値は、好ましくは０．４２質量％、より好ましくはで０．４５質量％ある。また、Ｍｎ量の上限値は、好ましくは０．９質量％、より好ましくは０．８質量％である。
（Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない））
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｐはフェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、０．０５質量％以下とする。そして、Ｐ量の下限は特に定めないが、低いほどよい。ただし、０質量％とすることは製造上困難である。なお、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｐはフェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、０．０５質量％以下とする。そして、Ｐ量の下限は特に定めないが、低いほどよい。ただし、０質量％とすることは製造上困難である。なお、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
（Ｓ：０．００５〜０．０５質量％）
Ｓは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。ただし、Ｓ量が０．０５質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増え、変形能が劣化する。一方、Ｓ量の極端な低減は被削性を劣化させるので、０．００５質量％以上とする。なお、変形能と被削性のバランスを考慮し、Ｓ量の下限値は、好ましくは０．００７質量％、より好ましくは０．０１質量％である。また、Ｓ量の上限値は、好ましくは０．０４質量％、より好ましくは０．０３質量％である。
Ｓは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。ただし、Ｓ量が０．０５質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増え、変形能が劣化する。一方、Ｓ量の極端な低減は被削性を劣化させるので、０．００５質量％以上とする。なお、変形能と被削性のバランスを考慮し、Ｓ量の下限値は、好ましくは０．００７質量％、より好ましくは０．０１質量％である。また、Ｓ量の上限値は、好ましくは０．０４質量％、より好ましくは０．０３質量％である。
（Ａｌ：０．００５〜０．０３質量％）
溶製中の脱酸元素として有効であり、０．００５質量％以上添加する必要がある。ただし、Ａｌ量が０．０３質量％を超えると、熱間加工中に固溶Ｎと結合しやすくなり固溶Ｎ量を減少させるため、冷間加工後に所望の部品強度が得られなくなる。また、ＡｌＮによるγ粒の整粒効果によって結晶粒が微細化されるため、十分な耐時効軟化性を得ることができなくなる。一方、Ａｌ量が０．００５質量％未満であると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるので、割れが生じやすくなる。なお、Ａｌ量の下限値は、好ましくは０．００８質量％、より好ましくは０．０１質量％である。また、Ａｌ量の上限値は、好ましくは０．０２５質量％、より好ましくは０．０２質量％である。
溶製中の脱酸元素として有効であり、０．００５質量％以上添加する必要がある。ただし、Ａｌ量が０．０３質量％を超えると、熱間加工中に固溶Ｎと結合しやすくなり固溶Ｎ量を減少させるため、冷間加工後に所望の部品強度が得られなくなる。また、ＡｌＮによるγ粒の整粒効果によって結晶粒が微細化されるため、十分な耐時効軟化性を得ることができなくなる。一方、Ａｌ量が０．００５質量％未満であると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるので、割れが生じやすくなる。なお、Ａｌ量の下限値は、好ましくは０．００８質量％、より好ましくは０．０１質量％である。また、Ａｌ量の上限値は、好ましくは０．０２５質量％、より好ましくは０．０２質量％である。
（Ｎ：０．００８〜０．０１５質量％）
Ｎは、冷間加工後に所望の部品強度を得るために必要な固溶Ｎを確保するため、所定量添加する必要がある。冷間加工時に変形抵抗をあまり増加させずに部品強度を大きく増加させ、所望の部品強度を得るための固溶Ｎ量は後記するように０．００８質量％以上である。Ｎ量が０．００８質量％未満となると、必要とされる部品強度を得るための固溶Ｎ量を確保することができない。一方、Ｎ量が０．０１５質量％を超えると、変形能が劣化し始めるため、冷間加工後に割れが生じる。なお、Ｎ量の下限値は、好ましくは０．００８５質量％、より好ましくは０．００９質量％である。また、Ｎ量の上限値は、好ましくは０．０１３質量％、より好ましくは０．０１２質量％である。
Ｎは、冷間加工後に所望の部品強度を得るために必要な固溶Ｎを確保するため、所定量添加する必要がある。冷間加工時に変形抵抗をあまり増加させずに部品強度を大きく増加させ、所望の部品強度を得るための固溶Ｎ量は後記するように０．００８質量％以上である。Ｎ量が０．００８質量％未満となると、必要とされる部品強度を得るための固溶Ｎ量を確保することができない。一方、Ｎ量が０．０１５質量％を超えると、変形能が劣化し始めるため、冷間加工後に割れが生じる。なお、Ｎ量の下限値は、好ましくは０．００８５質量％、より好ましくは０．００９質量％である。また、Ｎ量の上限値は、好ましくは０．０１３質量％、より好ましくは０．０１２質量％である。
