JP7328519B2 - 冷間鍛造用鋼材 - Google Patents
冷間鍛造用鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7328519B2 JP7328519B2 JP2019133309A JP2019133309A JP7328519B2 JP 7328519 B2 JP7328519 B2 JP 7328519B2 JP 2019133309 A JP2019133309 A JP 2019133309A JP 2019133309 A JP2019133309 A JP 2019133309A JP 7328519 B2 JP7328519 B2 JP 7328519B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- cold forging
- less
- steel material
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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）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。
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：０．０２～０．２５％、
Ｓｉ：０．００５～０．５００％、
Ｍｎ：０．７０超～２．２５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２～０．３０％、
Ｖ：０．０５５～０．２８０％未満、
Ｔｉ：０．００５超～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００３～０．０１２％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物、からなり、
前記不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量が０．０５質量％以下であり、
式（１）を満たす化学組成を有し、
ミクロ組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有し、
前記ミクロ組織における前記フェライトの面積率が１５～９０％である。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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。
質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２５％、
Ｓｉ：０．００５～０．５００％、
Ｍｎ：０．７０超～２．２５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２～０．３０％、
Ｖ：０．０５５～０．２８０％未満、
Ｔｉ：０．００５超～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００３～０．０１２％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物、からなり、
前記不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量が０．０５質量％以下であり、
式（１）を満たす化学組成を有し、
ミクロ組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有し、
前記ミクロ組織における前記フェライトの面積率が１５～９０％である。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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。
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。
従来のような、熱間鍛造後に時効硬化処理される鋼材を「熱間鍛造用鋼材」と定義する。熱間鍛造用鋼材では、その組織をベイナイト主体とする。熱間鍛造用鋼材では、ベイナイト主体の組織とすることにより、ベイナイト中にＶ、Ｃ及びＮを固溶させておく。そして、時効硬化処理において、ベイナイト中に固溶していたＶ、Ｃ及びＮを、Ｖ析出物として析出させる。
これに対して、冷間鍛造後に時効硬化処理される冷間鍛造用鋼材の場合、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。この場合、時効硬化処理におけるＶ析出物生成の駆動力は、組織中に蓄積されたひずみである。つまり、冷間鍛造用鋼材の時効硬化処理におけるＶ析出物生成の駆動機構は、熱間鍛造用鋼材の時効硬化処理におけるＶ析出物生成の駆動機構とは異なる。そのため、冷間鍛造用鋼材では、冷間鍛造後であって時効硬化処理前の鋼材において、組織中にひずみを蓄積できる方が好ましい。
以上の考えに基づいて、本発明者らはさらに、冷間鍛造用鋼材における、ひずみを蓄積するのに適切な組織について検討した。フェライトは、パーライトやベイナイトと比較して、強度が低い。したがって、冷間鍛造用鋼材の組織中のフェライト量が多いほど、組織にひずみが入りやすく、ひずみが蓄積しやすいと、本発明者らは考えた。
しかしながら、調査を実施した結果、冷間鍛造用鋼材の組織中のフェライト量が多いほどひずみが多く蓄積されるわけではないことが判明した。つまり、フェライト量が多すぎれば、時効硬化によるＶ析出物による硬化代（硬さの増加代）がかえって低くなる場合があることが判明した。
このような従来知られていない現象の原因について本発明者らはさらに検討した。そして、次のとおり考えた。組織中のフェライト量が多すぎる場合、ひずみが組織全体に分散され、集中して蓄積されにくくなる。このように組織全体に分散されたひずみは、時効硬化処理において、Ｖ析出物生成の駆動力としては強く作用しにくい。
一方、組織中において、ひずみが集中して蓄積される領域が存在する場合、集中したひずみは時効硬化処理におけるＶ析出物生成の駆動力として強く作用する。そのため、ひずみを集中して蓄積できる組織の方が、時効硬化によるＶ析出物量を多くすることが可能であり、時効硬化処理後の機械構造用部品の疲労強度をより高めることができる。
さらに検討した結果、冷間鍛造用鋼材の組織において、フェライトを必須としつつ、パーライト及び／又はベイナイトもある程度存在させることにより、冷間鍛造によりひずみが集中して蓄積され、時効硬化処理によりＶ析出物が十分に析出することが判明した。この理由として次の事項が考えられる。上述のとおり、パーライト及びベイナイトはフェライトよりも強度が高い。そのため、冷間鍛造時において、パーライト及びベイナイトは、フェライトよりもひずみが導入されにくい。組織中において、フェライトだけでなく、パーライト及び／又はベイナイトが適量存在すれば、冷間鍛造時においてパーライト及び／又はベイナイトがフェライトを拘束し、フェライトにひずみを集中して蓄積させることができる。そのため、時効硬化処理時においてＶ析出物が多数生成し、優れた疲労強度が得られる。
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。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。
上記知見により、本発明の実施の形態では、フェライトを必須としつつ、パーライト及び／又はベイナイトもある程度存在させることにより、優れた疲労強度を確保し、さらに、Ｔｉ析出物を利用することにより、低温靭性も高まることが分かった。
そこで、Ｔｉを含有させ、かつ、適切なミクロ組織にするための化学組成及び構成について、さらに検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２５％、Ｓｉ：０．００５～０．５００％、Ｍｎ：０．７０超～２．２５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０．０２～０．３０％、Ｖ：０．０５５～０．２８０％未満、Ｔｉ：０．００５超～０．１００％、及び、Ｎ：０．００３～０．０１２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、上記不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量が０．０５質量％以下であり、式（１）を満たす化学組成を有する鋼材において、ミクロ組織におけるフェライト面積率が１５～９０％であり、残部がパーライト及び／又はベイナイトであれば、冷間鍛造性を維持しつつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、優れた疲労強度及び高い低温靭性が得られることが分かった。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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。
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：０．０２～０．２５％、
Ｓｉ：０．００５～０．５００％、
Ｍｎ：０．７０超～２．２５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２～０．３０％、
Ｖ：０．０５５～０．２８０％未満、
Ｔｉ：０．００５超～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００３～０．０１２％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量が０．０５質量％以下であり、
式（１）を満たす化学組成を有し、
ミクロ組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有し、
