WO2016159158A1 - 冷間鍛造用時効硬化用鋼 - Google Patents

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WO2016159158A1
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山下　朋広
根石　豊
松本　斉
江頭　誠
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an age hardening steel for cold forging.
  • Carbon steel for machine structures and alloy steels for machine structures are used as structural steels as materials for machine structural parts such as automobile parts, industrial machine parts and construction machine parts.
  • cold forging has problems of high processing load, high processing load, short mold life, and easy cracking of parts. Therefore, the most important issues are to increase the cold forgeability (cold forgeability) of the steel material, that is, to reduce the load during cold forging and to suppress the occurrence of cracks.
  • high fatigue strength is required for machine structural parts such as automobile parts, industrial machine parts and construction machine parts.
  • it is effective to increase the hardness after cold forging.
  • the hardness after cold forging is increased by increasing the hardness of the steel material, the cold forgeability is reduced. That is, it has been difficult to achieve both cold forgeability and fatigue strength in the steel material.
  • age-hardening steel that is applied to the purpose of increasing the hardness by heat treatment after cutting without increasing the hardness more than necessary at the time of cutting.
  • the chemical component is mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.10 to 0.90%, P: 0.030% or less , S: 0.030% or less, Cr: 0.50 to 2.0%, V: 0.10 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.00080% or less, and O: not more than 0.0030%, the balance being Fe and impurities, 399 ⁇ C + 26 ⁇ Si + 123 ⁇ Mn + 30 ⁇ Cr + 32 ⁇ Mo + 19 ⁇ V ⁇ 160 or less, 20 ⁇ (669.3 ⁇ log C ⁇ 1959.3 ⁇ log N -6983.3) ⁇ (0.067 ⁇ Mo + 0.147 ⁇ V) ⁇ 80, 160 ⁇ 140 ⁇ Cr + 125 ⁇ Al + 235 ⁇ V, 90 ⁇ 511 ⁇ C + 33 ⁇ Mn + 56 ⁇ Cu + 15 ⁇ Ni + 36 ⁇ Cr + 5 ⁇ Mo + 134 ⁇ V ⁇ 170 Fill
  • a technology relating to a steel for cold heading having an area% greater than or equal to the f value and excellent in cold workability in which VC is precipitated in the pro-eutectoid ferrite is disclosed.
  • Patent Document 1 provides steel and steel materials having excellent cold forgeability and machinability after cold forging, and parts subjected to cold forging and nitriding treatment, High core hardness, high surface hardness and deep effective hardened layer depth can be provided.
  • the fatigue strength is not mentioned, and the improvement of the durability ratio (fatigue strength / tensile strength) is not studied.
  • Patent Document 2 relates to a steel for cold heading that can be subjected to cold working while being rolled, and precipitates VC during hot rolling to reduce solid solution C. This provides steel with improved cold forgeability.
  • the technique described in Patent Document 2 does not consider fatigue strength. Further, in order to improve the strength, it is assumed that a tempering treatment is performed, and cutting is necessary in a cured state after the tempering treatment, and a reduction in machinability is inevitable.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and has high cold forgeability while ensuring tensile strength of 400 MPa or more and fatigue strength of 250 MPa or more, and work hardening by cold forging, and cold.
  • An object of the present invention is to provide an age-hardening steel for cold forging in which a high durability ratio is obtained by age-hardening after forging.
  • the precipitation hardening of V carbonitride and Nb carbonitride should be used. It is effective to reduce the rate.
  • Age hardening treatment not only increases the fatigue strength but also increases the durability ratio (fatigue strength / tensile strength). If the durability ratio is high, the tensile strength can be made relatively low while ensuring the required fatigue strength, so that the effect of preventing a decrease in the machinability can be obtained.
  • the high durability ratio in the present invention indicates that it is 0.600 or more.
  • the present invention has been completed based on the above findings (A) to (D), and the gist thereof is as follows.
  • fn2 represented by the following formula (2) is 13.5 or less
  • the metal structure is an area ratio
  • bainite and martens Ito Total 5% cold forging age-hardening steel, which comprises (including 0%).
  • [V] is the mass% of the solid solution V
  • [Nb] is the mass% of the solid solution Nb
  • C is the mass% of C contained in the steel
  • V is contained in the steel.
  • the mass% of V and Nb show the mass% of Nb which steel contains.
  • the chemical composition contains one or more of Cu: 0.20% or less, Ni: 0.20% or less, and Mo: 0.20% or less in place of part of Fe.
  • the age-hardened steel for cold forging of the present invention is excellent in cold forgeability and can ensure a high durability ratio and machinability by age-hardening treatment without performing heat treatment such as quenching and tempering or induction hardening. Further, by using the age-hardened steel of the present invention as a material, instead of the “hot forging-cutting” process that has been generally used so far, automobile parts, Machine structural parts such as industrial machine parts and construction machine parts can be manufactured, and productivity can be improved.
  • C is an element necessary for increasing the strength as a machine structural component.
  • the amount of C is reduced in order to suppress cracking during cold forging. If the C content exceeds 0.13%, cracks occur during cold forging, so the content is made 0.13% or less. If the C content is less than 0.02%, a tensile strength of 400 MPa or more and a fatigue strength of 250 MPa or more cannot be ensured after age hardening. For this reason, content of C shall be 0.02% or more.
  • the C content is preferably 0.03% or more and less than 0.10%.
  • Si 0.01 to 0.50%
  • Si is an element necessary for deoxidation at the time of melting, and in order to obtain this effect, 0.01% or more is contained.
  • Si strengthens the solid solution of ferrite, if the Si content exceeds 0.50%, cold forgeability is reduced. Therefore, the Si content is 0.50% or less.
  • the Si content is desirably 0.05% or more and 0.45% or less.
  • Mn increases the strength of the final part as a solid solution strengthening element. If the Mn content is less than 0.20%, the strength of the final part is insufficient, and if it exceeds 0.70%, the cold forgeability is lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.20 to 0.70%. Note that the Mn content is desirably 0.25% or more and 0.65% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity inevitably contained in the steel, is easily segregated in the steel, and causes a local decrease in ductility.
  • the content of P exceeds 0.020%, the local ductility is significantly reduced. Therefore, the content is limited to 0.020% or less.