（固溶Ｃ量：０．０１〜０．０２質量％、かつ、固溶Ｎ量：０．００８〜０．０１５質量％）
固溶Ｎは冷間加工後の部品強度を確保するために重要な元素である。一方、固溶Ｃは、固溶Ｎの静的時効によって強化した鋼材の使用雰囲気温度の上昇による部品強度の低下を抑制する作用を有する。なお、固溶Ｃ量および固溶Ｎ量は、鋼材に含有されるＣ量およびＮ量と、後記する鋼材の製造方法における加熱温度および冷却速度によって制御される。
固溶Ｎは冷間加工後の部品強度を確保するために重要な元素である。一方、固溶Ｃは、固溶Ｎの静的時効によって強化した鋼材の使用雰囲気温度の上昇による部品強度の低下を抑制する作用を有する。なお、固溶Ｃ量および固溶Ｎ量は、鋼材に含有されるＣ量およびＮ量と、後記する鋼材の製造方法における加熱温度および冷却速度によって制御される。
固溶Ｎ量、固溶Ｃ量共に必要量を満たさない場合には、加工直後の部品強度が十分でなく、使用雰囲気温度の上昇に伴い部品強度が低下する。
固溶Ｎ量が所定範囲、固溶Ｃ量が所定範囲外の場合には、使用雰囲気温度の上昇に伴う部品強度の低下を招く、なお、固溶Ｃ量が上限値を超える場合には、セメンタイトの形成の促進によって使用雰囲気温度の上昇に伴う部品強度の低下を招く。
固溶Ｃ量が所定範囲、固溶Ｎ量が下限値未満である場合には、所望の部品強度が得られない、固溶Ｎ量が上限値を超える場合には割れが生じる。
固溶Ｎ量が所定範囲、固溶Ｃ量が所定範囲外の場合には、使用雰囲気温度の上昇に伴う部品強度の低下を招く、なお、固溶Ｃ量が上限値を超える場合には、セメンタイトの形成の促進によって使用雰囲気温度の上昇に伴う部品強度の低下を招く。
固溶Ｃ量が所定範囲、固溶Ｎ量が下限値未満である場合には、所望の部品強度が得られない、固溶Ｎ量が上限値を超える場合には割れが生じる。
つぎに、鋼材の任意成分について説明する。
（Ｃｒ：２質量％以下およびＭｏ：１質量％以下（共に０質量％を含まない）のうちの１種以上）
Ｃｒ、Ｍｏは、加工後硬さと変形能を向上させる効果を有するので、所定量に限って選択的に添加することが可能である。Ｃｒ量は２質量％、Ｍｏ量は１質量％を超えると、変形抵抗が増大し、かえって変形能が低下する。Ｃｒ、Ｍｏ添加の効果を得るための下限値は、Ｃｒ量が０．１質量％以上、Ｍｏ量が０．０５質量％以上好ましい。なお、Ｃｒ量の下限値は、より好ましくは０．２質量％、最適には０．３質量％である。Ｃｒ量の上限値は、より好ましくは１．５質量％、最適には１質量％である。また、Ｍｏ量の下限値は、より好ましくは０．１質量％、最適には０．１５質量％である。Ｍｏ量の上限値は、より好ましくは０．８質量％、最適には０．５質量％である。
（Ｃｒ：２質量％以下およびＭｏ：１質量％以下（共に０質量％を含まない）のうちの１種以上）
Ｃｒ、Ｍｏは、加工後硬さと変形能を向上させる効果を有するので、所定量に限って選択的に添加することが可能である。Ｃｒ量は２質量％、Ｍｏ量は１質量％を超えると、変形抵抗が増大し、かえって変形能が低下する。Ｃｒ、Ｍｏ添加の効果を得るための下限値は、Ｃｒ量が０．１質量％以上、Ｍｏ量が０．０５質量％以上好ましい。なお、Ｃｒ量の下限値は、より好ましくは０．２質量％、最適には０．３質量％である。Ｃｒ量の上限値は、より好ましくは１．５質量％、最適には１質量％である。また、Ｍｏ量の下限値は、より好ましくは０．１質量％、最適には０．１５質量％である。Ｍｏ量の上限値は、より好ましくは０．８質量％、最適には０．５質量％である。
（Ｃｕ：５質量％以下およびＮｉ：５質量％以下（共に０質量％を含まない）のうちの１種以上）
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材をひずみ時効させ、加工後の部品強度を向上させるのに有効である。必要に応じて、Ｃｕ：０．１質量％以上、Ｎｉ：０．１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｕ量、Ｎｉ量の添加量がそれぞれ５質量％を超えると効果が飽和し、また冷間加工時の割れも促進される。Ｃｕ量の下限値は、より好ましくは０．２質量％、最適には０．３質量％である。Ｃｕ量の上限値は、より好ましくは４質量％、最適には２質量％である。Ｎｉ量の下限値は、より好ましくは０．２質量％、最適には０．３質量％である。Ｎｉ量の上限値は、より好ましくは４質量％、最適には２質量％である。
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材をひずみ時効させ、加工後の部品強度を向上させるのに有効である。必要に応じて、Ｃｕ：０．１質量％以上、Ｎｉ：０．１質量％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｕ量、Ｎｉ量の添加量がそれぞれ５質量％を超えると効果が飽和し、また冷間加工時の割れも促進される。Ｃｕ量の下限値は、より好ましくは０．２質量％、最適には０．３質量％である。Ｃｕ量の上限値は、より好ましくは４質量％、最適には２質量％である。Ｎｉ量の下限値は、より好ましくは０．２質量％、最適には０．３質量％である。Ｎｉ量の上限値は、より好ましくは４質量％、最適には２質量％である。
（Ｃａ：０．０２質量％以下、ＲＥＭ：０．０２質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｌｉ：０．０１質量％以下（全て０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種）