前記ミクロ組織における前記フェライトの面積率が１５～９０％である。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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。
質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２５％、
Ｓｉ：０．００５～０．５００％、
Ｍｎ：０．７０超～２．２５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２～０．３０％、
Ｖ：０．０５５～０．２８０％未満、
Ｔｉ：０．００５超～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００３～０．０１２％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量が０．０５質量％以下であり、
式（１）を満たす化学組成を有し、
ミクロ組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有し、
前記ミクロ組織における前記フェライトの面積率が１５～９０％である。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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、
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。
［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、
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。
［３］の冷間鍛造用鋼材は、
［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、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。
［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、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。
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。
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：０．０２～０．２５％
炭素（Ｃ）は、時効硬化処理後に後述のＶと結合してＶ析出物を形成し、鋼材の強度を高める。その結果、鋼材の疲労強度が高まる。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。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。Ｃ含有量が０．２５％を超えればさらに、低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．２５％である。Ｃ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０．２３％未満であり、さらに好ましくは０．２１％である。
炭素（Ｃ）は、時効硬化処理後に後述のＶと結合してＶ析出物を形成し、鋼材の強度を高める。その結果、鋼材の疲労強度が高まる。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。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。Ｃ含有量が０．２５％を超えればさらに、低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．２５％である。Ｃ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０．２３％未満であり、さらに好ましくは０．２１％である。
Ｓｉ：０．００５～０．５００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．００５％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０．５００％を超えれば、フェライトの強度が高くなりすぎて、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５～０．５００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．００５％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０．５００％を超えれば、フェライトの強度が高くなりすぎて、鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５～０．５００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
Ｍｎ：０．７０超～２．２５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材のフェライト中に固溶して強度を高める。また、鉄炭化物を安定化させるため、パーライト又はベイナイトの生成を促進し、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．７０％以下であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．２５％を超えれば、鋼材の硬度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。Ｍｎ含有量が２．２５％を超えればさらに、鋼材のフェライト面積率が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０超～２．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．１５％であり、さらに好ましくは２．１０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材のフェライト中に固溶して強度を高める。また、鉄炭化物を安定化させるため、パーライト又はベイナイトの生成を促進し、鋼材の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．７０％以下であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．２５％を超えれば、鋼材の硬度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。Ｍｎ含有量が２．２５％を超えればさらに、鋼材のフェライト面積率が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０超～２．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．１５％であり、さらに好ましくは２．１０％である。
Ｐ：０．０３０％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、局所的な靭性低下の原因となる。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、局所的な靭性低下が発生する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％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。
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、局所的な靭性低下の原因となる。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、局所的な靭性低下が発生する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％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、鋼材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Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、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、粗大なＭｎＳが生成する。粗大なＭｎＳは割れの起点となるため、鋼材の冷間鍛造性が低下する。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％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。過剰な脱硫は製造コストを高める。したがって、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００５％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０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