  • the content is desirably limited to 0.018% or less.
  • the content of P may be zero.
  • S is an element that improves machinability. In order to obtain the effect of improving machinability, it is necessary to contain 0.005% or more. If the content exceeds 0.020%, coarse sulfides are generated in the steel, causing cracks during cold forging. Therefore, the S content is set to 0.005 to 0.020%. The S content is desirably 0.018% or less.
  • Al 0.005 to 0.050%
  • Al is a deoxidizer during steel refining. In order to obtain the effect of deoxidation, 0.005% or more is contained. If the content exceeds 0.050%, coarse Al inclusions are generated in the steel, which causes cracks during cold forging. Therefore, the Al content is 0.050% or less.
  • the Al content is preferably 0.045% or less.
  • Cr 0.02 to 1.50%
  • Cr has the effect of increasing the fatigue strength after forging as a solid solution strengthening element.
  • the content exceeds 1.50%, the material hardness is excessively increased and the cold forgeability is deteriorated. Therefore, the Cr content is set to 0.02 to 1.50%.
  • the Cr content is preferably 0.03% or more and 1.30% or less.
  • V 0.02% to 0.50%
  • V increases fatigue strength and durability ratio by forming a composite carbonitride of V and Nb during the age hardening treatment.
  • 0.02% or more of V is contained.
  • the upper limit is made 0.50%.
  • the V content is preferably 0.03% or more.
  • Nb 0.005% to 0.050%
  • carbonitride is formed in combination with V during the age hardening treatment, and the durability ratio is increased. In order to acquire this effect, it contains 0.005% or more. From the viewpoint of alloy cost, the upper limit is made 0.050%.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more.
  • N 0.003 to 0.030% or less
  • V 0.003 to 0.030% or less
  • Nb 0.003 to 0.030% or less
  • V 0.003 to 0.030% or less
  • N is combined with V and Nb in the age hardening treatment after cold forging and precipitates as a composite carbonitride to improve the durability ratio. In order to acquire this effect, it contains 0.003% or more. However, since it will cause a cold forgeability fall if it contains excessively, the content shall be 0.030% or less.
  • the N content is preferably 0.025% or less.
  • the age hardening steel for cold forging according to the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and inevitable impurities in addition to the above elements.
  • Inevitable impurities refer to impurities mixed from ores, scraps, or production environments as raw materials when industrially producing steel materials.
  • the chemical composition of the age-hardening steel for cold forging of the present invention may contain one or more elements of Cu, Ni, and Mo in place of part of Fe in addition to the above elements.
  • Cu 0.20% or less
  • the amount of Cu in the case of inclusion is preferably 0.15% or less.
  • Ni 0.20% or less Since Ni has the effect of increasing the fatigue strength of steel, it may contain 0.20% or less. When it exceeds 0.20%, cold forgeability will fall. From the viewpoint of ensuring cold forgeability, the Ni content when contained is preferably 0.15% or less.
  • Mo 0.20% or less Since Mo has the effect of increasing the fatigue strength of steel, it may contain 0.20% or less. When it exceeds 0.20%, cold forgeability will fall. From the viewpoint of ensuring cold forgeability, the amount of Mo in the case of inclusion is preferably 0.15% or less.
  • the content (mass%) of solid solution Nb needs to be 25% or more with respect to the total content of Nb, and the content (mass%) of solid solution V needs to be 50% or more with respect to the total content of V. There is.
  • the solid solution V amount is the mass% of V not precipitated as carbonitride out of V contained in steel, and the solid solution Nb amount is carbonitride out of Nb contained in steel. Is the mass% of Nb not precipitated.
  • the component of the age-hardening steel for cold forging of the present invention must have fn1 defined by the formula (1) of 0.03 or more. This is to obtain an appropriate amount of Nb and V composite carbonitride for increasing the durability ratio during the age hardening treatment.
  • the upper limit value of fn1 is not particularly limited, but may be 0.90 or less.
  • the amount of solid solution V and the amount of solid solution Nb are obtained, for example, by the following extraction residue analysis method.
  • a 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm sample is cut out from the position of radius ⁇ 0.5 of age-hardened steel formed into a round bar and used as an extraction residue analysis sample.
  • This sample is subjected to constant current electrolysis in a 10% AA-based solution (a liquid in which tetramethylammonium chloride, acetylacetone, and methanol are mixed at 1: 10: 100).
  • the sample is electrolyzed under the conditions of current: 173 mA, time: 142 minutes, and room temperature.
  • the electrolyzed sample is taken out, and the deposit (residue) on the sample surface is ultrasonically washed in alcohol to remove it from the sample.
  • the electrolyzed solution and the solution used for ultrasonic cleaning are suction filtered through a filter having a mesh size of 0.2 ⁇ m to collect a residue.
  • the mass of the sample from which the deposits (residues) have been removed is measured, and the “mass of the electrolyzed sample” is determined from the difference in the measured values of the mass of the sample before and after electrolysis.
  • the residue collected on the filter is transferred to a petri dish, dried, measured for mass, and analyzed by an ICP emission analyzer (high frequency inductively coupled plasma emission spectrometer) according to JIS G 1258. "Mass of V and Nb in the medium”. Then, the “mass of V and Nb in the residue” obtained as described above is divided by the “mass of the electrolyzed sample” and expressed as a percentage. The amount of solute Nb ”.
  • the present inventors have C: 0.02 to 0.13%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.20 to 0.70%, P: 0.020% or less (0% S): 0.005 to 0.020%, Al: 0.005 to 0.050%, Cr: 0.02 to 1.50%, V: 0.02 to 0.50%, Nb: 0
  • Various steels containing 0.005 to 0.050% and N: 0.003 to 0.030%, with the balance being Fe and inevitable impurities, and holding 30 min to 60 min below A3 A test steel having a solid solution V amount and a solid solution Nb amount was produced.
  • the durability ratio can be made 0.60 or more by setting the ratio of the solute Nb amount to the solute V amount of the test steel to 0.03 or more. If the value of fn1 defined by the formula (1) is less than 0.03, the composite carbonitride is not precipitated, so that the effect of improving the durability ratio cannot be obtained. Therefore, the value of fn1 is limited to 0.03 or more.