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。Ｃａ量、ＲＥＭ量を０．０００５質量％以上、Ｍｇ量、Ｌｉ量を０．０００１質量％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ量、ＲＥＭ量の上限は０．０２質量％、Ｍｇ量、Ｌｉ量の上限は０．０１質量％が好ましい。
なお、Ｃａ量の下限値は、より好ましくは０．００１質量％、最適には０．００１５質量％である。Ｃａ量の上限値は、より好ましくは０．０１質量％、最適にはで０．００８質量％ある。ＲＥＭ量の下限値は、より好ましくは０．００１質量％、最適には０．００１５質量％である。ＲＥＭ量の上限値は、より好ましくは０．０１質量％、最適には０．００８質量％である。Ｍｇ量の下限値は、より好ましくは０．０００３質量％、最適には０．０００５質量％である。Ｍｇ量の上限値は、より好ましくは０．００５質量％、最適には０．００３質量％である。Ｌｉ量の下限値は、より好ましくは０．０００３質量％、最適には０．０００５質量％である。Ｌｉ量の上限値は、より好ましくは０．００５質量％、最適には０．００３質量％である。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。Ｃａ量、ＲＥＭ量を０．０００５質量％以上、Ｍｇ量、Ｌｉ量を０．０００１質量％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ量、ＲＥＭ量の上限は０．０２質量％、Ｍｇ量、Ｌｉ量の上限は０．０１質量％が好ましい。
なお、Ｃａ量の下限値は、より好ましくは０．００１質量％、最適には０．００１５質量％である。Ｃａ量の上限値は、より好ましくは０．０１質量％、最適にはで０．００８質量％ある。ＲＥＭ量の下限値は、より好ましくは０．００１質量％、最適には０．００１５質量％である。ＲＥＭ量の上限値は、より好ましくは０．０１質量％、最適には０．００８質量％である。Ｍｇ量の下限値は、より好ましくは０．０００３質量％、最適には０．０００５質量％である。Ｍｇ量の上限値は、より好ましくは０．００５質量％、最適には０．００３質量％である。Ｌｉ量の下限値は、より好ましくは０．０００３質量％、最適には０．０００５質量％である。Ｌｉ量の上限値は、より好ましくは０．００５質量％、最適には０．００３質量％である。
つぎに、鋼材の組織について説明する。
（セメンタイト相分率：２％以下（０％を含む））
セメンタイト相分率とは、光学顕微鏡等で観察した鋼材表面の組織におけるセメンタイトの面積率をいう。本発明の鋼材は、パーライト相（フェライト相＋セメンタイト）組織またはフェライト単相組織（セメンタイト相分率０％に相当する）からなる。そして、セメンタイト相分率は、固溶Ｃ量と、後記する鋼材の製造方法における加熱温度および冷却速度によって制御される。
セメンタイト（パーライト）は、冷間加工中の変形抵抗を増加させやすく、また、フェライト相とセメンタイトの界面において、割れを生じさせる。また、セメンタイトが多く生成することによって、使用雰囲気温度が上昇すると固溶Ｃが引き寄せられやすくなるため、固溶Ｎとの相互作用力が低下する。これらのことにより、セメンタイトは極力低減することが有効で、２％以下（０％を含む）とする。なお、１．５％以下が好ましく、１％以下がさらに好ましい。
（セメンタイト相分率：２％以下（０％を含む））
セメンタイト相分率とは、光学顕微鏡等で観察した鋼材表面の組織におけるセメンタイトの面積率をいう。本発明の鋼材は、パーライト相（フェライト相＋セメンタイト）組織またはフェライト単相組織（セメンタイト相分率０％に相当する）からなる。そして、セメンタイト相分率は、固溶Ｃ量と、後記する鋼材の製造方法における加熱温度および冷却速度によって制御される。
セメンタイト（パーライト）は、冷間加工中の変形抵抗を増加させやすく、また、フェライト相とセメンタイトの界面において、割れを生じさせる。また、セメンタイトが多く生成することによって、使用雰囲気温度が上昇すると固溶Ｃが引き寄せられやすくなるため、固溶Ｎとの相互作用力が低下する。これらのことにより、セメンタイトは極力低減することが有効で、２％以下（０％を含む）とする。なお、１．５％以下が好ましく、１％以下がさらに好ましい。
（フェライト相の平均結晶粒径：２０〜１００μｍ）
フェライト相の平均結晶粒径（結晶粒径）は、変形抵抗と固溶Ｃの存在位置に影響を及ぼす。そして、フェライト相の結晶粒径は、後記する鋼材の製造方法における加熱温度および冷却速度によって制御される。
フェライト結晶粒径を２０μｍ以上とすることで変形能を劣化させずに初期変形抵抗を低減することができる。その効果は、フェライト結晶粒径が１００μｍまで有効である。一方、フェライト結晶粒径が１００μｍを超えると、固溶Ｃがフェライト粒界に多く存在するため、変形能が低下し、割れが生じやすくなる。また、フェライト結晶粒径が２０μｍ未満の場合は、転位と固溶Ｃの距離が近くなるため、固溶Ｃも動的ひずみ時効に寄与するようになり、変形抵抗が増加しやすい。なお、フェライト相の平均結晶粒径の下限値は、好ましくは２５μｍ、より好ましくは３５μｍであり、上限値は、好ましくは９０μｍ、より好ましくは８０μｍである。
フェライト相の平均結晶粒径（結晶粒径）は、変形抵抗と固溶Ｃの存在位置に影響を及ぼす。そして、フェライト相の結晶粒径は、後記する鋼材の製造方法における加熱温度および冷却速度によって制御される。
