JPWO2014030327A1 - 冷間鍛造用丸鋼材 - Google Patents

Abstract

球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用丸鋼材を提供する。本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材では、ミクロ組織がフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍであり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織に占める面積割合が２０％未満である。さらに、冷間鍛造用丸鋼材のうち表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍのパーライトが領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０５個／ｍｍ２以上である。

Description

本発明は、丸鋼材に関し、さらに詳しくは、冷間鍛造用丸鋼材に関する。

構造用鋼鋼材は、自動車用部品、産業機械用部品及び建設機械用部品などの機械構造用部品の素材となる。構造用鋼鋼材には、機械構造用炭素鋼鋼材及び機械構造用合金鋼鋼材が用いられる。

これらの鋼材から部品を製造するために、従来は主として、熱間鍛造工程及び切削工程が実施されてきた。しかしながら、近年、生産性の向上を目的に、これらの工程に代えて、冷間鍛造工程による部品の製造が検討されている。

しかし、冷間鍛造の加工度は一般に大きい。したがって、冷間鍛造時の鋼材の割れの発生を抑止すること、換言すれば、鋼材の冷間鍛造性を高めることが課題である。

機械構造用炭素鋼鋼材及び機械構造用合金鋼鋼材を冷間鍛造する場合、通常、熱間圧延された鋼材に対して軟化焼鈍（以下、球状化焼鈍という。）を施して炭化物の球状化率を高める。これにより、鋼材の硬さが下がり、高い冷間鍛造性が得られる。しかしながら、球状化焼鈍を実施された鋼材であっても冷間鍛造時に割れが発生する場合がある。

球状化焼鈍後の冷間鍛造性を高めた冷間鍛造用鋼材が特開２００１-２４０９４０号公報（特許文献１）、特開２００１−１１５７５号公報（特許文献２）及び特開２０１１−２１４１３０号公報（特許文献３）に提案されている。

特許文献１に開示された冷間鍛造用棒線材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、必要に応じて、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｔｅ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０３５％以下、Ｙ：０．１％以下および希土類元素：０．１５％以下のうちの１種以上を含み、Ｐ：０．０３５％以下、Ｏ：０．００３％以下に制限し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる。上記棒線材において、表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域のフェライトの組織面積率は１０％以下で、残部が実質的にマルテンサイト、ベイナイト、パーライトのうちの１種又は２種以上からなる。さらに、深さが棒線材半径×０．５から中心までの領域の平均硬さが表層（表面から棒線材半径×０．１５の深さまでの領域）の平均硬さに比べて２０ＨＶ以上軟らかい。

特許文献２に開示された機械構造用棒鋼及び鋼線の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｂ：０．０００３〜０．００７％、Ｎ：０．００２〜０．０２％を含有し、必要に応じて、０．００３〜０．１５％のＳ、及び／又は、０．８％以下でかつＭｎとの合計量が０．３〜１．３％であるＣｒを含み、Ｐ：０．０２％以下、Ｏ：０．００３％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。上記棒鋼及び鋼線のミクロ組織はフェライトと球状炭化物とからなり、フェライトの結晶粒度が８番以上であって、単位面積１ｍｍ^２当たりの球状炭化物の個数がＣ量に応じて１．５×１０^６個×Ｃ％以下である。

特許文献３に開示された高周波焼入れ用圧延鋼材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ａｌ：０．１０％以下およびＮ：０．００４〜０．０３％を含有し、必要に応じて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下及びＶ：０．３０％以下のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、ｆｎ１＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ（ただし、式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。）の値が１．２０以下である。上記圧延鋼材のミクロ組織はフェライト、ラメラパーライトおよび球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、ラメラパーライトのうちのラメラ間隔が２００ｎｍ以下のラメラパーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０〜５０％であり、球状セメンタイトの個数が４×１０^５個／ｍｍ^２以上である。

特開２００１−２４０９４０号公報 特開２００１−１１５７５号公報 特開２０１１−２１４１３０号公報

特許文献１では、球状化焼鈍後の延性を高めるために、熱間圧延後の鋼材の表層を、焼戻しマルテンサイトを主体とした組織又はベイナイトを主体とした組織等の均一微細な組織にする。より具体的には、Ｍｓ点を大きく下回る温度域まで急冷を施して鋼材の表層領域を焼戻しマルテンサイトを主体とした組織とするか、あるいは、冷却及び復熱を複数回繰り返して、表層領域をベイナイトを主体とする組織とする。この場合、鋼材には変態による体積変化が生じるため、厳しい寸法精度や真直性が要求される場合、球状化焼鈍前に引抜加工を行なわなければならない場合がある。

特許文献２では、Ａ_ｒ３点〜Ａ_ｒ３点＋１５０℃の表面温度の鋼材を圧延する。特許文献２では、Ａ_ｒ３点未満の表面温度の鋼材を圧延した場合、いわゆる二相域での圧延を実施した場合、微細なフェライト及びパーライトが得られず、好ましくないと記載されている。しかしながら、Ａ_ｒ３点〜Ａ_ｒ３点＋１５０℃の温度域で圧延を実施した場合、微細なフェライトが得られない場合があり、鋼中のパーライトの割合が大きくなる場合もある。そのため、球状化焼鈍後の鋼材の冷間鍛造性が低い場合がある。