  • the microstructure of the age-hardened steel for cold forging of the present invention is mainly composed of a mixed structure of ferrite and pearlite, and the area ratio of ferrite is 85% or more.
  • the area ratio of pearlite may be small or zero.
  • bainite and martensite may be generated as a structure (remainder structure) other than ferrite and pearlite. In such a case, the total area ratio of bainite and martensite must be limited to 5% or less. There is.
  • the age hardening steel for cold forging of the present invention must have fn2 defined by the formula (2) of 13.5 or less.
  • the fn2 value is preferably as low as possible, and the lower limit is not particularly limited, but is 0.80 or more from the upper and lower limits of the content of each element.
  • C represents the mass% of C contained in the steel
  • V represents the mass% of V contained in the steel
  • Nb represents the mass% of Nb contained in the steel.
  • the area ratio of ferrite needs to be 85% or more. Further, it is important to strengthen the ferrite. V and Nb are elements that precipitate carbonitride during the age hardening treatment and strengthen the ferrite.
  • the value of fn2 defined by the formula (2) is 13.6 or more, the ferrite is not sufficiently strengthened. Further, the ferrite area ratio may not be 85% or more. Therefore, a durability ratio of 0.60 or more cannot be obtained. Therefore, in order to obtain the durability ratio required in the present invention, fn2 is set to 13.5 or less.
  • Bainite structure and martensite structure are inferior in cold deformability to ferrite and pearlite structures, and cause cracks during cold forging. Therefore, the sum of the bainite structure and the martensite structure must be limited to 5% or less in terms of area ratio. From the viewpoint of suppressing cracking during cold forging, the bainite structure and the martensite structure may be generated at zero.
  • the slab or steel slab having the above-described chemical composition is used as a material to be rolled, and is rolled by hot rolling, and rolled in the final rolling step. After completion, it may be cooled to room temperature.
  • the method for obtaining the slab or steel slab is not particularly limited, and may be a conventional method.
  • the hot rolling needs to be performed at a rolling temperature of 900 ° C. or higher in the final rolling step.
  • the average cooling rate needs to be 0.6 ° C./s or less.
  • the age-hardening steel of the present invention can be used, for example, for producing mechanical structural parts.
  • the steel for age hardening of the present invention is subjected to cold forging and age hardening in order, and then subjected to a processing step such as cutting.
  • the heating time is less than 30 min, carbonitrides do not precipitate and a high durability ratio may not be obtained. Further, even if the heating time is lengthened, the same effect can be obtained. However, if the length is too long, the manufacturing cost is increased.
  • the shape of the age-hardening steel of the present invention is not particularly limited, and can be applied to any shape such as a steel plate, a steel pipe, a steel bar (section steel, bar steel, wire rod, rail, etc.).
  • steels A to P are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • steels K to P are comparative steels whose chemical compositions deviate from the range defined in the present invention.
  • Table 2 shows the hardness, structure, solid solution V amount, solid solution Nb amount, fn1, and fn2 of the steel after hot forging.
  • “F” in “Microstructure” in Table 2 represents ferrite
  • “P” represents pearlite
  • “B” represents bainite
  • “M” represents martensite.
  • B, M area ratio” in Table 2 represents the total area ratio of bainite and martensite.
  • a cylindrical test piece of ⁇ 14 ⁇ 21 mm ( ⁇ represents a diameter, the same applies hereinafter) was cut out from the forged bar material and subjected to a compression test using a cold press to evaluate cold forgeability.
  • the evaluation items were whether or not a crack was generated when the processing rate ((1-height after processing / height before processing) ⁇ 100) was 70%, and when the processing rate was 50%.
  • Forging load (50% working load, (ton)). The crack was observed using a 5 ⁇ magnifier, and it was determined that there was no crack when no crack of 0.5 mm or more in length was observed in the five test pieces. As for forging load, 20 ton or less was determined to be sufficiently low and good.
  • the ⁇ 42 mm round bar forging material was embedded in a resin so as to observe its cross section, then polished, corroded with nital to observe the microstructure, and Vickers hardness with a load of 9.8 N was measured. Microstructural observation and Vickers hardness were performed near the center of the round bar forged material. The Vickers hardness was measured as an average of three points.
  • an extraction residue test piece of 10 mm 3 was cut out from the above-mentioned ⁇ 42 mm round bar forging material, and the amount of solute V and the amount of solute Nb were measured by the aforementioned extraction residue analysis method.
  • Table 3 shows the presence or absence of cracks when the processing rate is 70%, the forging load when the processing rate is 50%, and the forging load when the processing rate is 50%, 60 min at 600 ° C after drawing ⁇ 18 mm.
  • the tensile strength, fatigue strength, and durability ratio (fatigue strength / tensile strength) after holding are shown.
  • the durability ratio was determined to be good when it was 0.600 or higher, the tensile strength was determined to be 400 MPa or higher, and the fatigue strength was determined to be good when it was 250 MPa or higher.
  • the underline in Table 3 means that it was not judged good.
  • test number 11 since the C content exceeds the range specified in the present invention, the load during cold forging is high, cracks are also observed, and the required cold forgeability is not obtained. In addition, since the area ratio of ferrite is low and the value of fn2 exceeds the value specified in the present invention, the required durability ratio is not obtained.
  • test number 12 since the C content is below the range specified in the present invention, the forging property at the time of cold forging is satisfactory, but the tensile strength and fatigue strength after age hardening treatment are low, and the required performance Is not obtained.
  • test number 13 since V is not added, ferrite is not strengthened, the area ratio of ferrite is low, and the value of fn2 exceeds the value specified in the present invention, so the durability ratio to be obtained Is not obtained.
  • test number 14 since the addition amount of V is below the range defined in the present invention, ferrite is not sufficiently strengthened, the area ratio of ferrite is low, and the value of fn2 is defined in the present invention. The durability ratio required is not obtained because the value exceeds the value to be obtained.
  • test number 16 since the amount of Nb added is below the range specified in the present invention, ferrite is not sufficiently strengthened, and the value of fn1 exceeds the value specified in the present invention, so that the required durability is obtained. The ratio is not obtained.