フェライト結晶粒径を２０μｍ以上とすることで変形能を劣化させずに初期変形抵抗を低減することができる。その効果は、フェライト結晶粒径が１００μｍまで有効である。一方、フェライト結晶粒径が１００μｍを超えると、固溶Ｃがフェライト粒界に多く存在するため、変形能が低下し、割れが生じやすくなる。また、フェライト結晶粒径が２０μｍ未満の場合は、転位と固溶Ｃの距離が近くなるため、固溶Ｃも動的ひずみ時効に寄与するようになり、変形抵抗が増加しやすい。なお、フェライト相の平均結晶粒径の下限値は、好ましくは２５μｍ、より好ましくは３５μｍであり、上限値は、好ましくは９０μｍ、より好ましくは８０μｍである。
つぎに、耐時効軟化性に及ぼす固溶Ｃ量、固溶Ｎ量および平均結晶粒径（フェライト相）の影響に関するメカニズムについて説明する。
固溶Ｃはセメンタイトを形成しやすい性質があることから、主にフェライト相の粒界付近に存在する。一方、固溶Ｎは粒内に存在することが多い。固溶Ｎは塑性変形に伴って移動する転位を固着し、転位は固溶Ｎを引きずりながら移動することになる（動的ひずみ時効）。そして、冷間加工後、固溶Ｎは可動転位を固着することによって部品強度を増加させる（静的ひずみ時効）。その際、固溶Ｃ量が０．０１〜０．０２質量％の場合には、このドラッグ効果にはあまり寄与せず、部品強度の向上にもほとんど影響がない結果が得られた。このことは、転位を固着しているのが固溶Ｎであり、固溶Ｃは、転位に引き寄せられるが、転位あるいは固溶Ｎの近傍に存在するだけであると考えられる。
固溶Ｃはセメンタイトを形成しやすい性質があることから、主にフェライト相の粒界付近に存在する。一方、固溶Ｎは粒内に存在することが多い。固溶Ｎは塑性変形に伴って移動する転位を固着し、転位は固溶Ｎを引きずりながら移動することになる（動的ひずみ時効）。そして、冷間加工後、固溶Ｎは可動転位を固着することによって部品強度を増加させる（静的ひずみ時効）。その際、固溶Ｃ量が０．０１〜０．０２質量％の場合には、このドラッグ効果にはあまり寄与せず、部品強度の向上にもほとんど影響がない結果が得られた。このことは、転位を固着しているのが固溶Ｎであり、固溶Ｃは、転位に引き寄せられるが、転位あるいは固溶Ｎの近傍に存在するだけであると考えられる。
固溶Ｃが存在しない場合、固溶Ｎは使用雰囲気温度の上昇に伴い、次第に固溶Ｎ同士が集まり、転位の固着からはずれるため、部品強度が低下する。一方、固溶Ｃが存在すると、固溶Ｃによって固溶Ｎの活量が下げられているため、固溶Ｎが集まるための余分なエネルギーが必要になる。そのため、使用雰囲気温度の上昇に対して固溶Ｎの移動は鈍感になる。その結果、転位の固着状態が保たれるため、強度の低下がほとんど起こらない。
なお、固溶Ｎが存在せず、固溶Ｃが存在する場合には、固溶Ｃは、固溶Ｃとセメンタイトの中間相（Ｆｅ２Ｃ）の形成を経て、セメンタイトとして析出する。即ち、固溶Ｃが転位の固着からはずれるため、強度が低下する（特許文献２の鋼材に相当する）。
また、フェライト相の結晶粒径（平均結晶粒径）が大きくなると、固溶Ｃは動的ひずみ時効に寄与せず、固溶Ｎによる静的ひずみ時効発生時に効果的に固溶Ｃが集まってくることから、耐時効軟化性を十分に得るためには、固溶Ｃと固溶Ｎの所定量の確保とフェライト相の結晶粒径（平均結晶粒径）を規定する必要がある。
つぎに、本発明の鋼材の製造方法について説明する。
鋼材の製造方法は、前記した成分組成を有する鋼を、１１００℃以上の温度に加熱して熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に、７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、引き続き５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却する工程とを含むことを特徴とする。ここで、加熱温度および冷却速度は、前記した鋼材において、所定範囲の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量および平均結晶粒径（フェライト相）を得るために設定されたものである。
鋼材の製造方法は、前記した成分組成を有する鋼を、１１００℃以上の温度に加熱して熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造した後に、７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、引き続き５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却する工程とを含むことを特徴とする。ここで、加熱温度および冷却速度は、前記した鋼材において、所定範囲の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量および平均結晶粒径（フェライト相）を得るために設定されたものである。
（１１００℃以上の温度に加熱）
１１００℃以上の温度に加熱することで、ＡｌＮを分解して固溶Ｎ量を確保させる。加熱温度が１１００℃未満の場合には、ＡｌＮを十分分解することができず、その後の熱処理工程によっても固溶Ｎを確保することができない。温度が高ければ高いほど、ＡｌＮの分解が促進されるが、高すぎると（例えば１２５０℃以上）、ＡｌＮの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が熱変形してしまう問題が生じることがある。