特許文献３に開示された圧延鋼材は、高周波焼入れを行った後、曲げ強度及び衝撃特性が要求されるラックバー等の部品の素材として用いるのに好適である。しかし、この圧延鋼材は、ラメラパーライトのうち、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のラメラパーライトのミクロ組織全体に占める割合が２０〜５０％と大きい。そのため、この圧延鋼材を球状化焼鈍しても必ずしも十分に軟化せず、冷間鍛造用鋼材に要求される優れた冷間鍛造性が得られないこともある。

本発明の目的は、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用丸鋼材を提供することである。

本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。上記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織内に占める面積割合が２０％未満である。さらに、冷間鍛造用丸鋼材のうち表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが上記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。

本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材は、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れる。

図１は、パーライトコロニーの模式図である。 図２Ａは、実施例の冷間鍛造性試験で用いた試験片の平面図である。 図２Ｂは、図２Ａに示す試験片の正面図である。

以下、本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材について詳しく説明する。以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

本発明者らは、上記課題を解決するために種々の検討を実施した。その結果、本発明者らは、次の（Ａ）〜（Ｃ）の事項を見いだした。

（Ａ）球状化焼鈍後の鋼材の球状化率を高めることにより、冷間鍛造性が高まる。球状化焼鈍前の組織がフェライト、パーライト及び球状セメンタイトの混合組織であり、ミクロ組織中のフェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であれば、球状化焼鈍時における鋼中のＣの拡散距離が短くなる。そのため、球状化焼鈍時において、パーライト中のセメンタイトが球状化しやすくなり、球状化率（鋼中のセメンタイト個数に対する球状セメンタイトの個数の割合）が高まる。

（Ｂ）上記ミクロ組織において、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライト（以下、微細パーライトという。）の割合が大きければ、球状化焼鈍後の軟化が不十分となる場合がある。微細パーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％未満であれば、球状化焼鈍後の鋼材が十分に軟化し、鋼材の冷間鍛造性が高まる。

（Ｃ）冷間鍛造時の割れは鋼材の表層から発生する。丸鋼材の場合、少なくとも表面から半径×０．１５深さまでの領域（以下、表層領域という）の球状化率が高まれば、表層に冷間鍛造割れが発生しにくい。表層領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、微細パーライトの表層領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であれば、表層領域の球状化率が高まり、冷間鍛造性がさらに高まる。

上記（Ａ）〜（Ｃ）の知見に基づいて完成された本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。上記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織内に占める面積割合が２０％未満である。さらに、上記冷間鍛造用丸鋼材のうち、表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが上記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。

上記冷間鍛造用丸鋼材は、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．３％、及びＢ：０．０００５〜０．００３５％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。

上記冷間鍛造用丸鋼材は、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．２％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。

以下、本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材を詳述する。

［化学組成］
本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材の化学組成は、以下の元素を含有する。

Ｃ：０．１５〜０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、その効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、ミクロ組織に占める微細パーライトの面積割合が高くなり、球状化焼鈍後の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．６０％である。Ｃの含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５３％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、溶製時の鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉはフェライトを固溶強化する。そのため、Ｓｉ含有量が高すぎれば、球状化焼鈍後の鋼材の硬さが高くなりすぎ、冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｍｎ：０．１〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、冷間鍛造用丸鋼材から製造される最終製品（機械構造用部品）の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、最終製品の強度が不足する。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、球状化焼鈍後の鋼材の硬さが十分に低くならない。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．６％であり、さらに好ましくは１．４％である。

Ｐ：０．０３５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼中で偏析しやすく、局所的な延性低下の原因となる。したがって、Ｐ含有量は低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０３５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３０％以下であり、さらに好ましくは０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０５０％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避的に含有される。Ｓは含有されると被削性を高める効果がある。しかしながら、Ｓ含有量が高すぎれば、鋼中に粗大な硫化物が生成する。粗大な硫化物は冷間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ｓの含有量は０．０５０％以下である。好ましいＳの含有量は０．０４５％以下である。被削性を高める場合、好ましいＳ含有量は０．０１５％以上である。

Ａｌ：０．０５０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中に不可避的に含有される。Ａｌは鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中に粗大な介在物が生成し、冷間鍛造時の割れが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。好ましいＡｌの含有量は０．０４５％以下である。脱酸効果を高める場合、好ましいＡｌ含有量は０．０１５％以上である。本明細書において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｃｒ：０．０２〜０．５％
クロム（Ｃｒ）は、球状セメンタイトを安定化させる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、その効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、球状化焼鈍後の鋼材の硬さが十分に低くならない。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜０．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、窒化物を生成して結晶粒を微細化する。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果は飽和し、さらに製造コストも高くなる。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％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０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。

本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材が後述するＢを含有する場合、ＢがＮと結合すれば、Ｂは鋼材の焼入れ性を高める効果を発揮できない。この場合、多量のＴｉを含有する必要がある。したがって、Ｂを含有する場合、Ｎ含有量は低い方が好ましい。この場合のＮ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。

本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。本明細書において、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを意味する。

本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＢからなる群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、冷間鍛造用丸鋼材から製造される機械構造用部品の強度を高める。

Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃｕは固溶強化により機械構造用部品の強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。

Ｎｉ：０〜０．３％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｎｉは固溶強化により機械構造用部品の強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、経済性が損なわれる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２％である。