  • test number 17 since the content of the solid solution Nb and the content of the solid solution V are lower than the values specified in the present invention, the ferrite is not sufficiently strengthened and the required durability ratio is not obtained.
  • the age-hardening for cold forging of the present invention can ensure high fatigue strength and is excellent in cold forgeability. Therefore, parts for automobiles and industrial machinery that have been manufactured in the "hot forging-cutting" process so far. It can contribute to the near net shape of machine structural parts such as construction machine parts.

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Abstract

　高い冷間鍛造性を有し、冷間鍛造による加工硬化および冷間鍛造後の時効硬化によって、高い耐久比が得られる冷間鍛造部品であって、所定の化学組成を有し、固溶Ｎｂ量／固溶Ｖ量が０．０３以上であり、組織が、面積率で、フェライト：８５％以上、ベイナイトとマルテンサイトの合計：５％以下を含むことを特徴とする。

Description

冷間鍛造用時効硬化用鋼
　本発明は、冷間鍛造用時効硬化用鋼に関する。
　自動車部品、産業機械部品及び建設機械部品など機械構造部品の素材となる構造用鋼として、機械構造用炭素鋼および機械構造用合金鋼が用いられている。
　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－切削」工程が採用されてきた。近年は、生産性の向上を目的に「冷間鍛造－切削」工程への切替えが志向されている。このように「冷間鍛造－切削」工程を採用することで、冷間鍛造によりニアネットシェイプ化が図られ、また切削量が削減されるため、生産性が向上する。
　しかし、一般に、冷間鍛造は、加工度が大きいために、加工荷重が高い、金型寿命が短い、部品に割れが発生しやすいといった問題が生じる。したがって、素材となる鋼材の冷間鍛造性（冷鍛性）を高めること、すなわち冷間鍛造時の荷重を小さくすること、割れ発生を抑制することが最も重要な課題である。
　一方、自動車部品、産業機械部品及び建設機械部品などの機械構造部品には、高い疲労強度が求められる。高い疲労強度を達成するためには、冷間鍛造後の硬さを高くすることが有効である。しかし、素材である鋼材の硬さを高くすることで、冷間鍛造後の硬さを高めようとすると、冷間鍛造性を低下させる。すなわち、素材の鋼材において、冷間鍛造性と疲労強度とを両立させることは困難であった。
　そこで、このような問題を解決すべく、冷間鍛造部品の疲労強度を高くするために、冷間鍛造後に、Ａｃ３以上の温度に加熱して、焼入れ焼戻しあるいは高周波焼入れの熱処理を行い、全体または表面を硬化することが行われている。
　しかし、このような方法では、熱処理後の部品硬度が高くなるために、被削性の低下が避けられず、冷間鍛造による生産性向上のメリットが享受できないという課題があった。
　そこで、切削加工時には硬度を必要以上に高めず、切削加工後の熱処理により硬度を高める用途に適用される、いわゆる時効硬化用鋼材がある。
　特許文献１には、化学成分が質量％で、Ｃ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０～２．０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、３９９×Ｃ＋２６×Ｓｉ＋１２３×Ｍｎ＋３０×Ｃｒ＋３２×Ｍｏ＋１９×Ｖ≦１６０以下、２０≦（６６９．３×ｌｏｇＣ－１９５９．３×ｌｏｇＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）≦８０、１６０≦１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ、９０≦５１１×Ｃ＋３３×Ｍｎ＋５６×Ｃｕ＋１５×Ｎｉ＋３６×Ｃｒ＋５×Ｍｏ＋１３４×Ｖ≦１７０を満たし、組織がフェライト・パーライト組織、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、フェライトの面積率が７０％以上であり、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であり、芯部硬さがビッカース硬さで２２０以上、有効硬化層深さ０、２０ｍｍ以上であることを特徴とする冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品に関する技術が開示されている。
　特許文献２には、化学成分が質量％で、Ｃ：０．０６～０．５０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．５～１．０％以下、Ｖ：０．１０～０．６０％を含み、初析フェライトとパーライトとの合計量が面積率で９０％以上であり、かつ前記初析フェライト量が式ｆ＝１００－１２５［Ｃ］＋２２．５［Ｖ］で示されるｆ値以上の面積％であり、前記初析フェライト中にＶＣが析出した冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼に関する技術が開示されている。
国際公開第２０１２／０５３５４１号 特開２０００－２７３５８０号公報
　特許文献１に開示されている技術は、優れた冷間鍛造性及び冷間鍛造後の被削性を有する鋼及び鋼材を提供するとともに、冷間鍛造と窒化の処理が施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを具備させることができる。しかしながら、疲労強度については言及されておらず、耐久比（疲労強度／引張強度）の向上については検討されていない。
　特許文献２に開示されている技術は、圧延ままで冷間加工に供することができる冷間圧造用鋼に係るものであって、熱間圧延中にＶＣを析出させ、固溶Ｃを減少させることで冷間鍛造性を高めた鋼を提供するものである。しかしながら、特許文献２記載の技術は、疲労強度を考慮したものではない。また、強度を向上させる場合は、調質処理することを前提としており、調質処理後の硬化した状態で切削が必要となり、被削性の低下が避けられない。