１１００℃以上の温度に加熱することで、ＡｌＮを分解して固溶Ｎ量を確保させる。加熱温度が１１００℃未満の場合には、ＡｌＮを十分分解することができず、その後の熱処理工程によっても固溶Ｎを確保することができない。温度が高ければ高いほど、ＡｌＮの分解が促進されるが、高すぎると（例えば１２５０℃以上）、ＡｌＮの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が熱変形してしまう問題が生じることがある。
（７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、引き続き５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却）
ＡｌＮとセメンタイトが析出せず、フェライトが十分成長でき、固溶Ｎが所定量確保できるよう７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却する。
７００〜７５０℃までの冷却速度が１℃／ｓ未満の場合は、ＡｌＮが再び析出し始め、固溶Ｎ量を所定範囲とすることが困難になる。また、冷却速度が３℃／ｓを超えると、フェライトが微細化するため、変形抵抗が増加する。
ＡｌＮとセメンタイトが析出せず、フェライトが十分成長でき、固溶Ｎが所定量確保できるよう７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却する。
７００〜７５０℃までの冷却速度が１℃／ｓ未満の場合は、ＡｌＮが再び析出し始め、固溶Ｎ量を所定範囲とすることが困難になる。また、冷却速度が３℃／ｓを超えると、フェライトが微細化するため、変形抵抗が増加する。
７５０℃を超える温度で前記冷却速度（１〜３℃／ｓ）での冷却を終了した（冷却速度変化点温度が７５０℃を超える）場合は、フェライトが十分析出していないため、その後の冷却工程で、微細なフェライト相が析出する。
７００℃未満の温度まで前記冷却速度での冷却を行った（冷却速度変化点温度が７００℃未満）場合は、セメンタイトが析出し、所定量の固溶Ｃを確保しにくくなる。
７００℃未満の温度まで前記冷却速度での冷却を行った（冷却速度変化点温度が７００℃未満）場合は、セメンタイトが析出し、所定量の固溶Ｃを確保しにくくなる。
７００〜７５０℃の範囲まで前記冷却速度で冷却した後は、当該温度から３００℃以下までは、固溶Ｃを所定量確保するため、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する方法が用いられる。
３００℃以下までの冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、または、３００℃を超える温度で冷却を停止した（冷却停止温度が３００℃を超える）場合は、セメンタイトが析出し、所定量の固溶Ｃを確保しにくくなる。なお、冷却速度は、速いほど固溶Ｃ量の確保が容易となるが、操業条件に合わせて決定することができる。
３００℃以下までの冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、または、３００℃を超える温度で冷却を停止した（冷却停止温度が３００℃を超える）場合は、セメンタイトが析出し、所定量の固溶Ｃを確保しにくくなる。なお、冷却速度は、速いほど固溶Ｃ量の確保が容易となるが、操業条件に合わせて決定することができる。
本発明の鋼材の製造方法は、以上説明したとおりであるが、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、例えば、熱間圧延（鍛造）する工程の前に行う鍛造工程や、鋳塊や熱間加工材等を切断する切断工程や、ごみ等の不要物を除去する不要物除去工程等、他の工程を含めてもよい。
つぎに、本発明の冷間加工部品について説明する。
本発明において、冷間加工部品とは、自動車用の各種部品、例えば、ボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール、トーションバー、歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等である。
本発明において、冷間加工部品とは、自動車用の各種部品、例えば、ボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール、トーションバー、歯車、プーリー、クランクシャフト、等速ジョイント、コンロッド、トランスミッションギヤ等である。
本発明の冷間加工部品は、前記した鋼材に冷間加工を施して製造されたものであって、４００℃×１２０分の時効処理を施した後の部品硬さ（Ｈ２）が、時効処理前（冷間加工直後）の部品硬さ（Ｈ１）の９０％以上であることを特徴とする。そして、前記した鋼材を用いることによって、冷間加工部品が、前記のような部品硬さを有することとなる。その結果、冷間加工部品は、冷間加工の際に割れ等が発生せず、使用雰囲気温度が上昇しても部品強度が低下しない（耐時効軟化性に優れる）。
以下、本発明の実施例について、比較例と比較して具体的に説明する。
表１、２に記載の成分組成からなる供試材Ｎｏ．１Ａ〜２Ｚの供試鋼を調製し、この供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１２００℃で３ｈｒのソーキングをした後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断し、１５５ｍｍ角×６００ｍｍ長さのビレットとした。