Ｍｏ：０〜０．３％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｍｏは固溶強化により機械構造用部品の強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、その効果が飽和し、経済性が損なわれる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．３％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｍｏ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：０〜０．３％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｖは析出強化により機械構造用部品の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の硬さが高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．３％である。上記効果をより有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｖ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。

Ｂ：０〜０．００３５％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｂは鋼材の焼入れ性を高め、鋼材から製造される最終製品（機械構造用部品）の強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、その効果は飽和し、さらに製造コストも高くなる。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００３５％である。上記効果をより高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。

上述のとおり、本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材にはＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＢからなる群から選択された１種又は２種以上が含有されてもよい。これらの元素の含有量の合計は、１．４０％以下であることが好ましく、さらに好ましくは、０．８０％以下である。

本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ及びＴｉからなる群から選択された１種又は２種を含有してもよい。これらの元素はいずれも、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。

Ｎｂ：０〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。結晶粒の微細化により、鋼材の冷間鍛造性が高まる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大となる。粗大な炭窒化物は、冷間鍛造時に割れの起点となる。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０である。上記効果をより高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

Ｔｉ：０〜０．２％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材がＢを含有する場合、ＴｉはＮと結合して窒化物を形成し、ＢがＮと結合するのを抑制する。そのため、Ｂは鋼に固溶して上述のとおり鋼材の焼入れ性を高めることができる。しかしながらＴｉ含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大化し、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２％である。上記効果をより高めるためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

上述のとおり、Ｔｉは、ＢがＮと結合するのを抑制する。そのため、Ｂが含有される場合、好ましくはＴｉも含有される。

［ミクロ組織］
上述の化学組成を有する本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなる。このミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下であり、パーライトのうちラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライト（微細パーライト）がミクロ組織に占める面積割合は２０％未満である。

さらに、上記丸鋼材のうち表面から半径×０．１５深さまでの領域（表層領域）でのミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、微細パーライトが表層領域のミクロ組織に占める面積割合は１０％未満である。さらに、表層領域のミクロ組織での球状セメンタイトの個数は１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。

本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、上記ミクロ組織を有する。そのため、球状化焼鈍後に実施される冷間鍛造において、鋼材の表層における割れの発生が抑制され、冷間鍛造性が高まる。以下、（１）鋼材全体におけるミクロ組織、及び、（２）鋼材の表層領域におけるミクロ組織、についてそれぞれ詳述する。

［鋼材全体におけるミクロ組織について］
上述のとおり、鋼材のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び球状セメンタイト（Ｓｐｈｅｒｏｉｄａｌ ｃｅｍｅｎｔｉｔｅｓ）からなる混合組織である。そのため、ミクロ組織の硬さは、マルテンサイトやベイナイトと比較して低い。

［鋼材全体のミクロ組織におけるフェライト平均結晶粒径］
上記のような混合組織であっても、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍを超えれば、球状化焼鈍時におけるＣの拡散距離が長くなる。この場合、球状化焼鈍時にパーライト中のセメンタイトが球状化しにくくなる。

本実施形態では、上記ミクロ組織におけるフェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である。そのため、Ｃの拡散距離が短く、球状化焼鈍時にセメンタイトが球状化しやすい。

［微細パーライトのミクロ組織に占める面積割合］
上述の混合組織であって、フェライト粒が微細であっても、パーライトのうちラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライト（微細パーライト）のミクロ組織に占める面積割合が多い場合、球状化焼鈍を実施しても鋼材が軟化しにくい。本実施形態では、微細パーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％未満である。そのため、球状化焼鈍後の鋼材の冷間鍛造性が高まる。

ラメラ間隔は、次の方法により求められる。パーライトのうち、ラメラ方位（セメンタイトの延在方向）が同じ領域をパーライトコロニーと定義する。図１にパーライトコロニーの一例を示す。パーライトコロニー１は、複数のセメンタイト２と複数のフェライト３を含む。セメンタイト２とフェライト３とはラメラ状（層状）に交互に配列される。パーライトコロニー内では、複数のセメンタイト２は実質的に平行に配列される。

パーライトコロニーにおいて、任意の３箇所で、ラメラ間隔を求める。たとえば、図１を参照して、測定箇所Ｐ１において、セメンタイト２の延材方向と垂直な方向に線分Ｌ１を引く。このとき線分Ｌ１の両端点Ｐ_Ｌ１，Ｐ_Ｌ１を、測定箇所Ｐ１において、パーライトコロニー１の境界１０に最も近い一対のセメンタイト２の各々の幅中央にそれぞれ配置する。線分Ｌ１の長さと、線分Ｌ１と交差するセメンタイトの数Ｎとを求めて、測定箇所Ｐ１でのラメラ間隔（ｎｍ）を次の式で求める。
測定箇所Ｐ１でのラメラ間隔＝Ｌ１／（Ｎ−１）

要するに、ラメラ間隔とは、隣り合うセメンタイトの間の距離を意味する。測定箇所Ｐ１では、線分Ｌ１と交差するセメンタイトの数Ｎは「４」である。

同様に、測定箇所Ｐ２において、線分Ｌ２を引く。このとき、線分Ｌ２の両端点は、測定箇所Ｐ２において、パーライトコロニー１の境界１０に最も近い一対のセメンタイト２の各々の幅中央にそれぞれ配置される。このときのセメンタイト数Ｎは「５」である。上記式に基づいて、測定箇所Ｐ２でのラメラ間隔を求める。同様に、測定箇所Ｐ３のラメラ間隔も求める。