硫黄（Ｓ）は、鋼材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Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、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、粗大なＭｎＳが生成する。粗大なＭｎＳは割れの起点となるため、鋼材の冷間鍛造性が低下する。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％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。過剰な脱硫は製造コストを高める。したがって、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００５％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０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％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、過剰にＡｌ窒化物が析出し、Ｖの析出を阻害する。その結果、耐久比が低下する。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。
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、過剰にＡｌ窒化物が析出し、Ｖの析出を阻害する。その結果、耐久比が低下する。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、フェライトに固溶してフェライトの強度を高める。その結果、耐久比が高まる。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含有量が０．３０％を超えれば、パーライト及び／又はベイナイト組織が粗大化する。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０．０３１％であり、さらに好ましくは０．０４１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
クロム（Ｃｒ）は、フェライトに固溶してフェライトの強度を高める。その結果、耐久比が高まる。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含有量が０．３０％を超えれば、パーライト及び／又はベイナイト組織が粗大化する。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０．０３１％であり、さらに好ましくは０．０４１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｖ：０．０５５～０．２８０％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、Ｖ析出物を形成する。これにより、時効硬化処理に起因した鋼材の強度低下が抑制される。Ｖ含有量が０．０５５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．２８０％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０．２８０％以上ではさらに、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５５～０．２８０％未満である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２７０％であり、さらに好ましくは０．２５０％である。
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、Ｖ析出物を形成する。これにより、時効硬化処理に起因した鋼材の強度低下が抑制される。Ｖ含有量が０．０５５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．２８０％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０．２８０％以上ではさらに、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５５～０．２８０％未満である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２７０％であり、さらに好ましくは０．２５０％である。
Ｔｉ：０．００５超～０．１００％
チタン（Ｔｉ）は、鋼材の低温靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００５％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。Ｔｉ含有量が０．１００％を超えればさらに、低温靱性はかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５超～０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は、０．０５０％である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼材の低温靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００５％以下であれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。Ｔｉ含有量が０．１００％を超えればさらに、低温靱性はかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５超～０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は、０．０５０％である。
Ｎ：０．００３～０．０１２％
窒素（Ｎ）は、時効硬化処理によりＶ及びＣと結合してＶ析出物を析出する。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０．０１２％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０．００３～０．０１２％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０．０１１％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
窒素（Ｎ）は、時効硬化処理によりＶ及びＣと結合してＶ析出物を析出する。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０．０１２％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０．００３～０．０１２％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０．０１１％であり、さらに好ましくは０．０１０％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。
本発明において、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは不純物である。不純物であるＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの含有量は次のとおりである。
Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏ：合計で０．０５％以下
銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、不純物である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいし、Ｎｉ含有量は０％であってもよいし、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。つまり、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量は０％であってもよい。
銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、不純物である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいし、Ｎｉ含有量は０％であってもよいし、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。つまり、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量は０％であってもよい。
Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏはフェライトを固溶強化し、冷間鍛造性を低下させる。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏはさらに、フェライトへのひずみの蓄積を妨げる。具体的には、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏ含有量が合計で０．０５％を超えると、冷間鍛造時の変形荷重が増大する。したがって、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏ含有量の合計含有量は０．０５％以下である。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量はなるべく低い方が好ましく、上述のとおり、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量は０％であってもよい。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量の好ましい上限は、０．０４％である。Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、精錬コストを考慮すれば、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。
［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。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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。