　本発明は上記現状に鑑みてなされたもので、４００ＭＰａ以上の引張強度、２５０ＭＰａ以上の疲労強度を確保しつつ、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造による加工硬化、及び冷間鍛造後の時効硬化によって、高い耐久比が得られる冷間鍛造用時効硬化用鋼を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記の課題を解決するために種々の検討を実施した。その結果、下記（Ａ）～（Ｄ）の事項が明らかとなった。
　（Ａ）優れた冷間鍛造性を得るためには、鍛造に供する素材（鋼）の硬さを低減することが必要である。素材の硬さを低減することで鍛造荷重を低下させることができる。また、冷間鍛造時の割れを抑えるためには、素材となる鋼のＣ量を低減することが効果的である。
　（Ｂ）時効硬化処理後に高い疲労強度を得るためには、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物の析出硬化を利用すること、また、ミクロ組織をフェライトとパーライトを主体とした上でこのパーライト面積率を低減することが効果的である。時効硬化処理は単に疲労強度を高めるだけでなく、耐久比（疲労強度／引張強度）を高める作用がある。耐久比が高いと、必要とされる疲労強度を確保しつつ、引張強度を比較的低くできるため、切削加工性の低下を防止する効果が得られる。本発明における高い耐久比とは、０．６００以上であることを指す。
　（Ｃ）Ｎｂは単独で含有させても、時効硬化後に十分な耐久比向上効果を得ることができないが、ＮｂとＶを同時に含有させると、複合炭窒化物が析出することにより、Ｎｂを単独で含有させた鋼と比べた場合はもちろんのこと、Ｖを単独で含有させた鋼と比べても大きな耐久比向上効果を得ることができる。
　（Ｄ）優れた冷間鍛造性を発揮させるためにＣ量を低減しても、素材となる鋼の化学組成を適正に制御すれば、充分な時効析出が得られ、鋼の耐久比が向上する。
　本発明は、上記（Ａ）～（Ｄ）の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
　［１］化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００５～０．０２０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０．０２～１．５０％、Ｖ　：０．０２～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、及びＮ：０．００３～０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、固溶Ｎｂの含有量（質量％）が上記Ｎｂの総含有量に対して２５％以上、固溶Ｖの含有量（質量％）が上記Ｖの総含有量に対して５０％以上、下記式（１）で表されるｆｎ１が０．０３以上、下記式（２）で表されるｆｎ２が１３．５以下であって、金属組織が、面積率で、フェライト：８５％以上、ベイナイトとマルテンサイトの合計：５％以下（０％を含む）を含むことを特徴とする冷間鍛造用時効硬化用鋼。
　ｆｎ１＝［Ｎｂ］／［Ｖ］　・・・　（１）
　ｆｎ２＝１２５×Ｃ－１３×Ｖ－４×Ｎｂ　・・・　（２）
　式（１）と式（２）において、［Ｖ］は固溶Ｖの質量％、［Ｎｂ］は固溶Ｎｂの質量％、Ｃは鋼が含有するＣの質量％、Ｖは鋼が含有するＶの質量％、Ｎｂは鋼が含有するＮｂの質量％を示す。
　［２］さらに、前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下及びＭｏ：０．２０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする前記［１］の冷間鍛造用時効硬化用鋼。
　本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼は、冷間鍛造性に優れ、かつ、焼入れ焼戻しや高周波焼入れの熱処理を行うことなく、時効硬化処理によって高い耐久比と被削性が確保できる。さらに本発明の時効硬化鋼を素材として用いることで、これまで一般的であった「熱間鍛造－切削」工程に代えて、「冷間鍛造－時効硬化処理－切削」工程によって、自動車部品、産業機械部品、建設機械部品など機械構造部品を製造することができ、生産性を向上させることができる。
式（１）によって算出されるｆｎ１と、耐久比（疲労強度／引張強度）との関係を表すグラフである。
　以下、本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼（以下「鋼」又は「鋼材」ともいう）の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
　はじめに、化学組成について説明する。
　［Ｃ：０．０２～０．１３％］
　Ｃは、機械構造部品としての強度を高めるために必要な元素である。しかしながら、本発明においては、冷間鍛造時の割れを抑えるために、Ｃ量を低減する。Cの含有量が０．１３％を越えると冷間鍛造時に割れが発生するため、その含有量を０．１３％以下とする。Ｃ含有量が０．０２％未満では時効硬化処理後に４００ＭＰａ以上の引張強度、２５０ＭＰａ以上の疲労強度を確保できない。このため、Ｃの含有量を０．０２％以上とする。なお、Ｃの含有量は、０．０３％以上、０．１０％未満とすることが望ましい。
　［Ｓｉ：０．０１～０．５０％］
　Ｓｉは、溶製時の脱酸用として必要な元素であり、この効果を得るために０．０１％以上を含有させる。しかしながら、Ｓｉはフェライトを固溶強化するため、Ｓｉの含有量が０．５０％を越えると、冷間鍛造性を低下させる。したがって、Ｓｉの含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉの含有量は、０．０５％以上、０．４５％以下とすることが望ましい。
　［Ｍｎ：０．２０～０．７０％］
　Ｍｎは、固溶強化元素として最終部品の強度を高める。Ｍｎの含有量が０．２０％未満では最終部品の強度が不足し、０．７０％を超えると冷間鍛造性を低下させる。このため、Ｍｎの含有量を０．２０～０．７０％とする。なお、Ｍｎの含有量は、０．２５％以上、０．６５％以下とすることが望ましい。
　［Ｐ：０．０２０％以下］
　Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、鋼中で偏析しやすく、局所的な延性低下の原因となる。Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、局所的な延性低下が著しくなる。したがって、含有量を０．０２０％以下に制限する。含有量は、０．０１８％以下に制限することが望ましい。Ｐの含有量は０でもよい。
　［Ｓ：０．００５～０．０２０％以下］
　Ｓは、被削性を向上させる元素である。被削性向上の効果を得るためには０．００５％以上を含有する必要がある。０．０２０％を超えて含有すると、鋼中に粗大な硫化物を生成させ、冷間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ｓの含有量を０．００５～０．０２０％とする。なお、Ｓの含有量は、０．０１８％以下とすることが望ましい。
　［Ａｌ：０．００５～０．０５０％］