測定箇所Ｐ１〜Ｐ３で求めたラメラ間隔の平均を、パーライトコロニー１の「ラメラ間隔」（ｎｍ）と定義する。そして、ラメラ間隔が２００μｍ未満のパーライトコロニーを、「微細パーライト」と定義する。

［表層領域でのミクロ組織について］
冷間鍛造時の割れは鋼材の表層から発生する。本実施形態では、球状化焼鈍後の表層領域での球状化率をさらに高めるために、表層領域のミクロ組織におけるフェライトの平均結晶粒径、微細パーライトの面積割合、球状セメンタイト個数を次のとおり規定する。

［表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径］
表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径が５μｍを超えると、表層領域での冷間鍛造性が低下し、冷間鍛造時に割れが発生する場合がある。したがって、表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下である。

［微細パーライトの表層領域でのミクロ組織に占める面積割合］
微細パーライトの表層領域でのミクロ組織に占める面積割合が１０％以上の場合、表層領域での冷間鍛造性が低下し、冷間鍛造割れが発生する場合がある。したがって、微細パーライトの表層領域でのミクロ組織に占める面積割合は１０％未満である。

［表層領域のミクロ組織での球状セメンタイト個数］
表層領域のミクロ組織での球状セメンタイトの個数は１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。この場合、球状化焼鈍時に、表層領域内の球状セメンタイトが核となり、球状セメンタイトが生成及び成長しやすい。そのため、球状化焼鈍後の表層領域の球状化率がさらに高くなる。

ミクロ組織の相の識別、フェライトの平均結晶粒径、微細パーライトの面積割合、及び、球状セメンタイトの個数は次の方法で求められる。

［ミクロ組織の相の識別について］
丸鋼材の横断面（丸鋼材の軸方向に垂直な断面）を鏡面研磨して観察面とする。鏡面研磨された観察面を３％硝酸アルコール（ナイタル液）で腐食してミクロ組織を現出させる。現出したミクロ組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。

丸鋼材の観察面の半径をＲと定義する。観察面のうち、表面から中心に向かって半径Ｒ×０．０６７深さの位置（以下、位置Ｑ１という）と、表面から半径Ｒ×０．１５深さの位置（以下、位置Ｑ２という）、表面から半径Ｒ×０．２５深さの位置（位置Ｑ３という）と、表面から半径Ｒ×０．５の位置（位置Ｑ４という）と、中心（位置Ｑ５という）とを特定する。特定された各位置Ｑ１〜Ｑ５で３視野ずつ、計１５視野でミクロ組織を観察し、相を識別する。各視野の面積は２５μｍ×２０μｍとする。各視野の撮影画像を生成し、撮影画像に基づいて相を識別する。

球状セメンタイトについては、上記丸鋼材の観察面を鏡面研磨する。研磨後、観察面をピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食する。５０００倍のＳＥＭを用いて、上記の相の識別と同様に、１５視野についてミクロ組織の撮影画像を生成する。各視野の撮影画像を用いて、画像処理により、各視野内の各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを測定する。観察された複数のセメンタイトのうち、Ｌ／Ｗが２．０以下のセメンタイトを、球状セメンタイトと定義する。

［フェライトの平均結晶粒径］
上記丸鋼材の観察面を鏡面研磨する。研磨後、観察面を３％硝酸アルコール（ナイタル液）で腐食してミクロ組織を現出させる。５０００倍のＳＥＭを用いて、上記の相の識別と同様に、１５視野についてミクロ組織の撮影画像を生成する。撮影画像を用いて画像処理を行い、上記１５視野でのフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）付属書２に記載のフェライト結晶粒の切断法による評価方法に基づいて求める。求めた各視野の平均結晶粒径の平均を、ミクロ組織全体におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）と定義する。

さらに、位置Ｑ１及び位置Ｑ２での計６視野でのフェライトの結晶粒径の平均を求め、表層領域におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）と定義する。

［微細パーライトの面積割合］
微細パーライトの面積割合は次の方法で測定する。上記１５視野（２５μｍ×２０μｍ）の各々で、パーライトコロニーを特定（区分）する。パーライトコロニーの特定はたとえば、画像処理により実施する。各パーライトコロニーにおいて、上述の方法でラメラ間隔（ｎｍ）を求める。そして、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトコロニーを「微細パーライト」と特定する。特定された微細パーライトの面積Ａｆ（μｍ^２）を求め、式（１）に基づいて各視野での微細パーライト面積率を求める。
微細パーライト面積率（％）＝Ａｆ／視野面積×１００ （１）
ここで、視野面積は２５×２０＝５００（μｍ^２）である。面積Ａｆはたとえば、図１中のパーライトコロニー１の境界１０とその内部をマーキングすることにより、周知の画像処理を用いて求めることができる。

式（１）に基づいて求めた各視野の微細パーライト面積率の平均を、微細パーライトのミクロ組織に占める面積割合（％）と定義する。

さらに、式（１）に基づいて求めた位置Ｑ１及びＱ２での微細パーライト面積率（合計６視野）の平均を、微細パーライトの表層領域でのミクロ組織に占める面積割合（％）と定義する。

