JP5949287B2

JP5949287B2 - 冷間鍛造用鋼材

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Publication number: JP5949287B2
Application number: JP2012170714A
Authority: JP
Inventors: 秀和末野; 大藤　善弘; 善弘大藤; 佑介臼井; 徹也大橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-08-01
Filing date: 2012-08-01
Publication date: 2016-07-06
Anticipated expiration: 2032-08-01
Also published as: JP2014031525A

Description

本発明は、冷間鍛造用鋼材に関し、詳しくは、熱間圧延棒鋼または線材を軟化焼鈍して得た、冷間鍛造後の被削性に優れた冷間鍛造用鋼材に関する。

自動車、産業機械に用いられる歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製機械部品の多くは、次の工程を経て製造されている。

工程（i）：機械構造用合金鋼からなる素材を準備する。素材は、例えば、熱間圧延棒鋼または線材である。

工程（ii）：素材を粗成形し、中間品を得る。

工程（iii）：工程（ii）で得た中間品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す。

工程（iv）：切削加工を施した中間品に対して、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を行う。

工程（v）：表面硬化処理した中間品に対して焼戻しを行う。焼戻し後、必要に応じてショットピーニング処理を行う。

上記工程（ii）における「粗成形」は、熱間鍛造または冷間鍛造により行われることが多い。

冷間鍛造は、熱間鍛造と較べて寸法精度が高いので、鍛造後の切削加工量を低減できることなどのメリットがある。このため、近年、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなっている。

冷間鍛造によって粗成形する場合、鍛造での変形抵抗を下げるために、鍛造前に球状化焼鈍を施すことが多い。しかし、球状化焼鈍組織の場合には、工程（iii）における切削加工時の被削性、つまり冷間鍛造後に施す切削加工時の被削性が低下するという問題がある。

そこで、冷間鍛造後の被削性に優れる冷間鍛造用鋼材が求められている。

特許文献１に、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．４％以上、Ｎｉ：１〜３％、Ｃｒ：１．２〜３．２％、Ｍｏ：０．２５〜２．０％を含む機械構造用鋼に、例えば７００〜８２０℃に加熱・保持したのち、１時間あたり２０℃を超えない速度で６００℃まで冷却する球状化熱処理を施し、基地に平均粒径が１μｍ以下で、かつ最大粒子径が３μｍを超えない炭化物を析出させた「被削性に優れた耐高面圧部材用鋼材」、およびその「耐高面圧部材用鋼材」に、浸炭焼入れ・焼戻し処理あるいは浸炭窒化焼入れ・焼戻し処理を施してなる「耐高面圧部材」が開示されている。

特許文献２に、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００３〜０．０７０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物の要件を満足する鋼材からなり、線状または棒状圧延材の軸心を通る縦断面において、該軸心と平行で且つ該軸心から（１／４）Ｄ（Ｄは圧延材の直径を表わす）離れた仮想線を中心線として含む被検面積１００ｍｍ²中に存在する、酸化物系と硫化物系からなる直径１０μｍ以上の複合介在物を２０個以下であり、且つ上記と同一の被検面積中に存在する直径３μｍ以上１０μｍ未満の硫化物系介在物が５０個以上であることを特徴とする「疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼」が開示されている。なお、上記の肌焼鋼は、鋼材が、必要に応じてさらに、特定量の、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｐｂ、ＴｅおよびＺｒのうちから選ばれる１種以上の元素を含有してもよい。

特開２００１−３２９３３６号公報特開平９−１７６７８４号公報

前述の特許文献１に開示された鋼材中の炭化物は球状である。このため、被削性向上効果が不十分である。

特許文献２に開示された技術は、熱間加工後に溶体化処理と焼ならし処理とを施した状態での被削性を高めたものでしかなく、冷間加工後の被削性については全く考慮されていない。このため、被削性向上効果が不十分である。

本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は冷間鍛造後の被削性に優れた冷間鍛造用鋼材を提供することである。

本発明者らは、熱間圧延棒鋼または線材（以下、単に「棒鋼または線材」ということがある。）の冷間鍛造後の被削性に関して種々調査、研究を実施した。その結果、下記（ａ）および（ｂ）の知見が得られた。

（ａ）フェライトとパーライトの混合組織（以下、「フェライト＋パーライト組織」という。）を主体とする棒鋼または線材、具体的には、光学顕微鏡で観察した際に、面積割合で組織の９０％以上が、フェライト＋パーライト組織である棒鋼または線材に球状化焼鈍を施すと、パーライト中のセメンタイトが分断され、さらに球状に成長する。そのようなフェライトと球状化セメンタイトからなる組織（以下、「フェライト＋球状化セメンタイト組織」という。）は、軟質なフェライト領域が多いため、良好な被削性が確保できない。