表１、２に記載の成分組成からなる供試材Ｎｏ．１Ａ〜２Ｚの供試鋼を調製し、この供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１２００℃で３ｈｒのソーキングをした後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断し、１５５ｍｍ角×６００ｍｍ長さのビレットとした。
次に、表１、２に示す供試材Ｎｏ．１Ａ〜２Ｒについては、このビレットを、ダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ長さ）に溶接し、ダミービレットごと、表１、２に示す加熱温度まで加熱した後、φ８０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。その後、表１、２に示す冷却速度で所定温度（冷却停止温度）まで冷却し、熱間圧延材を作製した。
また、表２に示す供試材Ｎｏ．２Ｓ〜２Ｚについては、このビレットを、表２に示す加熱温度まで加熱した後、φ８０ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。その後、表２に示す冷却速度で所定温度（冷却停止温度）まで冷却し、熱間鍛造材を作製した。
さらに、固溶Ｎ量、固溶Ｃ量、セメンタイト相分率およびフェライト結晶粒径（フェライト相の平均結晶粒径）について、以下の方法により測定した。これらの結果を表１、２に示す。
＜固溶Ｎ量＞
供試材から切り出したサンプルで、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠する鋼中の全Ｎ量から、全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を算出する。
（ａ）鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
（ｂ）鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
供試材から切り出したサンプルで、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠する鋼中の全Ｎ量から、全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を算出する。
（ａ）鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
（ｂ）鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
＜固溶Ｃ量＞
固溶Ｃ量の測定には、高温弾性率等同時測定装置（日本テクノプラス株式会社製，ＥＧ−ＨＴ）を用いた。試験方法は下記のとおりである。そして、図１に示すように内部摩擦のピーク値を固溶Ｃ量とした。図１は、供試材１Ｂの内部摩擦の測定結果を示すものである。
方法：片持ち共振法
温度：室温〜２００℃（２℃ピッチ）
雰囲気：アルゴン雰囲気
試料形状：２ｍｍ（厚さ）×１０ｍｍ（幅）×６０ｍｍ（長さ）
固溶Ｃ量の測定には、高温弾性率等同時測定装置（日本テクノプラス株式会社製，ＥＧ−ＨＴ）を用いた。試験方法は下記のとおりである。そして、図１に示すように内部摩擦のピーク値を固溶Ｃ量とした。図１は、供試材１Ｂの内部摩擦の測定結果を示すものである。
方法：片持ち共振法
温度：室温〜２００℃（２℃ピッチ）
雰囲気：アルゴン雰囲気
試料形状：２ｍｍ（厚さ）×１０ｍｍ（幅）×６０ｍｍ（長さ）
＜セメンタイト相分率、および、フェライト結晶粒径＞
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）の表面から円柱の直径の１／４の深さの位置かつ横断面が観察できるように、丸棒材の長手方向に対して垂直に切断して樹脂に埋め込み、切断面をエメリー紙およびダイヤモンドバフで鏡面に研磨し、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させた。腐食面を光学顕微鏡で観察して構成組織および結晶粒を判別した。組織解析は、１００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、これらの写真に対して、画像解析ソフト（Image Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像を２値化して、白色の領域をフェライト相、黒色の領域をセメンタイトとし、それぞれの面積率を求め、５視野の平均値をセメンタイトの面積率（相分率）とした。
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）の表面から円柱の直径の１／４の深さの位置かつ横断面が観察できるように、丸棒材の長手方向に対して垂直に切断して樹脂に埋め込み、切断面をエメリー紙およびダイヤモンドバフで鏡面に研磨し、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させた。腐食面を光学顕微鏡で観察して構成組織および結晶粒を判別した。組織解析は、１００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、これらの写真に対して、画像解析ソフト（Image Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像を２値化して、白色の領域をフェライト相、黒色の領域をセメンタイトとし、それぞれの面積率を求め、５視野の平均値をセメンタイトの面積率（相分率）とした。