［球状セメンタイト個数］
位置Ｑ１及びＱ２（合計６視野）での球状セメンタイト（Ｌ／Ｗが２．０以下のセメンタイト）の個数をカウントする。６視野での球状セメンタイトの総個数に基づいて、面積１ｍｍ^２あたりの球状セメンタイトの個数（個／ｍｍ^２）を算出する。得られた個数を表層領域でのミクロ組織における球状セメンタイト個数（個／ｍｍ^２）と定義する。

本実施形態の丸鋼材全体のミクロ組織におけるフェライトの好ましい平均結晶粒径は８μｍ以下である。表層領域のミクロ組織におけるフェライトの好ましい平均結晶粒径は４μｍ以下である。丸鋼材全体及び表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径は、いずれも小さいほど好ましい。しかしながら、サブミクロンオーダーの結晶粒を形成するには特殊な加工条件又は設備が必要であり、工業的に実現は困難である。したがって、丸鋼材全体のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径、及び、表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径において、工業上実現しうる下限は１μｍである。

丸鋼材全体のミクロ組織における微細パーライトがミクロ組織に占める好ましい面積割合は、１５％未満である。表層領域のミクロ組織における微細パーライトが表層領域のミクロ組織に占める好ましい面積割合は、８％以下である。冷間鍛造性向上のためには、これらの面積割合はいずれも少ないほど好ましく、０％であってもよい。

表層領域のミクロ組織における球状セメンタイトの好ましい個数は、２．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。上記球状セメンタイトの個数は多いほど好ましい。しかしながら、実質的には１．０×１０^７個／ｍｍ²が上限である。

ミクロ組織が混合組織（フェライト、パーライト及び球状セメンタイト）である丸鋼材において、表層領域のミクロ組織での球状セメンタイトの個数が上記の規定を満たしていれば、球状化焼鈍後に優れた冷間鍛造性が得られる。このため、表層領域以外の部分のミクロ組織における球状セメンタイトの個数は特に規定しなくてよい。

［製造方法］
本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材の製造方法の一例を説明する。

上述の化学組成を有する素材（例えばビレット）を加熱炉で加熱する。加熱された素材を加熱炉から抽出し、連続圧延機を用いて熱間圧延して冷間鍛造用丸鋼材を製造する。連続圧延機は、配列された複数の圧延機（スタンド）を備える。冷間鍛造用丸鋼材は、全連続式圧延方法に基づいて製造される。全連続式圧延方法とは、加熱炉から抽出された素材が、連続圧延機の最終スタンドを出て冷間鍛造用丸鋼材となるまでの間、途中で停止することなく連続的に圧延される方法を意味する。以下、全連続式圧延方法での製造条件について説明する。

［素材の加熱温度］
素材を加熱して、熱間圧延前の素材の加熱温度（つまり、素材の表面温度）を８１０℃以下にする。この場合、二相域での圧延が実施される。二相域での圧延を実施することにより、圧延後の丸鋼材中のフェライト粒を微細にすることができる。一方、加熱温度が低すぎれば、連続圧延機の負荷が過大になる。したがって、熱間圧延前の好ましい素材の加熱温度の下限は６７０℃である。

［全連続式圧延方法での総減面率］
全連続式圧延方法での総減面率を３０％よりも高くする。総減面率（％）は式（２）で定義される。
総減面率＝（素材の横断面積−丸鋼材の横断面積）／素材の横断面積×１００ （２）

ここで、素材の横断面積（ｍｍ^２）は、素材の中心軸に垂直な断面の面積を意味する。丸鋼材の横断面積（ｍｍ^２）は、全連続式圧延方法で製造された丸鋼材の中心軸に垂直な断面の面積を意味する。

総減面率を３０％よりも高くすることにより、加工中のオーステナイトからのフェライトの加工誘起析出を促進する。さらに、加工中のフェライトに加工歪みが導入され、動的再結晶によりフェライトが微細化する。さらに、加工歪みを多数導入することにより、後述の冷却時にフェライトが微細化する。

［最終圧延機の出側での丸鋼材の表面温度］
二相域での圧延を終了した直後の丸鋼材の温度、つまり、最終の圧延機出側での丸鋼材の表面温度をＡｃ_３点以上とする。この場合、加工された組織を一旦逆変態させる。熱間圧延時において、加工発熱により素材の表面温度は上昇する。熱間圧延中の冷却条件を調整することにより、最終圧延機出側の丸鋼材の表面温度をＡ_ｃ３点以上にする。この場合、丸鋼材の組織はいったんオーステナイト単相になる。動的再結晶により微細化したフェライトは、逆変態により微細なオーステナイトになる。

［圧延直後の冷却条件］
圧延が終了した後５秒以内にＡｒ_３点以下で６００℃を下回らない温度に丸鋼材を冷却する。５秒以内に丸鋼材の表面温度をＡ_ｒ３点以下にするため、丸鋼材の組織は再び変態して、微細なフェライトが生成される。さらに、冷却停止温度をＡ_ｒ３点以下６００℃以上とすることにより、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質の組織が生成されるのを抑制でき、かつ、微細パーライトの生成も抑制される。