（ｂ）フェライト＋パーライト組織を主体とする棒鋼または線材に対し、球状化焼鈍を施し、パーライト中のセメンタイトを分断、さらに球状に成長させるのではなく、パーライト中のセメンタイトを分断する程度にとどめるような軟化焼鈍を施すと、球状化焼鈍後のセメンタイトと比べて微細な低アスペクト比のセメンタイトと、アスペクト比がある程度大きいセメンタイトとからなる、フェライト＋セメンタイト組織となる。このようなフェライト＋セメンタイト組織は、球状化焼鈍を施した場合のフェライト＋球状化セメンタイト組織に比べて軟質なフェライト領域が少なく、良好な被削性を得ることができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す冷間鍛造用鋼材にある。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％および
Ａｌ：０．０２〜０．０５％を含有し、
残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下および
Ｏ：０．００２％以下
の化学組成を有し、
ミクロ組織が、
フェライト＋セメンタイト組織からなり、さらに、
長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比が、５以上、１０未満である、
ことを特徴とする、冷間鍛造用鋼材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｎｉ：１．０％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
から選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）に記載の冷間鍛造用鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
から選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の冷間鍛造用鋼材。

本発明の冷間鍛造用鋼材は、冷間鍛造後の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製機械部品の素材として好適に用いることができる。

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

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１０〜０．３％
Ｃは、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れしたときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。Ｃの含有量が０．１０％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．３％とした。Ｃの含有量は、０．１５％以上であることが好ましい。Ｃの含有量は、０．２６％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．０％とした。Ｓｉの含有量は０．１％以上であることが好ましい。Ｓｉの含有量は０．８％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．４％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．０％とした。Ｍｎの含有量は、０．５％以上であることが好ましい。Ｍｎの含有量は、１．８％以下であることが好ましい。

Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。Ｓの含有量が０．００３％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、疲労強度を低下させる傾向があり、その含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。Ｓの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｓの含有量は、０．０３％以下であることが好ましい。

Ｃｒ：０．５〜３．０％
Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜３．０％とした。Ｃｒの含有量は１．０％以上であることが好ましい。Ｃｒの含有量は２．５％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖと結合して、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮを形成し、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化抑制効果を有する元素である。Ｎの含有量が０．０１０％未満では、その効果が十分に得られない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、特に製鋼工程において、安定した量産が難しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０２５％とした。Ｎの含有量は０．０１３％以上であることが好ましい。Ｎの含有量は、０．０２０％以下であることが好ましい。

Ａｌ：０．０２〜０．０５％
Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する元素である。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．０２％未満では、オーステナイト粒粗大化防止効果が不十分である。一方、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、粗大なＡｌＮが生成しやすく、オーステナイト粒粗大化防止効果が十分得られない。したがって、Ａｌの含有量を０．０２〜０．０５％とした。Ａｌの含有量は０．０２５％以上であることが好ましい。Ａｌの含有量は、０．０４％以下であることが好ましい。

本発明に係る冷間鍛造用鋼材の化学組成の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料として使用される鉱石および／またはスクラップ、あるいは製造過程の環境などから混入するものを指す。

以下、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界を脆化させやすく、疲労強度を低下させてしまう。したがって、上限を設け、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。Ｐの含有量は０．０１５％以下であることが好ましい。

Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大なＴｉＮを形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。したがって、上限を設け、Ｔｉの含有量を０．００３％以下とした。Ｔｉの含有量は０．００２％以下であることが好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。したがって、上限を設け、Ｏの含有量を０．００２％以下とした。Ｏの含有量は０．００１５％以下であることが好ましい。

本発明に係る冷間鍛造用鋼材の化学組成の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶのうちの１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏについて説明する。

Ｃｕ：０．３％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．３％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、含有させる場合のＣｕの量を０．３％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は０．２％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣｕの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．０５％以上であることが好ましい。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、含有させる場合のＮｉの量を１．０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は０．８％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｉの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．１％以上であることが好ましい。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があり、また、焼戻し軟化抵抗を高める効果もあって、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。したがって、含有させる場合のＭｏ量を０．８％以下とした。含有させる場合のＭｏの量は０．４％以下であることが好ましい。

一方、前記したＭｏの焼入れ性の向上と焼戻し軟化抵抗の向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０５％以上であることが好ましい。