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。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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（１）の根拠を説明する。ｆｎを次のとおり定義する。
ｆｎ＝［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］
要するに、ｆｎは式（１）の左辺である。図１は、ｆｎ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。
ｆｎ＝［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］
要するに、ｆｎは式（１）の左辺である。図１は、ｆｎ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：０．０５～０．２％、Ｓｉ：０．０５０％、Ｍｎ：１．８０％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０１０％、Ａｌ：０．０１５％、Ｃｒ：０．１５％、Ｖ：０．０９～０．１８％、Ｔｉ：０．０１５％及びＮ：０．００６％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、ｆｎ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、ｆｎが０．５０を超えれば、冷間鍛造荷重／耐久比は６０．０ｔｏｎ以上である。一方、ｆｎが０．５０以下であれば、冷間鍛造荷重／耐久比は６０．０ｔｏｎ未満に低下する。
以上のとおり、ｆｎ＝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（１）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。
ｆｎ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、ｆｎ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、ｆｎ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、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。
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。
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。
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、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、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。
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、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、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。
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。
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、フェライト、パーライト及び／又はベイナイトを含有する。
本発明の冷間鍛造用鋼材の組織は、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、フェライトの面積率は１５～９０％である。フェライトの面積率が低すぎれば、鋼材の冷間鍛造性が低下する。フェライトの面積率が低すぎればさらに、冷間鍛造時において、時効析出の駆動力としてのひずみが集中して蓄積しない。一方、フェライトの面積率が高すぎれば、冷間鍛造により導入されたひずみが分散してしまう。この場合、時効硬化処理において、ひずみがＶ析出物生成の駆動力として強く作用せず、Ｖ析出物の生成量が不十分となる。その結果、疲労強度が低下する。
冷間鍛造時において、フェライトに集中してひずみを蓄積させるためには、冷間鍛造時にフェライトを拘束するパーライト及び／又はベイナイトの存在がある程度必要となる。パーライト及び／又はベイナイトの適量の存在により、冷間鍛造時において、フェライトにひずみが集中して蓄積される。この場合、時効硬化処理工程において、集中して蓄積されたひずみがＶ析出物生成の駆動力として強く作用して、十分な量のＶ析出物を生成できる。その結果、時効硬化処理後において、優れた疲労強度が得られる。この効果を得るためのフェライトの面積率は１５～９０％である。組織中のフェライト面積率の好ましい下限は２０％であり、さらに好ましくは２５％であり、さらに好ましくは３０％である。フェライト面積率の好ましい上限は８０％であり、さらに好ましくは７５％であり、さらに好ましくは７０％である。
組織において、パーライト及び／又はベイナイトの面積率が高すぎれば、冷間鍛造性が低下する。そのため、パーライトの面積率は、１０超～８５％であるのがさらに好ましい。ベイナイトの面積率は、５超～８５％であるのがさらに好ましい。
マルテンサイトは、フェライト、パーライト及びベイナイトと比較して冷間変形能に劣り、冷間鍛造時の割れの発生原因となりうる。したがって、ミクロ組織において、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。
［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。
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。
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。
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。
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。
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。
［仕上げ温度について］
熱間加工工程において、最後の圧下後の鋼材温度を仕上げ温度（℃）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、仕上げ温度は、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機列で最後に圧下をしたスタンドの出側での鋼材温度（鋼材の表面温度）を意味する。仕上げ温度は８００～１１００℃未満である。仕上げ温度の好ましい下限は８５０℃であり、さらに好ましくは９００℃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。
熱間加工工程において、最後の圧下後の鋼材温度を仕上げ温度（℃）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、仕上げ温度は、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機列で最後に圧下をしたスタンドの出側での鋼材温度（鋼材の表面温度）を意味する。仕上げ温度は８００～１１００℃未満である。仕上げ温度の好ましい下限は８５０℃であり、さらに好ましくは９００℃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。
熱間加工工程の加熱温度を１０００～１３００℃とし、仕上げ温度を８００～１１００℃未満とすることにより、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、後述の熱間加工後に冷却速度の条件を満たすことを前提として、式（１）が満たされる。仕上げ温度を８００～１１００℃未満とすることによりさらに、旧オーステナイト粒の粗大化及びネットワークフェライトの形成を抑制する。
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、熱間加工後の冷却速度は、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。
熱間加工工程において、熱間加工後の冷却速度は、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未満であれば、フェライトが粒成長する時間が長くなり、結果として鋼材中のフェライト面積率が高くなりすぎる。さらに、冷却速度が遅すぎるため、Ｖ析出物が析出して、式（１）が満たされなくなる場合がある。
一方、熱間加工後の冷却速度が１０．０℃／ｓを超えれば、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の生成が促進され、フェライト面積率が低くなりすぎる。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、フェライト面積率が１０～９０％となり、さらに、式（１）が満たされる。
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。
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。
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（２）で定義される。
Ａｃ3＝－２３０×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ＋９１０ （２）