本実施形態では例えば、最終圧延機の出側に配置された水冷装置により、５秒以内に丸鋼材の表面温度をＡ_ｒ３点〜６００℃にする。圧延が終了した後５秒以上経過すると、逆変態で生成したオーステナイトは粗大化する。オーステナイトが粗大化すると、その後丸鋼材の表面温度をＡ_ｒ３点以下にしても、微細なフェライトは得られない。５秒以内であれば、冷却時間は特に限定されない。たとえば、３秒で丸鋼材の表面温度をＡ_ｒ３点〜６００℃としてもよい。丸鋼材の表面温度がＡ_ｒ３点〜６００℃とした後、水冷装置による冷却を停止する。

上述のとおり、全連続式圧延方法での圧延を終了した後５秒以内に鋼材の表面温度をＡｒ_３点以下で、６００℃を下回らない温度に冷却した後、水冷装置による水冷を停止する。丸鋼材をさらに室温まで冷却する際には、マルテンサイト、ベイナイトが生成する様な大きな冷却速度でない方法、例えば放冷等を実施すればよい。

以上の製造工程により、上述のミクロ組織を有する冷間鍛造用丸鋼材が製造される。製造された冷間鍛造用丸鋼材は、球状化焼鈍された後、冷間鍛造されて最終製品（構造用機械部品等）になる。本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、上述の化学組成及びミクロ組織を備えるため、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れる。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｈからなる角ビレット（横断面が１４０ｍｍ×１４０ｍｍで長さが１０ｍ）を準備した。

表１を参照して、鋼Ａ〜Ｅ、Ｇ及びＨの化学組成は本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材の化学組成の範囲内であった。一方、鋼Ｆの化学組成のうち、Ｃ含有量は本実施形態で規定するＣ含有量の範囲から外れていた。表１には各鋼のＡｒ_３点とＡｃ_３点を併記した。

表２に示す製造条件で角ビレットを加熱し、全連続式圧延方法によって熱間圧延を行い、直径３０ｍｍの冷間鍛造用丸鋼材を製造した。

表２中の「加熱温度」欄には、加熱炉から抽出された（連続圧延前）の角ビレット（素材）の表面温度（℃）が記載されている。「圧延後温度」欄には、連続圧延機のうち最終の圧延機（スタンド）の出側での丸鋼材の表面温度（℃）が記載されている。「圧延後温度」は、最終の圧延機の出側に配置された放射温度計によって測定して得られた。「冷却後温度」欄には、最終圧延機を出てから５秒後の丸鋼材の表面温度（℃）が記載されている。「冷却後温度」は、５秒経過した時点で丸鋼材の表面温度を放射温度計により測定して得られた。

いずれの試験番号においても、式（２）により算出された角ビレット（素材）からの「総減面率」は９６％であった。

試験番号１〜８については、連続圧延機内の各圧延機（スタンド）間での水冷条件を調整して、最終の圧延機の出側での丸鋼材の表面温度がＡ_ｃ３点以上となるように調整した。さらに、最終の圧延機による圧延を終了した後、水冷装置を用いて水量によって冷却速度を制御し、５秒以内に鋼材の表面温度がＡｒ_３点以下で、かつ６００℃を下回らないように冷却し、その後、水冷装置による冷却を停止した。水冷装置による冷却を停止した後、丸鋼材を大気中で放冷した。

試験番号９及び試験番号１０については、連続圧延終了後の丸鋼材を水冷装置により水冷せずに、そのまま大気中で放冷した。

試験番号１１及び１２については、スタンド間での水冷条件を調整し、圧延後も水冷を実施した。しかしながら、試験番号１０の圧延後温度はＡ_ｃ３点未満であった。試験番号１１の水冷後温度は６００℃未満であった。

製造された各試験番号の丸鋼材（棒鋼）に対して、以下の試験を実施した。

［ミクロ組織観察試験］
直径３０ｍｍの各丸鋼材から長さが２０ｍｍの試験片を切り出した。これらの試験片の横断面（丸鋼材の中心軸に垂直な断面）が観察面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。研磨後、３％硝酸アルコール（ナイタル液）で腐食してミクロ組織を現出させ、ＳＥＭを用いて観察を行った。具体的には、表面から１ｍｍ深さ（半径×０．０６７深さ）の位置Ｑ１、表面から２．２５ｍｍ深さ（半径×０．１５深さ）の位置Ｑ２、表面から３．７５ｍｍ深さ（半径×０．２５深さ）の位置Ｑ３、表面から７．５ｍｍ深さ（半径×０．５深さ）の位置Ｑ４、中央部（中心付近）の位置Ｑ５の計５箇所の組織を、１箇所あたり３視野ずつ、合計１５視野観察し、上述した方法でミクロ組織を構成している相の識別を行った。各視野の面積は上述のとおり、２５μｍ×２０μｍであった。

［フェライトの平均結晶粒径の測定］
上述した方法により、各試験番号の丸鋼材全体のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径と、表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径とを測定した。

［微細パーライト面積率及び球状セメンタイト個数の測定］
上述した方法により、各試験番号において、丸鋼材全体のミクロ組織及び表層領域のミクロ組織に占める微細パーライトの面積割合を求めた。さらに、上述した方法により、表層領域のミクロ組織での球状セメンタイトの個数（個／ｍｍ^２）を求めた。

［球状化焼鈍後の球状化率の測定］
各試験番号の丸鋼材に対して球状化焼鈍を実施した。具体的には、各丸鋼材を７３５℃で１０時間保持した。その後、１０℃／ｈの冷却速度で常温まで冷却した。