上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は２．１％以下であってもよいが、１．５％以下とすることが好ましい。

ＮｂおよびＶは、いずれも、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止する作用を有する。このため、より高いオーステナイト粒粗大化防止効果を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、ＮｂおよびＶについて説明する。

Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止効果を有し、浸炭品の靱性および疲労強度の向上に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、硬質な炭化物が生成し冷間鍛造後の被削性が劣化する上、オーステナイト粒粗大化防止の効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．０８％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は０．０５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｂのオーステナイト粒粗大化防止効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は０．０１％以上であることが好ましい。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合してＶＣ、ＶＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止効果を有し、浸炭品の靱性および疲労強度の向上に寄与するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．２％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＶの量を０．２％以下とした。含有させる場合のＶの量は０．１５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＶのオーステナイト粒粗大化防止効果を安定して得るためには、含有させる場合のＶの量は０．０２％以上であることが好ましい。

上記のＮｂおよびＶｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．２８％以下であってもよいが、０．２０％以下とすることが好ましい。

（Ｂ）ミクロ組織
本発明に係る冷間鍛造用鋼材のミクロ組織は、フェライト＋セメンタイト組織からなり、さらに、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比が、５以上、１０未満でなければならない。

上記の「フェライト＋セメンタイト組織」とは、フェライト（母相）中にセメンタイトが存在している組織のことである。

本発明で規定する長径０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比は、「パーライト中のセメンタイトの分解および球状化の度合」の指標である。

セメンタイトのうちで、長径が０．５μｍ未満のセメンタイトの形状（板状、棒状、球状など）と割合は問わない。

歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製機械部品を、例えば、棒鋼または線材から冷間鍛造により粗成形する場合、鍛造前に棒鋼または線材に対して球状化焼鈍を施すことが多い。これは、フェライト＋パーライト組織を主体とする棒鋼または線材の場合、球状化焼鈍を施すと、パーライト中のセメンタイトが球状化、成長して、フェライト＋球状化セメンタイト組織となり、この組織はフェライト＋パーライト組織に比べて硬さが低いので変形抵抗が低下し、冷間鍛造性が向上するためである。しかしながら、上記のフェライト＋球状化セメンタイト組織は、フェライト＋パーライト組織に比べて軟質なフェライト領域が多い。このため、冷間鍛造性は向上するものの、冷間鍛造後に良好な被削性が確保できない。

一方、フェライト＋パーライト組織を主体とする棒鋼または線材の場合、軟化焼鈍によって、パーライト中に層状に存在するセメンタイトを分断して、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比を、５以上、１０未満とすれば、軟化に基づく冷間鍛造性の向上に加えて、軟質なフェライト領域が少なくなるので、冷間鍛造後に優れた被削性を得ることができる。

軟化焼鈍した際、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比が、５未満の小さい値であれば、冷間鍛造性の向上代は大きくなるものの、軟質なフェライト領域が多いので、冷間鍛造後に優れた被削性を得ることができない。また、軟化焼鈍して、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比が、１０以上の大きい値であれば、パーライト中のセメンタイトの分解による軟化が不十分であり、冷間鍛造性の向上が不十分である上、冷間鍛造後に優れた被削性を得ることができない。

長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比は、６以上であることが好ましい。上記セメンタイトの平均アスペクト比は、８以下であることが好ましい。

軟化焼鈍前のフェライト＋パーライト組織を主体とする棒鋼または線材の組織には、面積割合で組織の１０％以下のベイナイトを含んでも構わない。しかしながら、ベイナイトの割合が高くなると、軟化焼鈍によって、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比が、５未満の小さい値になりやすいので、軟化に基づく冷間鍛造性の向上が達成できても、冷間鍛造後に優れた被削性を得ることができない。したがって、軟化焼鈍前のフェライト＋パーライト組織を主体とする棒鋼または線材の組織に占めるベイナイトの割合は、極力少ないことが好ましい。

本発明に係る冷間鍛造用鋼材のミクロ組織における「相」の同定は、例えば、冷間鍛造用鋼材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面（横断面）から、２０ｍｍ×２０ｍｍ程度の面積が被検面となるように試験片を切り出した後、その横断面を鏡面研磨してナイタルで腐食し、倍率４００倍で光学顕微鏡を用いて観察することによって行うことができる。

なお、軟化焼鈍前の棒鋼または線材のミクロ組織における「相」の同定も、同様に、例えば、棒鋼または線材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面（横断面）から、２０ｍｍ×２０ｍｍ程度の面積が被検面となるように試験片を切り出した後、その横断面を鏡面研磨してナイタルで腐食し、倍率４００倍で光学顕微鏡を用いて観察することによって行うことができる。