ここで、式（２）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。
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（２）で定義される。
Ａｃ3＝－２３０×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ＋９１０ （２）
ここで、式（２）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。
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。
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５１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。
なお不純物中のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量の測定値が０．０１％未満の場合は、非含有と同等の性能となるという観点から「－」と表記した。
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（℃）、仕上げ温度（℃）及び冷却速度（℃／ｓ）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。
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、フェライトの面積率（％）を求めた。得られたフェライトの面積率（％）を表２に合わせて示す。
［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、フェライトの面積率（％）を求めた。得られたフェライトの面積率（％）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、「Ｂ」はベイナイト及び「Ｍ」はマルテンサイトを示す。表２中の「ミクロ組織」中の「Ｆ％」は、観察したミクロ組織におけるフェライトの面積率（％）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。
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。
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（３）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
（３）
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
（３）
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３５ｔｏｎ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３５ｔｏｎ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。
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。
［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。
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。
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。
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１～５、８、９、１１、１２、１４、１５、１７～２０、２３、２５～２７、２９～３５、４２～４６、４９及び５０の化学組成は本発明の範囲内であり、さらに、ミクロ組織はＦとＰ及び／又はＢとであり、ミクロ組織中のフェライトの面積率は１５～９０％であった。さらに、ｆｎが０．５０以下であり、式（１）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３５ｔｏｎ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。
表３に試験結果を示す。表１～表３を参照して、試験番号１～５、８、９、１１、１２、１４、１５、１７～２０、２３、２５～２７、２９～３５、４２～４６、４９及び５０の化学組成は本発明の範囲内であり、さらに、ミクロ組織はＦとＰ及び／又はＢとであり、ミクロ組織中のフェライトの面積率は１５～９０％であった。さらに、ｆｎが０．５０以下であり、式（１）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３５ｔｏｎ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６、７、１０、１３、１６、２１、２２、２４、２８、３６～４１、４７、４８及び５１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６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、フェライトの面積率が１５％未満となり、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３８ｔｏｎ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７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、フェライトの面積率が９０％を超えた。さらに、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１０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３６ｔｏｎと高く、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。
試験番号１３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、フェライトの面積率が１５％未満となり、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３７ｔｏｎと高く、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１６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。
試験番号２１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３９ｔｏｎと高く、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２２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０．５０と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。
試験番号２４では、Ａｌ含有量が本発明で規定するＡｌ含有量の上限を超えた。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０．５２と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。
試験番号２８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３６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４０ｔｏｎと高く、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３７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３８～試験番号４１では、不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭ含有量が合計で０．０５％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３６～３８ｔｏｎと高く、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。
試験番号４７では、化学組成は本発明の範囲内であるものの、ｆｎ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３６ｔｏｎと高く、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。熱間鍛造の加熱温度が低かったためと考えられる。
試験番号４８では、化学組成は本発明の範囲内であるものの、フェライトの面積率が９０％を超えた。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０．５４と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。熱間加工後の冷却速度が遅すぎたためと考えられる。
試験番号５１では、化学組成は本発明の範囲内であるものの、フェライトの面積率が１５％未満であった。そのため、冷間鍛造時の５０％加工での冷間鍛造荷重が３８ｔｏｎと高く、目標とする冷間鍛造性が得られなかった。さらに、耐久比が０．４８と低く、目標とする疲労強度が得られなかった。熱間加工後の冷却速度が速すぎたためと考えられる。
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 (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２５％、
Ｓｉ：０．００５～０．５００％、