球状化焼鈍後の各丸鋼材から長さが２０ｍｍの試験片を切出した。試験片の表面のうち、丸鋼材の縦断面に相当する表面が観察面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。

研磨後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、５０００倍のＳＥＭを用いて、上記の相の識別と同様に、１５視野についてミクロ組織の撮影画像を生成した。上記のミクロ組織観察試験の場合と同様に、この撮影画像を用いて、各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定した。そして、撮影画像（後述の各視野）中のセメンタイトの個数に対する、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイト（つまり、球状セメンタイト）の個数の割合を求め、球状化率（％）とした。
具体的には、観察した位置は、表面から１ｍｍ深さ（半径×０．０６７深さ）の位置Ｑ１、表面から２．２５ｍｍ深さ（半径×０．１５深さ）の位置Ｑ２、表面から３．７５ｍｍ深さ（半径×０．２５深さ）の位置Ｑ３、表面から７．５ｍｍ深さ（半径×０．５深さ）の位置Ｑ４、中央部（中心付近）の位置Ｑ５の計５箇所とし、１箇所あたり３視野ずつ、合計１５視野観察した。各視野の面積は２５μｍ×２０μｍであった。

各視野で求めた球状化率のうち、位置Ｑ１及びＱ２の６視野での球状化率の平均値を、球状化焼鈍後の表層球状化率（％）と定義した。位置Ｑ３〜Ｑ５の９視野での球状化率の平均値を、球状化焼鈍後の内部球状化率（％）と定義した。

［冷間鍛造性試験］
球状化焼鈍処理後の各丸鋼材から、図２Ａ及び図２Ｂに示す試験片を作製した。図２Ａは試験片の平面図であり、図２Ｂは試験片の正面図である。図２Ａ及び図２Ｂを参照して、試験片の直径Ｄ１は２９ｍｍであり、長さＬ４が４４ｍｍであった。試験片の外周面には、軸方向に延びる切り欠き部が形成された。切り欠き部の切り欠き角度Ａ１は３０°であり、切り欠き部の溝底部分のコーナ半径Ｒ１は０．１５ｍｍであった。切り欠き部の深さＤ２は０．８ｍｍであった。

試験片及びプレスを用いて、冷間（常温）にて圧縮試験を実施した。圧縮試験では、初めに、試験片を軸方向に１５％まで圧縮した。その後、１．５〜２．５％の軸方向への圧縮を試験片に与えるごとに除荷し、試験片の割れを観察した。割れが発生するまで、圧縮、除荷及び観察を繰り返した。微細な割れ（長さ０．５〜１．０ｍｍ）が肉眼、または簡単な拡大鏡を用いて初めて観察されたとき、割れが発生したと認定した。各試験番号について５本の試験片を作製し、５本の試験片に対して上記の圧縮試験を実施した。割れが発生したときの５本の試験片の圧縮率の平均値を「限界圧縮率」とした。限界圧縮率が５０％を超えたとき、冷間鍛造性に優れると評価した。

［試験結果］
表２に、試験結果を示す。表２中の「全体でのミクロ組織」欄の「相」欄中の「Ｆ」はフェライト、「ＬＰ」はラメラパーライト、「ＳＣ」は球状セメンタイトをそれぞれ示す。「結晶粒径」欄には、各試験番号での丸鋼材全体のミクロ組織におけるフェライト平均結晶粒径（μｍ）が記載されている。「微細ＬＰ率」欄には、微細パーライトのミクロ組織全体に占める面積割合（％）が記載されている。

表２中の「表層領域でのミクロ組織」欄の「結晶粒径」欄には、各試験番号での表層領域におけるフェライト平均結晶粒径（μｍ）が記載されている。「微細ＬＰ率」欄には、微細パーライトの表層領域のミクロ組織に占める面積割合（％）が記載されている。「ＳＣ個数」欄には、表層領域のミクロ組織における球状セメンタイトの個数（個／ｍｍ^２）が記載されている。

表２中の「球状化焼鈍後」欄には、各試験番号の表層球状化率（％）、内部球状化率（％）及び限界圧縮率（％）が記載されている。

表２中の「評価」欄における「Ａ」は、冷間鍛造性に優れると評価したことを意味し、「ＮＡ」は、冷間鍛造性が低いと評価したことを意味する。試験番号９および試験番号１０の球状セメンタイトの個数欄の「−」は、相が「Ｆ＋ＬＰ」で球状セメンタイトが存在していないことを示す。

表２を参照して、試験番号１〜７の鋼材の化学組成は適切であり、製造条件（総減面率、加熱温度、圧延後温度、冷却後温度）も適切であった。そのため、試験番号１〜７の丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、丸鋼材全体のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下であり、微細ＬＰ率も２０％未満であった。さらに、試験番号１〜７の表層領域のミクロ組織でのフェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下であり、微細ＬＰ率は１０％未満であり、球状セメンタイトの個数は１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であった。そのため、球状化焼鈍後の表層球状化率は８０％以上と高く、内部球状化率は７０％以上と高かった。その結果、試験番号１〜７の丸鋼材の限界圧縮率は５０％を超え、優れた冷間鍛造性を示した。