長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比は、例えば、次のようにして求めることができる。

冷間鍛造用鋼材の横断面を切り出した後、その横断面を鏡面研磨してピクラルで腐食した試験片について、倍率４０００倍で、各視野の大きさを１５μｍ×１５μｍ（＝２２５μｍ²）として、走査型電子顕微鏡を用いて、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトが３０個以上存在する視野をランダムに１０視野観察する。そして、先ず、各視野における長径が０．５μｍ以上である個々のセメンタイトの平均アスペクト比を求める。次に、視野毎の平均アスペクト比を算術平均して、１０視野における平均アスペクト比を求める。

なお、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトが３０個以上存在する視野を観察するのは、フェライト＋パーライト組織を主体とする棒鋼または線材を軟化焼鈍すると、軟化焼鈍前にフェライトであった部分とパーライトであった部分でセメンタイトの密度が大きく異なるためである。

（Ｃ）本発明に係る冷間鍛造用鋼材の製造方法の一例
軟化焼鈍後のセメンタイトの個々のサイズ、個々のアスペクト比および平均アスペクト比に対して、鋼の化学組成、鋳片および鋼片の製造条件、鋳片および鋼片における成分元素の偏析、熱間圧延棒鋼または線材の製造条件である圧延条件およびその後の冷却速度、さらには軟化焼鈍条件などが影響する。

そこで、本発明に係る冷間鍛造用鋼材のミクロ組織を得る方法の一例として、Ｃ：０．２０〜０．２５％、Ｓｉ：０．２〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜０．８％およびＣｒ：０．８〜１．３％を含有する鋼を用いた場合について示す。本発明の冷間鍛造用鋼材の製造方法は、これに限るものではない。

〈１〉鋼を溶製し、鋳片を製造する。このとき、凝固途中の鋳片に圧下を加える。

〈２〉製造された鋳片を加熱温度１２５０〜１３００℃、加熱時間３００分以上の条件で加熱してから分塊圧延する。

〈３〉分塊圧延後の鋼片の冷却は放冷とする。

〈４〉鋼片の加熱温度を１２３０〜１２８０℃、かつ、加熱時間を９０分以上として熱間圧延する。

〈５〉熱間圧延仕上げ温度を９５０〜１０５０℃とし、仕上げ圧延後は大気中で放冷（以下、「空冷」という。）し６００℃以下の温度まで冷却する。なお、熱間圧延での仕上げ圧延後の冷却は、空冷して室温まで冷却する必要はない。６００℃以下の任意の温度に至った時点で、放冷、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段に変更して室温まで冷却してもよい。

〈６〉鋼片から熱間圧延棒鋼または線材への圧延比（鋼片の断面積／棒鋼または線材の断面積）が８以上、棒鋼または線材の直径を１５〜４０ｍｍとして熱間圧延する。

〈７〉室温まで冷却した熱間圧延棒鋼または線材に対して、例えば次の条件で軟化焼鈍を施す。
７２０℃まで２００分で昇温させ、加熱時間を１８０分として加熱する。次いで、６００℃まで３６０分で冷却し、その後、空冷して室温まで冷却する。

本明細書において、加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。

熱間圧延の仕上げ温度とは、熱間圧延で所定のサイズに仕上げ成形した最終圧延機出側での棒鋼または線材の表面温度を指す。

仕上げ圧延後の冷却速度および温度も、棒鋼または線材の表面での冷却速度および温度を指す。

軟化焼鈍条件における７２０℃および６００℃は、棒鋼または線材の表面での温度を指す。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｊを７０トン転炉で溶製した。

鋼Ａ〜Ｇは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。鋼Ｈ〜Ｊは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

鋼Ａ〜Ｊの溶鋼を連続鋳造して、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製した。作製された鋳片を、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造において、凝固途中の段階で鋳片に圧下を加えた。

上記の６００℃まで冷却した鋳片を、加熱温度１２８０℃、加熱時間３６０分の条件で加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、空冷して室温まで冷却した。

さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を、加熱温度１２５０℃、加熱時間１００分の条件で加熱した後、仕上げ温度を１０５０℃として熱間圧延し、仕上げ圧延後は空冷し、直径３０ｍｍの棒鋼を得た。

各試験番号について、上記のようにして得た直径３０ｍｍの熱間圧延棒鋼の一部を用いて、先ず、その長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面である「横断面」を切り出した。