フェライト結晶粒径の測定は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントして結晶粒径の平均値を算出し、さらに５視野の平均値を平均結晶粒径とした。
これらの供試材について、最大変形抵抗（ＭＰａ）、部品硬さＨ１としてビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し冷間加工性について評価を行うと共に、耐時効軟化性について評価を行った。その結果を表３、４に示す。
＜冷間加工性の評価＞
表１、２に示す供試材（φ８０ｍｍの丸棒材）Ｎｏ．１Ａ〜２Ｚの中心部（直径の１／４位置）から、φ１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を、１６００トンプレスを用い、端面を拘束した状態で、表３、４に示す室温加工温度で、ひずみ速度１０／ｓの冷間鍛造により試験片の軸方向に８０％まで圧縮して、冷間鍛造材を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、試験片の圧縮方向長をＨ０、圧縮後（冷間鍛造材）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ０−Ｈ）／Ｈ０×１００で算出される。そして、冷間鍛造時に、１６００トンプレスに付属のロードセルと変位計を用いて、変位抵抗−変位曲線を記録し、この曲線における変形抵抗の最大値を最大変形抵抗とした。また、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を「×」、割れのない冷間鍛造材を「○」として、評価した。
表１、２に示す供試材（φ８０ｍｍの丸棒材）Ｎｏ．１Ａ〜２Ｚの中心部（直径の１／４位置）から、φ１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を、１６００トンプレスを用い、端面を拘束した状態で、表３、４に示す室温加工温度で、ひずみ速度１０／ｓの冷間鍛造により試験片の軸方向に８０％まで圧縮して、冷間鍛造材を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、試験片の圧縮方向長をＨ０、圧縮後（冷間鍛造材）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ０−Ｈ）／Ｈ０×１００で算出される。そして、冷間鍛造時に、１６００トンプレスに付属のロードセルと変位計を用いて、変位抵抗−変位曲線を記録し、この曲線における変形抵抗の最大値を最大変形抵抗とした。また、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を「×」、割れのない冷間鍛造材を「○」として、評価した。
得られた各冷間鍛造材について、冷間加工後の強度（部品硬さＨ１）として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材を中心位置で圧縮方向と平行に切断、樹脂に埋め込んで試料として調整し、表面研磨後、荷重を１０００ｇとして、冷間鍛造材の円柱形の軸方向中央における直径の１／４位置の左右３点ずつ計６点のビッカース硬さＨ１（Ｈｖ）を測定した。
＜耐時効軟化性の評価＞
前記で得られた各冷間鍛造材を４００℃×１２０分で時効処理し、前記と同様にして部品硬さＨ２（ビッカース硬さ（Ｈｖ））を測定した。そして、耐時効軟化性の指標として、下式（１）を用い、式（１）を満足する冷間鍛造材を「○」、満足しない冷間鍛造材を「×」として評価した。
（Ｈ２／Ｈ１）×１００≧９０・・・（１）
Ｈ１：冷間加工直後の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈ２：時効処理後の部品硬さ（Ｈｖ）
前記で得られた各冷間鍛造材を４００℃×１２０分で時効処理し、前記と同様にして部品硬さＨ２（ビッカース硬さ（Ｈｖ））を測定した。そして、耐時効軟化性の指標として、下式（１）を用い、式（１）を満足する冷間鍛造材を「○」、満足しない冷間鍛造材を「×」として評価した。
（Ｈ２／Ｈ１）×１００≧９０・・・（１）
Ｈ１：冷間加工直後の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈ２：時効処理後の部品硬さ（Ｈｖ）
これらの試験結果において、冷間加工性が「○」、耐時効軟化性が「○」のものを、総合判定を「○」と表示した。一方、冷間加工性および耐時効軟化性の少なくとも一方が「×」のものを、総合判定「×」と表示した。これらの結果を表３、４に示す。
表３、４に示すように、供試材Ｎｏ．１Ａ〜１Ｃ、１Ｄ−２、１Ｄ−３、１Ｅ−３、１Ｅ−４、１Ｅ−７、１Ｅ−８、１Ｆ、１Ｇ−３、１Ｇ−４〜２Ｆ、２Ｓ〜２Ｚ（実施例）は、本発明の範囲を満たすため、総合判定が「○」であった。一方、供試材Ｎｏ．１Ｄ−１、１Ｅ−１、１Ｅ−２、１Ｅ−５、１Ｅ−６、１Ｅ−９、１Ｇ−１、１Ｇ−２、１Ｇ−５、２Ｇ〜２Ｒ（比較例）は、本発明の範囲を満たさないため、総合判定が「×」であった。具体的には、以下のとおりである。
供試材Ｎｏ．１Ｄ−１は、加熱温度が低く、固溶Ｎ量およびフェライト結晶粒径が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．１Ｅ−１は、冷却速度が小さく、固溶Ｎ量が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．１Ｅ−２は、冷却速度が小さく、固溶Ｎ量およびフェライト結晶粒径が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材験Ｎｏ．１Ｅ−５は、冷却速度が大きく、フェライト結晶粒径が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。