一方、試験番号８では、鋼材のＣ含有量が高すぎた。そのため、表層領域のミクロ組織での微細ＬＰ率が１０％以上であった。その結果、限界圧縮率が５０％以下となった。

試験番号９では、鋼材の化学組成は適切であったものの、加熱温度が高すぎ、冷却後温度も高すぎた。そのため、丸鋼材のミクロ組織において球状セメンタイトが存在しなかった。さらに、丸鋼材全体及び表層領域のミクロ組織でのフェライトが細粒化せず、フェライトの平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、球状化焼鈍後の表層球状化率及び内部球状化率は低く、限界圧縮率は５０％以下であった。

試験番号１０では、鋼材の化学組成は適切であったものの、冷却後温度が高すぎた。そのため、丸鋼材のミクロ組織において球状セメンタイトが存在せず、フェライトも粗大であった。そのため、限界圧縮率が５０％以下であった。

試験番号１１では、鋼材の化学組成は適切であったものの、圧延後温度が低すぎた。そのため、丸鋼材全体及び表層領域のミクロ組織での微細ＬＰ率が高すぎた。そのため、球状化焼鈍後の表層球状化率及び内部球状化率は低く、限界圧縮率は５０％以下であった。

試験番号１２では、鋼材の化学組成は適切であったものの、冷却後温度が低すぎた。そのため、丸鋼材全体及び表層領域のミクロ組織での微細ＬＰ率が高すぎた。そのため、球状化焼鈍後の表層球状化率及び内部球状化率は低く、限界圧縮率は５０％以下であった。

本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、高い球状化率を有し、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れる。そのため、優れた冷間鍛造性が求められる用途に幅広く適用可能である。本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は特に、これまで熱間鍛造工程及び切削工程で製造され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の機械構造用部品の素材として用いることができる。このような用途に用いた場合特に、本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、部品のニアネットシェイプ化に貢献できる。

本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。上記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織内に占める面積割合が２０％未満である。さらに、冷間鍛造用丸鋼材のうち表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が４μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが上記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０⁵個／ｍｍ²以上である（但し、冷間鍛造用丸鋼材を７３５℃で１０時間保持した後１０℃／ｈの冷却速度で常温まで冷却した場合の限界圧縮率が５０％以下となるものを除く）。

上記（Ａ）〜（Ｃ）の知見に基づいて完成された本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。上記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織内に占める面積割合が２０％未満である。さらに、上記冷間鍛造用丸鋼材のうち、表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が４μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが上記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０⁵個／ｍｍ²以上である（但し、冷間鍛造用丸鋼材を７３５℃で１０時間保持した後１０℃／ｈの冷却速度で常温まで冷却した場合の限界圧縮率が５０％以下となるものを除く）。

本実施形態による冷間鍛造用丸鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。上記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織内に占める面積割合が２０％未満である。さらに、冷間鍛造用丸鋼材のうち表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が４μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが上記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０⁵個／ｍｍ²以上であり、冷間鍛造用丸鋼材を７３５℃で１０時間保持した後１０℃／ｈの冷却速度で常温まで冷却した場合の限界圧縮率が５０％を超える。

上記（Ａ）〜（Ｃ）の知見に基づいて完成された本実施形態の冷間鍛造用丸鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．３％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｖ：０〜０．３％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。上記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織はフェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトがミクロ組織内に占める面積割合が２０％未満である。さらに、上記冷間鍛造用丸鋼材のうち、表面から半径×０．１５深さまでの領域のミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径が４μｍ以下であり、ラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが上記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、球状セメンタイトの個数が１．０×１０⁵個／ｍｍ²以上であり、冷間鍛造用丸鋼材を７３５℃で１０時間保持した後１０℃／ｈの冷却速度で常温まで冷却した場合の限界圧縮率が５０％を超える。

Claims (3)

1. 冷間鍛造用丸鋼材であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．１５〜０．６０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
   Ｍｎ：０．１〜２．０％、
   Ｐ：０．０３５％以下、
   Ｓ：０．０５０％以下、
   Ａｌ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．０２〜０．５％、
   Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
   Ｃｕ：０〜０．５％、
   Ｎｉ：０〜０．３％、
   Ｍｏ：０〜０．３％、
   Ｖ：０〜０．３％、
   Ｂ：０〜０．００３５％、
   Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、
   Ｔｉ：０〜０．２％を含有し、
   残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
   前記冷間鍛造用丸鋼材のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び球状セメンタイトからなり、前記フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下であり、前記パーライトのうちラメラ間隔が２００ｎｍ以下の前記パーライトが前記ミクロ組織に占める面積割合は２０%未満であり、
   前記冷間鍛造用丸鋼材の表面から半径×０．１５深さまでの領域におけるミクロ組織では、前記領域におけるフェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、前記領域におけるラメラ間隔が２００ｎｍ以下のパーライトが前記領域のミクロ組織に占める面積割合が１０％未満であり、前記領域における球状セメンタイトの個数が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である、冷間鍛造用丸鋼材。
2. 請求項１に記載の冷間鍛造用丸鋼材であって、
   Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
   Ｎｉ：０．０５〜０．３％、
   Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
   Ｖ：０．０５〜０．３％、及び、
   Ｂ：０．０００５〜０．００３５％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、冷間鍛造用丸鋼材。
3. 請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造用丸鋼材であって、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、及び、
   Ｔｉ：０．００５〜０．２％からなる群から選択される１種又は２種を含有する、冷間鍛造用丸鋼材。

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