　Ａｌは鋼精錬時の脱酸剤である。脱酸の効果を得るために０．００５％以上含有させる。含有量が０．０５０％を超えると、鋼中に粗大なＡｌ介在物を生成し、冷間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ａｌの含有量を０．０５０％以下とする。なお、Ａｌの含有量は、０．０４５％以下とすることが望ましい。
　［Ｃｒ：０．０２～１．５０％］
　Ｃｒは、固溶強化元素として鍛造後の疲労強度を高める効果を有する。しかし、その含有量が１．５０％を超えると、過度に素材硬さを高めて冷間鍛造性が低下する。このため、Ｃｒの含有量を０．０２～１．５０％とする。なお、Ｃｒの含有量は、０．０３％以上、１．３０％以下とすることが望ましい。
　［Ｖ：０．０２％～０．５０％］
　Ｖは、時効硬化処理の際にＶとＮｂの複合炭窒化物を形成することで、疲労強度と耐久比を高める。この効果を得るために、Ｖを０．０２％以上含有させる。合金コストの観点から、上限は０．５０％とする。なお、Ｖ含有量は、０．０３％以上であることが望ましい。
　［Ｎｂ：０．００５％～０．０５０％］
　Ｎｂは、Ｖと同時に添加することで、時効硬化処理の際にＶと複合的に炭窒化物を形成し、耐久比を高める。この効果を得るために、０．００５％以上含有させる。合金コストの観点から、上限は０．０５０％とする。なお、Ｎｂの含有量は、０．０１０％以上が望ましい。
　［Ｎ：０．００３～０．０３０％以下］
　Ｎは、冷間鍛造後の時効硬化処理においてＶ、Ｎｂと結合し、複合炭窒化物として析出することで耐久比を向上させる。この効果を得るために、０．００３％以上含有させる。しかし、過剰に含有されると冷鍛性低下の原因となるため、その含有量を０．０３０％以下とする。なお、Ｎの含有量は、０．０２５％以下とすることが望ましい。
　本発明の冷間鍛造用時効硬化用鋼は、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するものである。不可避的不純物とは、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いう。
　本発明の冷間鍛造用時効硬化用鋼の化学組成は、上記元素のほか、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏのうちの１種以上の元素を含有してもよい。
　以下、任意の元素であるＣｕ、Ｎｉ、及びＭｏの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　［Ｃｕ：０．２０％以下］
　Ｃｕは鋼の疲労強度を高める効果を有するため、０．２０％以下を含有させてもよい。０．２０％を超えると、冷間鍛造性が低下する。冷間鍛造性確保の観点から、含有させる場合のＣｕの量は０．１５％以下とすることが好ましい。
　［Ｎｉ：０．２０％以下］
　Ｎｉは鋼の疲労強度を高める効果を有するため、０．２０％以下を含有させてもよい。０．２０％を超えると、冷間鍛造性が低下する。冷間鍛造性確保の観点から、含有させる場合のＮｉの量は０．１５％以下とすることが好ましい。
　［Ｍｏ：０．２０％以下］
　Ｍｏは鋼の疲労強度を高める効果を有するため、０．２０％以下を含有させてもよい。０．２０％を超えると、冷間鍛造性が低下する。冷間鍛造性確保の観点から、含有させる場合のＭｏの量は０．１５％以下とすることが好ましい。
　固溶Ｎｂの含有量（質量％）が上記Ｎｂの総含有量に対して２５％以上、固溶Ｖの含有量（質量％）が上記Ｖの総含有量に対して５０％以上である必要がある。
　固溶Ｖ量とは、鋼に含有されるＶのうち、炭窒化物として析出していないＶの質量％であり、固溶Ｎｂ量とは、鋼材に含有されるＮｂのうち、炭窒化物として析出していないＮｂの質量％である。
　上述のとおり、Ｎｂ及びＶを鋼に同時に添加することで、時効硬化処理の際にＶと複合的に炭窒化物を形成させ、耐久比を高めることが可能である。時効硬化処理の際にＶと複合的に炭窒化物を形成させるためには、時効硬化処理前の鋼においては、適正量の固溶Ｎｂ、固溶Ｖが存在する必要がある。
　具体的には、本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼の成分は、式（１）で定義されるｆｎ１が、０．０３以上でなければならない。これは、時効硬化処理の際に、耐久比を高めるための適切な量のＮｂとＶの複合炭窒化物を得るためである。なお、ｆｎ１の上限値は特に限定しないが、０．９０以下としてよい。
　ｆｎ１＝［Ｎｂ］／［Ｖ］　・・・　（１）
　ただし、［Ｖ］は固溶Ｖの質量％、［Ｎｂ］は固溶Ｎｂの質量％を示す。
　固溶Ｖ量、固溶Ｎｂ量は、たとえば、以下の抽出残渣分析法により求められる。
　丸棒に成形された時効硬化鋼の半径×０．５の位置から、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を切り出し、抽出残渣分析用試料とする。この試料を、１０％ＡＡ系溶液（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）中で定電流電気分解する。
　この際、表面の付着物を除去するため、先ず、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分の条件で予備電気分解を行った後、試料表面の付着物をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去し、付着物を除去された試料の質量を測定し、次に行う電気分解前の試料の質量とする。
　次いで、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分、室温の条件で試料を電気分解する。電気分解した試料を取り出し、試料表面の付着物（残渣）をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去する。その後、電気分解後の溶液および超音波洗浄に用いた溶液を、メッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して残渣を採取する。付着物（残渣）を除去された試料の質量を測定し、電気分解前後の試料の質量の測定値の差から、「電気分解された試料の質量」を求める。
　上記のフィルター上に採取した残渣は、シャーレに移して乾燥させ、質量を測定した後、ＪＩＳ　Ｇ　１２５８に準拠し、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）によって分析し、「残渣中のＶおよびＮｂの質量」を求める。
　そして、上記のようにして求めた「残渣中のＶおよびＮｂの質量」を、「電気分解された試料の質量」で除し、百分率表示したものが、「抽出残渣分析による固溶Ｖ量および固溶Ｎｂ量」である。
　ｆｎ１に関する前述の式（１）の導出の根拠を説明する。