次いで、上記の横断面を鏡面研磨してナイタルで腐食した試験片について、倍率４００倍で、光学顕微鏡を用いて観察し、次に述べる軟化焼鈍を行う前の棒鋼のミクロ組織における「相」の同定を行った。さらに、ミクロ組織に占めるフェライト＋パーライト組織およびベイナイトの面積割合も調査した。

上記のようにして得た軟化焼鈍を行う前の直径３０ｍｍの各棒鋼のミクロ組織は、９０％以上がフェライト＋パーライト組織であり、ベイナイトの面積割合は１０％以下であった。

各試験番号について、上記のようにして得た直径３０ｍｍの棒鋼の残りを用いて、軟化焼鈍を施した。すなわち、棒鋼を表２に示す温度まで２００分で昇温させ、加熱時間を１８０分として加熱した。次いで、６００℃まで３６０分で冷却し、その後、空冷して室温まで冷却した。

各試験番号について、上記軟化焼鈍を施した直径３０ｍｍの棒鋼の一部を用いて、「横断面」を切り出した。

次いで、上記の横断面を鏡面研磨してナイタルで腐食した試験片について、倍率４００倍で、光学顕微鏡を用いて観察して、ミクロ組織における「相」の同定を行った。

また、次のようにして、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比を求めた。

前記のミクロ組織における「相」の同定を行った試験片について、その横断面を再度鏡面研磨した。

次いで、横断面をピクラルで腐食した後、倍率４０００倍で、各視野の大きさを１５μｍ×１５μｍ（＝２２５μｍ²）として、走査型電子顕微鏡を用いて、長径が０．５μｍ以上のセメンタイトが３０個以上存在する視野をランダムに１０視野観察した。そして、先ず、各視野における長径が０．５μｍ以上である個々のセメンタイトの平均アスペクト比を求めた後に、視野毎の平均アスペクト比を算術平均して、１０視野における平均アスペクト比を求めた。

各試験番号について、上記の軟化焼鈍を施した直径３０ｍｍの棒鋼の残りを用いて、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜きにより歪を与え、その引抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価することとした。

すなわち、軟化焼鈍を施した直径３０ｍｍの棒鋼の残りを、減面率３０．６％で冷間引抜きして、直径２５ｍｍの棒鋼にした。この冷間引抜きした棒鋼を長さ５００ｍｍに切断して、旋削加工用の試験材を得た。

このようにして得た直径２５ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、切削開始から１〜２分の間での切粉長さの平均値から、被削性を調査した。

＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード、
コーティング：なし。
＜旋削加工条件＞
周速：２５０ｍ／分、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：１．０ｍｍ、
潤滑：水溶性切削油を使用。

なお、上記旋削加工において、被削性としての「切粉長さ」は、浸炭用肌焼鋼として一般的であるＪＩＳ規格ＳＣｒ４２０Ｈを満たす鋼Ａの直径３０ｍｍの熱間圧延棒鋼の一部を用いて、前述した軟化焼鈍を施すことなく熱間圧延ままの状態から、減面率３０．６％で冷間引抜きして得た直径２５ｍｍの棒鋼を、長さ５００ｍｍに切断した試験材について、上記と同様の旋削加工を行い、得られた切粉長さの平均値を基準値「１００」とし、この基準値と比較して評価した。

なお、上記被削性評価の基準となる鋼Ａの直径３０ｍｍの熱間圧延棒鋼は、前述のとおり、１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を、加熱温度１２５０℃、加熱時間１００分の条件で加熱した後、仕上げ温度を１０５０℃として熱間圧延し、仕上げ圧延後は空冷して得たものである。そして、既に述べた方法で調査したミクロ組織は、具体的には、９５％がフェライト＋パーライト組織であり、ベイナイトの面積割合は５％であった。

被削性の目標は、上記の基準値を５０％以上下回ることとした。

表３に、上記の各調査結果を示す。

表３から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号の場合には、目標とする被削性が得られていることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れる「比較例」の試験番号の場合には、目標とする被削性が得られていないことが明らかである。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％および
Ａｌ：０．０２〜０．０５％を含有し、
残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下および
Ｏ：０．００２％以下
の化学組成を有し、
ミクロ組織が、
フェライト＋セメンタイト組織からなり、さらに、
長径が０．５μｍ以上のセメンタイトの平均アスペクト比が、５以上、１０未満である、
ことを特徴とする、冷間鍛造用鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｎｉ：１．０％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
から選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造用鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
から選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１または２に記載の冷間鍛造用鋼材。