供試材Ｎｏ．１Ｅ−６は、冷却速度変化点温度が低く、固溶Ｃ量が下限値未満、セメンタイト相分率が上限値を超えるため、割れが発生し、式（１）も満足しなかった。供試材Ｎｏ．１Ｅ−９は、冷却速度変化点温度が高く、フェライト結晶粒径が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．１Ｇ−１は、冷却速度が小さく、固溶Ｃ量が下限値未満、セメンタイト相分率が上限値を超えるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．１Ｇ−２は、冷却速度が小さく、固溶Ｃ量が下限値未満、セメンタイト相分率が上限値をこえるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．１Ｇ−５は、冷却停止温度が高く、固溶Ｃ量が下限値未満、セメンタイト相分率が上限値を超えるため、式（１）を満足しなかった。
供試材Ｎｏ．２Ｇは、Ｃ量が下限値未満、固溶Ｃ量が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．２Ｈは、Ｃ量が上限値を超え、固溶Ｃ量およびセメンタイト相分率が上限値を超えるため、割れが発生した。供試材Ｎｏ．２Ｉは、Ｓｉ量が下限値未満であるため、割れが発生した。供試材Ｎｏ．２Ｊは、Ｓｉ量が上限値を超えるため、割れが発生し、式（１）も満足しなかった。
供試材Ｎｏ．２Ｋは、Ｍｎ量が下限値未満であるため、割れが発生した。供試材Ｎｏ．２Ｌは、Ｍｎ量が上限値超えるため、割れが発生した。供試材Ｎｏ．２Ｍは、Ｐ量が上限値を超えるため、割れが発生した。供試材Ｎｏ．２Ｎは、Ｓ量が上限値を超えるため、割れが発生した。
供試材Ｎｏ．２Ｏは、Ａｌ量が下限値未満、フェライト結晶粒径が上限値を超えるため、割れが発生した。供試材Ｎｏ．２Ｐは、Ａｌ量が上限値を超え、固溶Ｎ量が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．２Ｑは、Ｎ量および固溶Ｎ量が下限値未満であるため、式（１）を満足しなかった。供試材Ｎｏ．２Ｒは、Ｎ量および固溶Ｎ量が上限値を超えるため、割れが発生した。
Claims (6)
- Ｃ：０．０３〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．０６質量％、Ｍｎ：０．４〜１質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０３質量％、Ｎ：０．００８〜０．０１５質量％、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
固溶Ｃ量が０．０１〜０．０２質量％、かつ、固溶Ｎ量が０．００８〜０．０１５質量％であり、
組織中のセメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で残部がフェライト相であり、
前記フェライト相の平均結晶粒径が２０〜１００μｍであることを特徴とする冷間加工用鋼材。 - 前記成分組成がさらに、Ｃｒ：２質量％以下（０質量％を含まない）およびＭｏ：１質量％以下（０質量％を含まない）のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間加工用鋼材。
- 前記成分組成がさらに、Ｃｕ：５質量％以下（０質量％を含まない）およびＮｉ：５質量％以下（０質量％を含まない）のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の冷間加工用鋼材。
- 前記成分組成がさらに、Ｃａ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）より成る群から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載の冷間加工用鋼材。
- 請求項１ないし請求項４のいずれか一項に記載の冷間加工用鋼材を製造する方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上の温度に加熱して熱間圧延または熱間鍛造する工程と、
前記熱間圧延または熱間鍛造した後に、７００〜７５０℃まで１〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、引き続き５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却する工程とを含むことを特徴とする冷間加工用鋼材の製造方法。 - 請求項１ないし請求項４のいずれか一項に記載の冷間加工用鋼材に冷間加工を施して製造された冷間加工部品であって、
前記冷間加工部品に４００℃×１２０分の時効処理を施した後の部品硬さが、下式（１）を満足することを特徴とする冷間加工部品。
（Ｈ２／Ｈ１）×１００≧９０・・・（１）
Ｈ１：冷間加工直後の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈ２：時効処理後の部品硬さ（Ｈｖ）
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