　本発明者らは、Ｃ：０．０２～０．１３％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～０．７０％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００５～０．０２０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０．０２～１．５０％、Ｖ：０．０２～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、及びＮ：０．００３～０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である鋼について、Ａ３点以下に３０ｍｉｎ～６０ｍｉｎ保持する試験を実施して様々な固溶Ｖ量および固溶Ｎｂ量を有する供試鋼を作製した。そして、上述の手法で固溶Ｖ量および固溶Ｎｂ量を測定するとともに、上記供試鋼に対して引張試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１準拠）、小野式回転曲げ試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２７４準拠）を実施し、耐久比を求めた。
　得られた結果から、供試鋼の固溶Ｖ量に対する固溶Ｎｂ量の割合を求め、耐久比との関係を調査した結果を図１に示す。
　図１より、供試鋼の固溶Ｖ量に対する固溶Ｎｂ量の割合を０．０３以上にすることで、耐久比を０．６０以上にすることができることが明らかとなった。式（１）で定義されるｆｎ１の値が０．０３未満では、複合炭窒化物を析出しないため、耐久比向上の効果が得られない。そのため、ｆｎ１の値を０．０３以上に限定する。
　本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼のミクロ組織は、フェライトとパーライトの混合組織を主体としたものであり、かつフェライトの面積率が８５％以上とする。パーライトの面積率は小さくともよく、０でもよい。なお、フェライトとパーライト以外の組織（残部組織）として、ベイナイトやマルテンサイトが生成される場合があるが、このような場合は、ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が５％以下に制限する必要がある。
　また、本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼は、式（２）で定義されるｆｎ２が１３．５以下でなければならない。なお、ｆｎ２値は低ければ低いほど望ましく、その下限値は特に限定しないが、各元素の含有量の上下限値から、０．８０以上となる。
　ｆｎ２＝１２５×Ｃ－１３×Ｖ－４×Ｎｂ　・・・　（２）
　ただし、Ｃは鋼が含有するＣの質量％、Ｖは鋼が含有するＶの質量％、Ｎｂは鋼が含有するＮｂの質量％を示す。
　ｆｎ２に関する前述の式（２）の導出の根拠を説明する。
　耐久比を向上させるためには、フェライトの面積率を８５％以上とする必要がある。そして、さらに、フェライトを強化することが重要である。Ｖ及びＮｂは、時効硬化処理中に炭窒化物を析出し、フェライトを強化する元素である。式（２）で定義されるｆｎ２の値が１３．６以上では、フェライトが十分に強化されない。また、フェライト面積率が８５％以上とならない場合がある。そのため、０．６０以上の耐久比を得ることができない。そのため、本発明で求める耐久比を得るためにｆｎ２を１３．５以下とする。
　ベイナイト組織及びマルテンサイト組織はフェライト・パーライト組織と比較して冷間変形能に劣る組織であり、冷間鍛造時の割れの発生原因となる。よって、ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は合計して、面積率で５％以下に制限しなければならない。冷間鍛造時の割れを抑制する観点から、ベイナイト組織、マルテンサイト組織はその生成量が０であっても構わない。
　次に、本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼の製造方法を説明する。
　本発明の冷間鍛造用時効硬化鋼を得るためには、例えば、前述の化学組成を有する鋳片または鋼片を被圧延材として、熱間圧延により圧延し、かつ、最終圧延工程における圧延を終了した後、室温まで冷却すればよい。
　鋳片又は鋼片を得る方法は特に限定されず、常法によればよい。熱間圧延は、式（１）にて規程したｆｎ１値（［Ｎｂ］／［Ｖ］）を得るために、最終圧延工程における圧延温度は９００℃以上として実施する必要がある。
　また、熱間圧延終了後に室温まで冷却する際に、上記規程のミクロ組織を得るために、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、例えば放冷等により実施する必要がある。より具体的には、平均冷却速度を０．６℃／ｓ以下とする必要がある。
　＜時効硬化処理について＞
　本発明の時効硬化用鋼は、たとえば、機械構造部品を製造するために用いることができる。機械構造部品を製造する際には、本発明の時効硬化用鋼に、冷間鍛造、時効硬化処理を順に施し、その後、切削等の加工工程に供する。
　冷間鍛造に続く時効硬化処理後の硬化をなるべく抑制しつつ、高い疲労強度を有する部品を得るためには、所望の部品形状を得るための冷間鍛造を実施したのち、例えば２００℃～Ａｃ３点以下の温度域に、３０ｍｉｎ以上の再加熱（時効硬化処理）を実施すればよい。
　加熱温度が２００℃未満では、炭窒化物の析出が起こらないため、高い耐久比が得られないおそれがある。またＡｃ３点を超えて加熱すると、析出物の粗大化により高い耐久比が得られないばかりか、オーステナイトに変態するため、熱処理ひずみが避けられない。
　加熱時間が３０ｍｉｎ未満では、炭窒化物の析出が起こらず、高い耐久比が得られないおそれがある。また加熱時間が長くなっても、同様の効果は得られるが、長くなりすぎると製造コストを高めるため、望ましくは１８０ｍｉｎ以下である。
　なお、Ａｃ３点は、以下の式にて算出できる。
　Ａｃ３（℃）＝－２３０．５×Ｃ＋３１．６×Ｓｉ－２０．４×Ｍｎ－３９．８×Ｃｕ－１８．１×Ｎｉ－１４．８×Ｃｒ＋１６．８×Ｍｏ＋９１２
　式中の元素記号は、鋼中の元素の含有量（質量％）を示す。
　以上、本発明に係る時効硬化用鋼について説明した。本発明の時効硬化用鋼の形状は特に問わない、鋼板、鋼管、条鋼（形鋼、棒鋼、線材、軌条等）等、いかなる形状にも適用できる。
　以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。以下の実施例は、本発明の一例を具体的に示すものであり、本発明は以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。なお、表中において、下線を付した値は、その値が本発明外であることを示す。
　表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｐを真空溶解にて１５０ｋｇインゴットに溶製し、１２００℃加熱後、１０００℃仕上げでφ４２の丸棒に鍛伸成形（熱間鍛造）し、大気中で冷却した。なお、後述する試験番号１７は、１０５０℃加熱して鍛伸を開始し、７８０℃仕上げとした。
　上記の鋼Ａ～Ｐのうち、鋼Ａ～Ｊは化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｋ～Ｐは化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。
　表２に、熱間鍛造後の鋼の硬さ、組織、固溶Ｖ量、固溶Ｎｂ量、ｆｎ１、ｆｎ２を示す。表２の「ミクロ組織」における「Ｆ」はフェライト、「Ｐ」はパーライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ｍ」はマルテンサイトを示す。また、表２中の「Ｂ，Ｍ面積率」とは、ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　前記の丸棒鍛伸材からφ１４×２１ｍｍ（φは直径を表す。以下同じ。）の円柱状試験片を切りだし、冷間プレスによる圧縮試験を行い、冷間鍛造性評価を実施した。
　評価項目は、加工率（（１－加工後高さ／加工前高さ）×１００）が７０％の時のき裂（７０％加工時のき裂）発生の有無、及び加工率５０％時の鍛造荷重（５０％加工時の荷重，（ｔｏｎ））とした。き裂は、５倍の拡大鏡を用いて観察し、５本の試験片において長さ０．５ｍｍ以上のき裂が観察されない場合に、き裂なしと判定した。鍛造荷重については、２０ｔｏｎ以下を、十分低く良好であると判定した。
　さらに、前記のφ４２ｍｍ丸棒鍛伸材を、その横断面を観察するように樹脂に埋め込んだ後、研磨し、ナイタールで腐食してミクロ組織を観察するとともに、９．８Ｎの荷重でビッカース硬さを測定した。ミクロ組織観察、ビッカース硬さは、いずれも丸棒鍛伸材の中心付近で実施した。ビッカース硬さは３点平均を測定値とした。
　続いて、前記の丸棒鍛伸材をφ３６ｍｍにピーリング加工後、７５％の冷間鍛造を模擬したφ１８ｍｍへの引抜加工を実施し、６００℃に加熱して６０ｍｉｎ保持（時効硬化処理）後、大気冷却して、引張試験、小野式回転曲げ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。
　さらに、前記のφ４２ｍｍ丸棒鍛伸材より１０ｍｍ３の抽出残渣試験片を切りだし、前述の抽出残渣分析法によって固溶Ｖ量、固溶Ｎｂ量を測定した。
　表３に、鋼材Ａ～Ｑを用いた試験番号１～１７の冷間鍛造性評価における加工率７０％時のき裂有無、加工率５０％時の鍛造荷重、φ１８ｍｍ引抜後に６００℃にて６０ｍｉｎ保持後の引張強度、疲労強度、耐久比（疲労強度／引張強度）を示す。耐久比については０．６００以上である場合に、良好と判定し、引張強度については４００ＭＰａ以上、疲労強度については２５０ＭＰａ以上である場合に良好と判定した。表３中の下線は、良好と判定されなかったことを意味する。
　なお、耐久比、疲労強度、５０％加工時の鍛造荷重の全てが良好であったものを「冷鍛性×疲労強度」が良好であると判定し、本発明の効果を享受できているものと評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から、本発明で規定する化学組成とミクロ組織の条件を満たす試験番号１～１０の棒鋼の場合、「冷鍛性×疲労強度」の評価は「○」、すなわち、目標とする７０％加工においてき裂がなく、５０％加工において鍛造荷重は２０ｔｏｎ以下であり、所望の冷間鍛造性が得られた。さらに、鍛造後の時効硬化処理により、耐久比が０．６０以上となり、硬さを抑えて、高い疲労強度が得られた。
　これに対して、本発明で規定する化学組成とミクロ組織の条件の少なくともいずれかから外れた試験番号１１～１７の棒鋼の場合、「冷鍛性×疲労強度」の評価は「×」であって、所望の冷間鍛造性もしくは疲労強度が得られていない。
　試験番号１１の場合、Ｃの含有量が本発明で規定する範囲を超えているため、冷間鍛造時の荷重が高く、またき裂も認められ、求める冷間鍛造性が得られていない。また、フェライトの面積率が低く、さらに、ｆｎ２の値が本発明で規定する値を上回っているため、求める耐久比が得られていない。
　試験番号１２の場合、Ｃの含有量が本発明で規定する範囲を下回っているため、冷間鍛造時の鍛造性は満足するものの、時効硬化処理後の引張強度、疲労強度が低く、求める性能が得られていない。
　試験番号１３の場合、Ｖが添加されていないため、フェライトが強化されず、また、フェライトの面積率が低く、さらに、ｆｎ２の値が本発明で規定する値を上回っているため、求める耐久比が得られていない。
　試験番号１４の場合、Ｖの添加量が本発明で規定する範囲を下回っているため、フェライトが十分に強化されず、また、フェライトの面積率が低く、さらに、ｆｎ２の値が本発明で規定する値を上回っているため、求める耐久比が得られていない。
　試験番号１５の場合、Ｎｂが添加されていないため、フェライトが強化されず、求める耐久比が得られていない。
　試験番号１６の場合、Ｎｂの添加量が本発明で規定する範囲を下回っているため、フェライトが十分に強化されず、またｆｎ１の値が本発明で規定する値を上回っているため、求める耐久比が得られていない。
　試験番号１７の場合、固溶Ｎｂの含有量と固溶Ｖの含有量が本発明で規定する値を下回っているため、フェライトが十分に強化されず、求める耐久比が得られていない。
　本発明の冷間鍛造用時効硬化用は、高い疲労強度が確保でき、冷間鍛造性に優れるので、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部品のニアネットシェイプ化に貢献できる。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０２～０．１３％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｍｎ：０．２０～０．７０％、
    　　Ｐ　：０．０２０％以下（０％を含む）、
    　　Ｓ　：０．００５～０．０２０％、
    　　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｃｒ：０．０２～１．５０％、
    　　Ｖ　：０．０２～０．５０％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、及び
    　　Ｎ　：０．００３～０．０３０％
    を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、
    　固溶Ｎｂの含有量（質量％）が上記Ｎｂの総含有量に対して２５％以上、
    　固溶Ｖの含有量（質量％）が上記Ｖの総含有量に対して５０％以上、
    　下記式（１）で表されるｆｎ１が０．０３以上、
    　下記式（２）で表されるｆｎ２が１３．５以下であって、
    　金属組織が、面積率で、
    　　フェライト：８５％以上、
    　　ベイナイトとマルテンサイトの合計：５％以下（０％を含む）
    を含む
    ことを特徴とする冷間鍛造用時効硬化用鋼。
    　　ｆｎ１＝［Ｎｂ］／［Ｖ］　・・・　（１）
    　　ｆｎ２＝１２５×Ｃ－１３×Ｖ－４×Ｎｂ　・・・　（２）
    　式（１）と式（２）において、［Ｖ］は固溶Ｖの質量％、［Ｎｂ］は固溶Ｎｂの質量％、Ｃは鋼が含有するＣの質量％、Ｖは鋼が含有するＶの質量％、Ｎｂは鋼が含有するＮｂの質量％を示す。
  2. 　さらに、前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下及びＭｏ：０．２０％以下のうちの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時効硬化用鋼。
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