Ｍｎ：０．７０超～２．２５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｃｒ：０．０２～０．３０％、
Ｖ：０．０５５～０．２８０％未満、
Ｔｉ：０．００５超～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００３～０．０１２％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量が０．０５質量％以下であり、
式（１）を満たす化学組成を有し、
ミクロ組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有し、
前記ミクロ組織における前記フェライトの面積率が１５～９０％であり、マルテンサイトの総面積率は５％以下である、冷間鍛造用鋼材。
［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０ （１）
ここで、式（１）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］は前記冷間鍛造用鋼材中のＶ含有量（質量％）を示す。 - 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、
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。 - 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、
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019133309A JP7328519B2 (ja) | 2019-07-19 | 2019-07-19 | 冷間鍛造用鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019133309A JP7328519B2 (ja) | 2019-07-19 | 2019-07-19 | 冷間鍛造用鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021017618A JP2021017618A (ja) | 2021-02-15 |
| JP7328519B2 true JP7328519B2 (ja) | 2023-08-17 |
Family
ID=74563044
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019133309A Active JP7328519B2 (ja) | 2019-07-19 | 2019-07-19 | 冷間鍛造用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7328519B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113444A (ja) | 2001-10-05 | 2003-04-18 | Kobe Steel Ltd | 高強度非調質アプセットボルト用線材およびその製造方法並びに高強度非調質アプセットボルトの製造方法 |
| JP2010235977A (ja) | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Nisshin Steel Co Ltd | 高加工性浸炭用鋼板 |
| JP2013185204A (ja) | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
| WO2016190396A1 (ja) | 2015-05-26 | 2016-12-01 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| JP2017002360A (ja) | 2015-06-10 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 時効硬化用鋼材 |
| JP2019500489A (ja) | 2015-11-12 | 2019-01-10 | ポスコＰｏｓｃｏ | 冷間鍛造性に優れた線材及びその製造方法 |
-
2019
- 2019-07-19 JP JP2019133309A patent/JP7328519B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113444A (ja) | 2001-10-05 | 2003-04-18 | Kobe Steel Ltd | 高強度非調質アプセットボルト用線材およびその製造方法並びに高強度非調質アプセットボルトの製造方法 |
| JP2010235977A (ja) | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Nisshin Steel Co Ltd | 高加工性浸炭用鋼板 |
| JP2013185204A (ja) | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
| WO2016190396A1 (ja) | 2015-05-26 | 2016-12-01 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| JP2017002360A (ja) | 2015-06-10 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 時効硬化用鋼材 |
| JP2019500489A (ja) | 2015-11-12 | 2019-01-10 | ポスコＰｏｓｃｏ | 冷間鍛造性に優れた線材及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021017618A (ja) | 2021-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101492753B1 (ko) | 내피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5397247B2 (ja) | 熱間圧延棒鋼または線材 | |
| JP5776623B2 (ja) | 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法 | |
| JP5736936B2 (ja) | 熱間圧延棒鋼または線材、および冷間鍛造用鋼線の製造方法 | |
| JP6384627B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
| KR20190021379A (ko) | 고강도 강선 | |
| KR20190028781A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| KR20190028757A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| JP7299475B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼材 | |
| JP6661896B2 (ja) | 時効硬化用鋼材 | |
| JP5799917B2 (ja) | 熱間圧延棒鋼または線材 | |
| CN113710821B (zh) | 钢线以及热轧线材 | |
| JP6582960B2 (ja) | マルエージング鋼 | |
| JP7328519B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼材 | |
| JP6380656B2 (ja) | 冷間鍛造用時効硬化用鋼 | |
| CN107429359B (zh) | 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法 | |
| JP7200646B2 (ja) | 浸炭部品、浸炭部品用の素形材、及び、それらの製造方法 | |
| JP6791179B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP5030695B2 (ja) | 破断分離性に優れる高炭素鋼およびその製造方法 | |
| JP2021017619A (ja) | 冷間鍛造用鋼材 | |
| JP7469696B2 (ja) | 鋼素形材、及び、その製造方法 | |
| JP6642236B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
| JP2020186446A (ja) | 線材及び鋼線 | |
| US20170284452A1 (en) | Steel material, crankshaft, and automobile component | |
| JP3627393B2 (ja) | 冷間切断性に優れる線棒鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220303 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20230315 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230328 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230522 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230704 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230717 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7328519 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |