JP2009108398A - 鍛造用鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】 冷間乃至熱間での鍛造性に優れた鍛造用鋼を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ量：０．００１〜０．０７％未満、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｃｒ：５．０％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．３５％以下、Ａｌ：０．０００１％〜２．０％、Ｎ：０．０３％以下を含有し、さらにＭｏ：０．５％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）のうちから１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）式により求められるＤｉ値が６０以上であることを特徴とする鍛造性に優れた鍛造用鋼。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ａｌ）・・・（１）
【選択図】 図１

Description

本発明は鍛造工程を経て種々の機械加工を施される鍛造用鋼に関するものである。

機械構造物に使用される鋼には、一般に、ＭｎあるいはＣｒ、あるいはＣｒとＭｏ、あるいはこれらにさらにＮｉなどを組み合わせて添加した鋼材が用いられている。鋳造、圧延によって製造されたこれら鋼材は、鍛造、切削などの機械加工や熱処理を施されて鋼部品となる。

ところで、鋼部品を作製する際の労力や費用において、鍛造工程の占める割合が高く、これを低減することは重要な課題である。このためには、鍛造工程での金型寿命を向上させたり、鍛造回数を低減させるといった製造工程能力の向上を図ることが必要である。熱間鍛造は、鋼材の変形抵抗が低い温度域で鍛造するため、鍛造機への荷重負荷は小さいが、鋼材に多量のスケールが付いたり、鍛造部品の寸法精度が出にくいという欠点がある。温間鍛造は、熱間鍛造のもつ欠点が低減され、スケールが少なく、寸法精度の点でも有利であるが、熱間鍛造よりは変形抵抗は高いという欠点がある。冷間鍛造は、スケールもなく、寸法精度も良いという利点があるが、さらに鍛造の負荷荷重が大きいという欠点がある。熱間鍛造にはない長所をもった温間鍛造および冷間鍛造において、鋼材の軟質化を図るために従来から多くの技術が発明されてきた。

温間鍛造に適した鋼材についは、例えば、特許文献１は、Ｃ量を０．１〜０．３％の範囲に制御し、Ｎｉ、Ａｌ、Ｎの各量を最適化することにより浸炭性能を向上した温間鍛造用鋼の発明を開示している。また、特許文献２は、Ｃ量を０．１〜０．３％の範囲に制御し、Ｔｅを０．００３〜０．０５％添加することにより浸炭性能を向上した温間鍛造用鋼の発明を開示している。特許文献３は、Ｃ量を０．１〜０．３％の範囲に制御し、０．１〜０．５％のＣｕおよびＴｉなどを適量添加することで浸炭性能を改善した温間鍛造用鋼の発明を開示している。

また、特許文献４および特許文献５には、Ｃ量を０．０７〜０．２５％に成分調整することで軟質化を図り、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎを適量添加することで浸炭性能を改善した温間鍛造用鋼の発明を開示している。

冷間鍛造については、例えば、特許文献６および特許文献７は、Ｃ量０．１〜０．３％の範囲でＳｉおよびＭｎ量を低減することで鋼材の軟質化を図り、冷間鍛造性を向上させた鍛造用鋼の発明を開示している。また、特許文献８は、Ｃ量を０．０５〜０．３％に成分調整することで軟質化を図り、冷間鍛造性を向上させた鍛造用鋼の発明を開示している。

特開昭６３−１８３１５７号公報 特開昭６３−４０４８号公報 特開平２−１９０４４２号公報 特開昭６０−１５９１５５号公報 特開昭６２−２３９３０号公報 特開平１１−３３５７７７号公報 特開２００１−３０３１７２号公報 特開平５−１７１２６２号公報

しかしながら、これらの発明では、浸炭後の硬さは十分に維持されてはいるものの、鍛造時の変形抵抗の低減という観点では、いまだ不十分であった。

本発明は、鋼材を冷間鍛造及び温間鍛造、延いては熱間鍛造する際の変形抵抗を従来の鋼材に比べて大幅に低減し、かつ鍛造後に施す熱処理後は必要な強度を有することで、鍛造金型寿命の向上や、鍛造回数の低減を可能とする、鍛造性能の極めて優れた鋼を提供することを課題とする。

本発明者らは、このような課題を解決するために詳細な検討を行った結果、従来鋼（例えばＳＣｒ４２０）では 焼入・焼戻し後の強度確保のために必須とされていた0.20％程度のＣ量を大幅に下げることで、鍛造時の変形抵抗が大幅に下げられること、加えて鍛造後の部品強度は、浸炭焼入焼戻処理後の有効効果層深さに対応する成分範囲調整で確保しうることを見出し、本発明の完成に至った。
すなわち、本発明がその要旨とするところは、以下のとおりである。

（１） 質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０７％未満、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜４．０％、
Ｃｒ：５．０％以下、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．３５％以下、
Ａｌ：０．０００１％〜２．０％、
Ｎ：０．０３％以下
を含有し、さらに、
Ｍｏ：１．５％以下（０％含む）
Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）
のうちから１種または２種を含有し、残部が鉄と不可避的不純物からなり、下記（１）式により求められるＤｉ値が６０以上であることを特徴とする鍛造性に優れた鍛造用鋼。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）・・・（１）
ここで、
Ｄｉ（Ｓｉ）＝０．７×［％Ｓｉ］＋１
Ｍｎ≦１．２％の場合、Ｄｉ（Ｍｎ）＝３．３３５×［％Ｍｎ］＋１
１．２％＜Ｍｎの場合、Ｄｉ（Ｍｎ）＝５．１×［％Ｍｎ］−１．１２
Ｎｉ≦１．５％の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．３６３３×［％Ｎｉ］＋１
１．５％＜Ｎｉ≦１．７の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．４４２×［％Ｎｉ］＋０．８８８４
１．７％＜Ｎｉ≦１．８の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．４×［％Ｎｉ］＋０．９６
１．８％＜Ｎｉ≦１．９の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．７×［％Ｎｉ］＋０．４２
１．９％＜Ｎｉの場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．２８６７×［％Ｎｉ］＋１．２０５５
Ｄｉ（Ｃｒ）＝２．１６×［％Ｃｒ］＋１
Ｄｉ（Ｍｏ）＝３×［％Ｍｏ］＋１
Ａｌ≦０．０５％の場合、Ｄｉ（Ａｌ）＝１
０．０５％＜Ａｌの場合、Ｄｉ（Ａｌ）＝４×［％Ａｌ］＋１
であって、式中［ ］は、該元素の含有量（質量％）を意味する。

（２） さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．６％〜２．０％
を含有し、前記（１）式に代えて、下記（２）式により求められるＤｉ値が６０以上であることを特徴とする上記（１）記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×Ｄｉ（Ｃｕ）・・・（２）
ここで、
Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、およびＤｉ（Ａｌ）、の定義は、前記（１）式と同じであり、
Ｄｉ（Ｃｕ）の定義は、
Ｃｕ≦１％の場合、Ｄｉ（Ｃｕ）＝１
１％＜Ｃｕの場合、Ｄｉ（Ｃｕ）＝０．３６２４８×［％Ｃｕ］＋１．００１６
であって、式中［ ］は、該元素の含有量（質量％）を意味する。

（３）さらに、質量％で、
Ｂ：下記（７）式で求められるＢＬの値以上、０．００８％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％含む）
を含有し、前記（１）式に代えて、下記（３）式により求められるＤｉ値が６０以上であ
ることを特徴とする上記（１）記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（
Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×１．９７６・・・（３）
ここで、
Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、およびＤｉ（Ａｌ）の定義は、前記（１）式と同じである。
ＢＬ＝０．０００４＋１０．８/１４×（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）・・（７）
但し、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＜０のときは、（[％Ｎ]−１４/４７．９×
[％Ｔi]）＝０とする。ここで、式中[ ]は、該元素の含有量（質量％）を意味する。

（４） さらに、質量％で、
Ｂ：下記（７）式で求められるＢＬの値以上、０．００８％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％含む）
を含有し、前記（２）式に代えて、下記（４）式により求められるＤｉ値が６０以上であ
ることを特徴とする上記（２）記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ））×Ｄｉ（
Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×Ｄｉ（Ｃｕ）×１．９７６・・・（４）
ここで、
Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、Ｄｉ（Ａｌ）、およびＤｉ（Ｃｕ）の定義は、前記（２）式と同じである。
ＢＬ＝０．０００４＋１０．８/１４×（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）・・（７）
但し、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＜０のときは、（[％Ｎ]−１４/４７．９×
[％Ｔi]）＝０とする。ここで、式中[ ]は、該元素の含有量（質量％）を意味する。

（５） さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
を含有することを特徴とする上記（１）乃至（２）のいずれかに記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。

（６） さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
のうちから１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。

（７） さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３％、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％、
のうちから１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（６）のいずれかに記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。

本発明によれば、冷間鍛造乃至熱間鍛造時の鋼材の変形抵抗を大幅に低減させ、かつ鍛造後に施す熱処理後は必要な強度を得る鋼材を提供することができ、部品の製造の効率化を大幅に向上させることができる。

以下に本発明を詳細に説明する。

Ｃ：０．００１〜０．０７％未満、およびＤｉ値が６０以上
ＣとＤｉ値の範囲は、本発明の中で最も重要な規定であるので、詳細に説明する。
Ｃ量を０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０〜５．０％、Ｓｉ：０〜３．０％、Ｐ：０〜０．２％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜４．５％、Ｓ：０〜０．３５％、Ａｌ：０．０００１〜２．０％、Ｎ：０．０３％以下、残部がＦｅと不可避不純物の範囲で成分調整した多数のインゴットを製造して圧延し素材を製造した。

これらの素材から１４ｍｍφ×２１ｍｍ長の大きさの円柱試験片を切削・研削加工により作成し、室温にて、歪速度１５／秒で圧縮試験を行なった。相当歪０．５までのうちの最大の変形荷重を調べた。

また、上記の圧延素材から１７．５ｍｍφ×５２．５ｍｍ長の大きさの試験片を切削・研削加工により作成し、浸炭処理を行なった。９５０℃、カーボンポテンシャル０．８％で３６０分の条件で浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった。該焼入焼戻を行った試験片のＣ断面を切断、研摩し、マイクロビッカース硬度計により荷重２００ｇで断面内における表面からのＨＶ硬さ分布を測定し、有効硬化層深さ（ＨＶ５５０での深さ）をＪＩＳ Ｇ ０５５７（１９９６年）に従って求めた。

上記の室温での圧縮試験の変形抵抗が比較鋼である代表的な肌焼き鋼ＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼（Ｃ：０．２０％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．６５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．０１４％、Ｃｒ：０．９２％）に比べて、３５％以上低減し、かつ、上記の浸炭焼入焼戻後の有効硬化層深さが０．６ｍｍ以上となったものを○、変形抵抗がＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼に比べて、１５〜３５％低減し、かつ、浸炭焼入焼戻後の有効硬化層深さが０．６ｍｍ以上となったものを△、変形抵抗の低減が１５％未満あるいは、浸炭焼入焼戻後の有効硬化層深さが０．６ｍｍ未満の結果となったものを×とし、合金元素の添加量を示す下記（１）式により求められるＤｉ値を指標として、それらを整理した結果を図１に示す。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ） ×Ｄｉ（
Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ） ・・・（１）
ここで、
Ｄｉ（Ｓｉ）＝０．７×［％Ｓｉ］＋１
Ｍｎ≦１．２％の場合、Ｄｉ（Ｍｎ）＝３．３３５×［％Ｍｎ］＋１
１．２％＜Ｍｎの場合、Ｄｉ（Ｍｎ）＝５．１×［％Ｍｎ］−１．１２
Ｎｉ≦１．５％の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．３６３３×［％Ｎｉ］＋１
１．５％＜Ｎｉ≦１．７の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．４４２×［％Ｎｉ］＋０．８８８４
１．７％＜Ｎｉ≦１．８の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．４×［％Ｎｉ］＋０．９６
１．８％＜Ｎｉ≦１．９の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．７×［％Ｎｉ］＋０．４２
１．９％＜Ｎｉの場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．２８６７×［％Ｎｉ］＋１．２０５５
Ｄｉ（Ｃｒ）＝２．１６×［％Ｃｒ］＋１
Ｄｉ（Ｍｏ）＝３×［％Ｍｏ］＋１
Ａｌ≦０．０５％の場合、Ｄｉ（Ａｌ）＝１
０．０５％＜Ａｌの場合、Ｄｉ（Ａｌ）＝４×［％Ａｌ］＋１
であって、式中［ ］は、該元素の含有量（質量％）を意味する。

同図から、変形抵抗が十分に低く、かつ表面の硬さ要件を同時に満たす範囲は、Ｃ：０
．０７％未満かつ、Ｄｉ値：６０以上を満たす範囲の成分であることがわかる。

次に、高温での鍛造についても同様の実験を行なった。すなわち、Ｃ量を０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０〜５．０％、Ｓｉ：０〜３．０％、Ｐ：０〜０．２％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜４．５％、Ｓ：０〜０．３５％以下、Ａｌ：０．０００１〜２．０％、Ｎ：０．０３％以下、残部がＦｅと不可避不純物の範囲で成分調整した多数のインゴットを製造して圧延し素材を製造した。

これらの素材から８ｍｍφ×１２ｍｍ長の大きさの円柱試験片を切削・研削加工により作成し、８３０℃にて歪速度１５／秒で圧縮試験を行なった。相当歪０．５までのうちの最大の変形荷重を調べた。

また、上記の圧延素材から１７．５ｍｍφ×５２．５ｍｍ長の大きさの円柱状試験片を切削・研削加工により作成し、浸炭処理を行なった。９５０℃、カーボンポテンシャル０．８％で３６０分の条件で浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった。該焼入焼戻を行った試験片のＣ断面を切断、研摩し、マイクロビッカース硬度計により荷重２００ｇで断面内における表面からのＨｖ硬さ分布を測定し、有効硬化層深さ（Ｈｖ５５０での深さ）をＪＩＳ Ｇ ０５５７（１９９６年）に従って求めた。

上記の８３０℃での圧縮試験の変形抵抗が比較鋼である代表的な肌焼き鋼ＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼（Ｃ：０．２０％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．６１％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．０１４％、Ｃｒ：１．０１％）に比べて、３５％以上低減し、かつ、上記の浸炭焼入焼戻後の有効硬化層深さが０．６ｍｍ以上となったものを●、変形抵抗がＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼に比べて、１５〜３５％低減し、かつ、浸炭焼入焼戻後の有効硬化層深さが０．６ｍｍ以上となったものを▲、変形抵抗の低減が１５％未満あるいは、浸炭焼入焼戻後の有効硬化層深さが０．６ｍｍ未満の結果となったものを×とし、（１）式により求められるＤｉ値を指標として、それらを整理した結果を図１に示す。

同図から、変形抵抗が十分に低く、かつ表面の硬さ要件を同時に満たす範囲は、Ｃ：０．０７％未満かつ、Ｄｉ値：６０以上を満たす範囲の成分であることがわかる。好ましくは、Ｃ：０．０２％以下かつＤｉ値：６０以上である。

このような現象について、目下のところ以下のように推測している。まず、変形抵抗は、どのような元素も固溶強化能を有するが、最も強化能の高い元素はＣであって、これを極力低減することによって大幅に軟質化できる。Ｃが０．０７％以上では、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０に比べて、変形抵抗の大幅な低減が得られない。

また、鉄の変形抵抗は、その結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子の略称。以下、同じ。）の場合、ｆｃｃ（面心立方格子の略称。以下、同じ。）に比べて低い。鉄は室温ではｂｃｃ構造であるが、高温ではｆｃｃになる。Ｃはｆｃｃ安定化元素なので、これを低減すれば、高温での鍛造において軟質なｂｃｃの割合が増し、変形抵抗の低減が図れる。

次に浸炭焼入焼戻後の硬さについてであるが、一般に肌焼き鋼の焼入性の指標にはジョミニー値が用いられるが、本発明鋼のような低Ｃの成分の鋼では、ジョミニー値は極めて低く、従来肌焼き鋼にはけっして用いられることがなかった。しかし、浸炭焼入焼戻後の部品の性能としては、図２に示す表面硬度と有効硬化層深さが重要であり実際の部品においても、通常、この二つの特性が要求され、内部硬度（内部の未浸炭部硬度）については要求されない場合が少なからずある。例えば、歯車部品の場合、歯面疲労強度を確保するために浸炭するのであり、表面硬度は、例えばＨｖ７００以上あることが仕様として求められる。また、歯面どうしが噛み合い、接触した場合のヘルツ応力は歯面からある深さのところに及ぶため、有効硬化層深さが仕様として求められるのである。表面硬度および有効硬化層深さの２つの仕様が必要ということなのであれば、従来の考え方を大きく変えることができる。図３に示すように、浸炭焼入焼戻した部品の断面をＥＰＭＡによりＣ濃度分布を測定すると、有効硬化層深さの定義であるＨｖ５５０となる深さは、浸炭によりＣ濃度が０．４％程度浸入した深さに相当することがわかる。よって、素材そのものの焼入性が低くても０．４％のＣが存在する深さでの焼入性が確保されれば、十分な有効硬化層深さが得られると考える。相乗法によって計算で焼入性能の指標であるＤｉ値を求める場合、
Ｄｉ＝２５．４×Ｄｉ（Ｃ）×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×Ｄｉ（Ｃｕ） ・・・（５）
ここで、
Ｄｉ（Ｃ）＝０．３４２８［％Ｃ］―０．０９４８６［％Ｃ］^２＋０．０９０８
・・・（６）
（式中［ ］は、Ｃの含有量（質量％））
Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、およびＤｉ（Ａｌ）は、上記（１）式と同じ定義であり、
Ｄｉ（Ｃｕ）は、
Ｃｕ≦１％の場合、Ｄｉ（Ｃｕ）＝１
１％＜Ｃｕの場合、Ｄｉ（Ｃｕ）＝０．３６２４８×［％Ｃｕ］＋１．００１６
であって、式中［ ］は、該元素の含有量（質量％）を意味する。
で表せる式を用いるが、Ｄｉ（Ｃ）を求める式に、上記により、Ｃ：０．４％を代入した場合、
Ｄｉ（Ｃ）＝０．２１３
となり、前記（１）および（２）式が導出されるが、前記（１）式、または（２）式から求まるＤｉ値が、比較鋼の上記ＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼のＤｉ値とほぼ同等なら、有効硬化層深さの位置で焼きが十分に入り、Ｈｖ５５０の硬さが得られるものと考える。

Ｄｉ値とは臨界理想直径のことであり、理想的な焼入をしたとき、丸棒の中心が５０％マルテンサイト組織となるような丸棒の直径を意味し、鋼材の焼入性の指標となるものである（日本鉄鋼協会編：第３版鉄鋼便覧ＩＶ ｐ．１２２ 丸善株式会社１９８１年発行）。

合金元素のＤｉ値への影響については、研究者によって調査結果や算出方法が異なり、特許文献としては例えば、特開２００７−５０４８０号公報に、ＡＳＴＭ（米国材料試験協会）の「Ａ−２５５」に準じたＤｉ値の算出式が開示されており、また、一般文献としては例えば、大和久 重雄著「焼入性」（日刊工業新聞社、１９７９年発行）に、Ｄｉ値を求める方法が記載されている。

ここで、（１）式、及び（２）式は、下記に示すとおり、本発明者らが、上記一般文献の大和久 重雄著「焼入性」を参考にしつつ、実験により作成したものである。

Ｃ量を０〜０．８％、Ｃｒ：０〜５．０％、Ｓｉ：０〜３．０％、Ｐ：０〜０．２％、Ｓ：０〜０．３５％、Ｍｎ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜４．５％、Ａｌ：０〜２．０％、Ｎ：０〜０．０３％、Ｃｕ：０〜２．０％の範囲にふった種々の成分の圧延素材から、ＪＩＳ Ｇ ０５６１（２０００年）に示される形状の試験片を作製し、オーステナイト域の温度から焼入れて焼入性試験を行ない、種々の元素のＤｉ値への影響を評価した。これらの実験値から最小二乗法によりなるべく簡便な計算式を作ることとし、影響特性線が略直線状である成分（Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）については、単に１次関数で表記し、また、影響特性線が比較的緩やかな曲線の成分（Ｍｎ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｃｕ）については、成分範囲を複数に区分し、各区分内を１次関数で表記し、さらに、影響特性線が曲率半径の小さい部分を有し、且つ凸状である成分（Ｃ）については、２次関数で表記した。その結果、（５）式、及び（６）式を得ると共に、（６）式にＣ量を０．４％と代入し、Ｃｕを添加しない場合は（１）式を、Ｃｕを添加した場合は（２）式を得た。

前記（１）式、または（２）式により求まるＤｉ値は、このような考え方に基づいて策定した、浸炭後０．４％Ｃ濃度のＣが浸入した深さでの鋼の焼入性を表す指標である。たとえ、低Ｃの鋼材であっても上記Ｄｉ値が十分にあれば、浸炭後の有効硬化層深さが得られたものと推定する。比較鋼のＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼のＤｉ値を（１）式により計算すると６０であるので、上記で考察した推察が妥当であるといえる。本発明のＣ量が低いので、内部硬度は比較鋼に比べて低いが、Ｄｉ値が大きくなるように合金元素を添加すれば、内部硬さが増加する。
図４は、同一のガス浸炭焼入焼戻（９５０℃、カーボンポテンシャル１．１％で１７６分、ついでカーボンポテンシャル０．８％で１１０分の条件で浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻）において、０．２％Ｃを含有したＳＣｒ４２０等の従来鋼（点線）と０．０７％未満のＣ量を含有した鋼（縞線）とで、Ｄｉ値と有効硬化層深さの関係を示した図である。極低Ｃ鋼であっても、有効硬化層深さは、鋼材のＤｉ値の増加により増加させることができる。さらに、浸炭時間の延長、浸炭温度の上昇、浸炭後の高周波加熱の追加により、さらに深くすることができる。

Ｄｉ値が６０以上であれば、浸炭焼入焼戻後の部品に要求される有効硬化層深さや内部硬度などの性能（仕様）に応じて、Ｄｉ値を調整すればよく、上限は設けない。例えば、（１）式で計算してＤｉ値８０のＪＩＳ ＳＣｒ４２０鋼の鍛造時の変形抵抗を下げて、かつ浸炭後の有効硬化層深さを比較鋼の７０〜９０％程度以上得るためには、（１）式でＤｉ値が８０以上になるように本発明範囲内で元素を選択すれば、効果が得られる。Ｄｉ値をもっと大きくすれば、比較鋼の９０％〜１００％以上の有効硬化層深さを得ることができる。

このように有効硬化層深さを確保しつつ、冷間、温間、熱間に到る広い温度範囲において、従来鋼に比べて、大幅に変形抵抗の低減を達成したのが本発明であって、その性能の概略を図５に示す。室温（冷間）の鍛造においては、主にＣ量の低減による固溶強化を低減することにより軟質化を図り、温間の鍛造においては、Ｃ量の低減による固溶強化の低減やｂｃｃ安定化元素の利用によるｂｃｃ分率を増加させることにより軟質化を図り、熱間の鍛造においては、ｂｃｃ安定化元素を積極的に利用してｂｃｃ分率を増加させることにより軟質化を図った。以下に、各元素の添加および制限の理由について詳細に述べる。

Ｃは工業的に０．００１％未満に低減することは困難あるいは著しい製造コストの増加を招くので、下限を０．００１％とした。上限は変形抵抗を十分に低くするためには０．０７％未満とすることが必要である。従って、Ｃの範囲は、０．００１〜０．０７％未満とする。浸炭や浸炭窒化後の内部硬さを確保する必要がある場合は、０．００５〜０．０７％未満とするのが好ましい。低変形抵抗を重視する場合は、０．００１〜０．０５％未満とするのが好ましい。さらに低変形抵抗化を指向する場合は、０．００１〜０．０３％未満とするのが好ましい。また、０．００１〜０．０２％未満とすれば、さらなる低変形抵抗効果が得られる。

Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｃｒ：５．０％以下
代表的な肌焼き鋼ＪＩＳ ＳＣｒ４２０を例にとれば、ＭｏとＮｉは含有されないから、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの３元素が鋼のＤｉ値を決める主たる合金元素である。これらを選択的に組み合わせて、（１）式のＤｉ値を６０以上にすれば良い。これら元素の中で、単位含有量（％）当たりでは、焼入れ性の向上は、Ｓｉ→Ｃｒ→Ｍｎの順で添加効果が大であり、一方、室温での変形抵抗は大きい順に、Ｓｉ→Ｍｎ→Ｃｒである。従って、冷間鍛造時の低変形抵抗を重視する場合は、これら３元素の中ではＣｒの添加量を最も多くすることが好ましい。Ｃｒを多く添加した場合は、Ｓｉは、意図的に添加することを回避することもできる。Ｃｒは、５．０％超の添加は、浸炭性を阻害するため、上限を５．０％とする。

鉄は温度が上昇すると、合金元素による固溶強化能が小さくなる。室温では、固溶強化能大であるＳｉも高温では影響が小さくなる。むしろ、Ｓｉはｂｃｃ相を安定化する元素として有効に活用でき、温間乃至熱間の鍛造温度域でｂｃｃ分率を増加することができ、高温域での鍛造の変形抵抗を低減できる。

Ｓｉは、３．０％超を含有させた場合は、浸炭性を阻害するため、上限を３．０％以下とした。Ｓｉは室温での変形抵抗を大きく増加させる元素なので、冷間鍛造の場合は、０．７％以下の添加にすることが好ましい。一方、Ｓｉはｂｃｃ安定化元素なので、温間乃至熱間鍛造の場合は、０．１〜３．０％の添加が好ましい。

Ｍｎは、鋼に焼入性を付与する効果があるばかりでなく、含有するＳによる熱間脆性を防止する役割がある。焼入性へのＭｎ添加の効果は０．０１％以上から得られる。被削性が不要の場合は、Ｓを無添加にすることができるが、現在の精錬技術ではＳを０％にすることは不可能であるため、Ｍｎの下限値を０．０１％とした。一方で、４．０％超の添加は鍛造時の変形抵抗を大きく増加させてしまう。そこで、Ｍｎの上限を４．０％以下とする。従って、Ｍｎ量の範囲を０．０１〜４．０％とする。冷間鍛造用には、Ｍｎの好ましい範囲は、０．０１〜１．０％である。

Ｃｒは、前記したようにＳｉ、Ｍｎと選択的に組合せて鋼のＤｉ値を決める合金元素であるが、５．０％超の添加は、浸炭性を阻害するため、上限を５．０％以下とするが、好ましくは４．０％以下である。

Ｐ：０．２％以下
Ｐは、室温では固溶強化能が高いので、冷間鍛造用には０．０３％以下、更には０．０２％以下とするのが好ましい。高温での鍛造ではｂｃｃ安定化元素として利用でき、０．２％までの添加が可能であるが、０．２％超の添加は、圧延や連続鋳造時の疵発生の原因となるため、Ｐの上限を０．２％とする。

Ｓ：０．３５％以下
Ｓは、熱間脆性引き起こす不可避的不純物で少ないほうが好ましいが、鋼中のＭｎと化合しＭｎＳを形成すると被削性を向上する作用も有する。０．３５％超の添加は鋼の靭性を著しく劣化させるため上限を０．３５％に制限する。

Ｎ：０．０３％以下
０．０３％超のＮの含有は、圧延や連続鋳造時の疵発生の原因となるため、Ｎの範囲は０．０３％以下とする。ＡｌＮを粗大粒防止のピン止め作用として利用する場合は、Ｎの好ましい添加量は、０．０１〜０．０１６％である。

Ｍｏ：１．５％以下（０％含む）、Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）のうちから１種または２種
Ｍｏは、添加すれば、主に二つの効果がある。一つは、鋼材のＤｉ値の増加や組織制御を行なう役割である。ただし、この役割をＳｉやＭｎ、Ｃｒなど他の元素で満たせる場合は、あえて添加する必要はない。もう一つの理由は、例えば、鋼部品が歯車やＣＶＴシーブなどの場合には、部品使用中に温度が上がることによる軟化を抑制するためにＭｏの添加が有効である。この効果を得るには、０．０５％以上の添加が好ましい。但し、この場合も軟化抵抗抑制元素として、他の元素で満たせる場合は、あえて添加する必要はない。室温では変形抵抗を著しく増加させるため、冷間鍛造用には０．４％以下の添加が好ましい。しかし、高温での鍛造の場合、Ｍｏはｂｃｃ安定化元素であるため、有効利用できる。しかしながら、１．５％超の添加は、高温での変形抵抗を大きく上昇させるため、上限を１．５％とした。

Ｎｉは、添加すれば、主に二つの効果がある。一つは、鋼材のＤｉ値の増加や組織制御を行なう役割である。ただし、この役割をＳｉやＭｎ、Ｃｒなど他の元素で満たせる場合は、あえて添加する必要はない。もう一つの効果は、例えば、鋼部品が低速用歯車などの場合には、部品に靭性が要求されるが、Ｎｉの添加は靭性向上に有効である。この目的でＮｉを添加する場合は０．４％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉは、４．５％超の添加は浸炭性を阻害する。従って、Ｎｉの範囲を４．５％以下とする。Ｎｉはｆｃｃ安定化元素であるため、高温域での変形抵抗を低下させるには、ｂｃｃ安定化元素を同時に添加すると効果的である。

Ａｌ：０．０００１％〜２．０％
Ａｌの添加は主に３つの目的がある。一つは、ＡｌＮの利用である。浸炭時に粗大粒が発生することを防止するためにＡｌＮ析出物による粒界移動のピン止め効果を使うことができる。Ａｌが０．０００１％未満では、ＡｌＮ析出物の量が不足し、上記効果を発揮できないため、Ａｌは０．０００１％以上の添加が必要である。二つ目の目的は、高温域での鍛造に、ｂｃｃ安定化元素として活用することである。ｂｃｃ分率を増やすことで、高温域での鍛造の変形抵抗を低減できる。３つ目の目的は、鋼材への焼入性の付与である。Ａｌを添加することでＤｉ値を増加させることができる。２．０％超の添加は、浸炭性を阻害させる。よって、Ａｌの範囲は、０．０００１％〜２．０％とする。好ましくは０．００１〜２．０％である。０．０６％超〜２．０％にすれば、ｂｃｃ分率が増え、温間や熱間での変形抵抗の低減に効果がある。

Ｃｕ：０．６％〜２．０％
Ｃｕは、添加すれば、主に３つの効果がある。一つは、鋼材の耐食性を向上させる役割である。もう一つの効果は、靭性と疲労強度向上の作用であり、低速ギア用鋼への添加が有効である。上記２つの目的の場合、０．６％未満では、この効果は小さい、従って、下限は０．６％以上とする。３つ目の目的は、鋼材への焼入性の付与である。この場合は、１％超の添加で効果がでる。Ｃｕは、２％超の添加は、鋼の熱間延性を著しく劣化させ、圧延での疵を多発する原因となる。従って、Ｃｕの範囲を０．６％〜２．０％とする。Ｃｕは、室温での変形抵抗を増加させるので、冷鍛用には１．５％以下の添加が好ましい。また、Ｃｕはｆｃｃ安定化元素であるため、高温域での変形抵抗を低下させるには、ｂｃｃ安定化元素を同時に添加すると効果的である。

Ｂ：下記（７）式で求められるＢＬの値以上、０．００８％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％含む）
ＢＬ＝０．０００４＋１０．８/１４×（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）・・（７）
但し、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＜０のときは、（[％Ｎ]−１４/４７．９×
[％Ｔi]）＝０とする。ここで、式中[ ]は、該元素の含有量（質量％）を意味する。

さらに、Ｎは、ＢよりもＴｉと親和性が強いので、Ｔｉを添加すると、まずＴｉＮが形成され、ＢＮとなるＢ量が減少する。Ｎの原子量が１４、Ｔｉの原子量が４７．９なので、ＴｉＮ形成後の残存Ｎ量は（Ｎ−１４/４７．９×Ｔi）となり、この残存ＮがＢＮを形成するから、固溶Ｂを０．０００４％以上確保するには、Ｂ含有量を、上記（７）で求められるＢＬの値以上とする必要がある。但し、後述するように、Ｔｉを、固溶Ｂ量を得るためのＴｉＮ形成目的の他、ＴｉＮ形成に消費される分を超えて添加した場合は、その超過分は、ＴｉＮ形成に寄与しないので、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＜０のときは、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＝０とする。

このように、Ｂ含有量の下限を規定することにより、固溶Ｂ量を０．０００４％以上確保でき、十分な焼入れ性を得ることができる。

一方、Ｂ含有量が０．００８％を超えるとその効果が飽和すると共に製造性を阻害するので、上限を０．００８％とした。

Ｔｉは、上記のとおり、添加するとＴｉＮを形成するが、Ｎ量が十分に低くて固溶Ｂ量を確保できるＢ含有量とした場合は、固溶Ｂ量を得るためのＴｉＮ形成目的で添加する必要はない。
しかし、ＴｉＮは、結晶粒の粗大化抑制の効果がある。さらに、４７．９/１４×Ｎを超えるＴｉは、ＴｉＣを形成し、ＴｉＮと共に結晶粒界の移動を抑制する。浸炭温度が高い場合等には、粗大粒が発生しやすく、Ｔｉ添加が有効である。生成したＴｉ炭窒化物が結晶粒界の移動を阻止するには、Ｔｉを０．００５％以上添加するのが好ましい。一方、０．１５％超の添加は粗大なＴｉ炭窒化物を生成し、疲労破壊の起点となってしまうので、Ｔｉ量の上限は、０．１５％以下とする。

Ｂを添加した場合、Ｄｉ値は、上記（１）式、または（２）式に、Ｄｉ値への影響を評価した１．９７６を乗算し、下記（３）式、または（４）式により求める。
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ｎ
ｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×１．９７６・・・（３）
Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ））×Ｄｉ（
Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×Ｄｉ（Ｃｕ）×１．９７６・・・（４）
ここで、（３）式、及び（４）式を求める際に、（１）式、及び（２）式に対するＢの寄与を明らかにするため以下の実験を行なった。

すなわち、Ｃ量を０．４％で一定とし、Ｃｒ：０〜５．０％、Ｓｉ：０〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜４．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜４．５％、Ｓ：０．３５％以下、Ａｌ：０．０００１〜２．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．００７％、残部がＦｅと不可避不純物の範囲で成分調整した多数のインゴットを製造して圧延し素材を製造した。上記の種々の成分の圧延素材から、ＪＩＳ Ｇ ０５６１（２０００年）に示される形状の試験片を作製し、オーステナイト域の温度から焼入れて焼入性試験を行なった。この試験で得られたデータにおいて、０．４％Ｃ量の鋼におけるＢ添加鋼とＢ無添加鋼における焼入性の差を調べ、上記一般文献の大和久 重雄著「焼入性」に記載された方法に従い、Ｄｉ値を求めた。これからＢの焼入性の効果の平均値１．９７６を得た。この値を（１）式、および（２）式に乗じた式が、（３）式、および（４）式である。

Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．５％のうちから１種または２種
鍛造や切削などの機械加工の後、熱処理する際、熱処理温度が高いと結晶粒が粗大化する場合がある。粒が粗大化した部位では周囲とは組織が異なるため、部品が歪むなどの障害が起こりうる。熱処理歪に対する要求が厳しい場合には、結晶粒の粗大化を防止することが必要となり、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物を粒界移動に対するピン止めとして利用することが有効である。

生成したＴｉ炭窒化物が結晶粒界の移動を阻止するには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが必要である。一方、０．１５％超のＴｉ添加は、粗大なＴｉＮを生成し、疲労強度を劣化させるため、Ｔｉは０．１５％以下とする。よって、Ｔｉの範囲は、０．００５〜０．１５％である。

生成したＮｂ炭窒化物が結晶粒界の移動を阻止するには、Ｎｂを０．００５％以上添加することが必要である。一方、０．１％超のＮｂ添加は変形抵抗を著しく増加させるため、Ｎｂは０．１％以下とする。よって、Ｎｂの範囲は、０．００５〜０．１％である。

生成したＶ炭窒化物が結晶粒界の移動を阻止するには、Ｖを０．０１％以上添加することが必要である。一方、０．５％超のＶ添加は圧延時の疵発生の原因となるため、Ｖは０．５％以下とする。よって、Ｖの範囲は、０．０１〜０．５％である。

Ｍｇ：０．０００２〜０．００３％、Ｔｅ：０．０００２〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％のうちから１種または２種以上
鋼部品中に存在する伸長したＭｎＳは、鋼部品の機械特性に異方性を与えたり、金属疲労の破壊起点になる欠点がある。部品によっては、疲労強度を極度に要求される場合があり、この場合には、ＭｎＳの形態を制御するため、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの内の１種または２種以上を添加する。ただし、添加には以下の理由により範囲が規制される。

ＭｎＳを形態制御するためには、Ｍｇは最低０．０００２％の量が必要である。一方、０．００３％超のＭｇ添加は、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｍｇの範囲は０．０００２〜０．００３％である。

ＭｎＳを形態制御するためには、Ｔｅは最低０．０００２％の量が必要である。一方、０．００３％超のＴｅ添加は、熱間脆性を著しく強め、鋼材の製造を困難にする。よって、Ｔｅの範囲は０．０００２〜０．００３％である。

ＣａがＭｎＳを形態制御するためには、最低０．０００３％の量が必要である。一方０．００３％超のＣａ添加は、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｃａの範囲は０．０００３〜０．００３％である。

ＺｒがＭｎＳを形態制御するためには、最低０．０００３％の量が必要である。一方０．００５％超のＺｒ添加は、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、Ｚｒの範囲は０．０００３〜０．００５％である。

ＲＥＭがＭｎＳを形態制御するためには、最低０．０００３％の量が必要である。一方０．００５％超のＲＥＭ添加は、酸化物を粗大化させ、かえって疲労強度を劣化させる。よって、ＲＥＭの範囲は０．０００３〜０．００５％である。

本発明鋼を用いて鍛造あるいは切削などの機械加工などを経て熱処理する際、ガス浸炭、真空浸炭、高濃度浸炭、浸炭窒化、等の各種表面硬化処理に用いることができる。また、これら各処理後に、高周波加熱焼入を組み合わせて用いることができる。

本発明鋼は、冷間鍛造、温間鍛造および熱間鍛造において、その変形抵抗を下げる鍛造性能の優れた鋼であり、これらの複数の工程と組み合わせて部品を製造できる鋼である。

以下に本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、これらの実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前記、後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

（実施例１）
最初に、冷間鍛造の実施例を説明する。表１に示す化学組成の鋼を溶製し、分塊圧延した鋼片を１１５０℃に加熱して熱間圧延し、９３０℃で仕上げ、５０ｍｍφの棒鋼を作製した。

上記棒鋼から１４ｍｍφ×２１ｍｍ長の大きさの円柱状試験片を切削・研作加工により作成し、室温にて、歪速度１０／秒で圧縮試験を行なった。相当歪０．５までのうちの最大の変形応力を調べた。

さらに、上記棒鋼から、１７．５ｍｍφ×５２．５ｍｍ長の大きさの円柱状試験片を切削・研作加工により作成し、ガス浸炭焼入、真空浸炭焼入あるいは、浸炭窒化焼入、さらには、これらの処理後に高周波加熱焼入焼戻を組み合わせた熱処理を行なった。ここで、ガス浸炭は、９５０℃、カーボンポテンシャル１．１％で１７６分、ついでカーボンポテンシャル０．８％で１１０分の条件で浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった。および、９５０℃、カーボンポテンシャル１．１％で２３４分、ついでカーボンポテンシャル０．８％で１４６分の条件の長時間の浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった水準も実施した。浸炭窒化は、９４０℃、カーボンポテンシャル０．８％の条件で浸炭し、次いで、同じ炉内で８４０℃に温度を下げて、ＮＨ_３ ７％をプラスすることで窒化処理し、焼入した。高周波加熱は、９００℃加熱後水冷した。焼戻は、すべて１６０℃で行なった。その後、試験片のＣ断面を切断、研磨し、マイクロビッカース硬度計により荷重２００ｇで断面内における表層からのＨｖ硬さ分布を測定し、有効硬化層深さを求めた。

以上の調査結果を表２に示す。また、表２には、鍛造温度におけるｂｃｃ分率（％）を示した。ｂｃｃ分率は、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ社製の計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ」を使用し、表１に示す成分（％）および表２に示す鍛造する温度（℃）をインップットし、コンピューターにより算出した。

試番１に適用した鋼は０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が６０であるＪＩＳ ＳＣｒ４２０比較鋼である。これを冷鍛での変形抵抗を下げた本発明鋼が、試番５〜２７に適用した鋼である。本発明例の試番５〜２７は、いずれも大幅に変形抵抗が低減されている。これら本発明例のうち、Ｄｉ値の低い鋼は、有効硬化層深さが、試番１の８５％程度であるが、いずれも有効硬化層深さ０．６ｍｍ以上あり、Ｄｉ値の高い本発明例である試番２７は、０．８８ｍｍと同等の有効硬化層深さである。また、Ｄｉ値が低くとも試番１１のように浸炭窒化→高周波加熱焼入焼戻したもの、試番１９のようにガス浸炭→高周波加熱焼入焼戻したもの、および試番６のようにガス浸炭（長時間）焼入焼戻した例は、０．８８ｍｍと同等の有効硬化層深さである。

試番２に適用した鋼は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が９５であるＪＩＳ ＳＮＣＭ２２０比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ変形抵抗を低減する場合には、本発明鋼である試番１５〜２７に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５〜試番２７に適用した鋼のいずれも用いることができる。

試番３に適用した鋼は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が１２５であるＪＩＳ ＳＣＭ４２０比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明鋼である試番２１〜２７に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５〜試番２７に適用した鋼のいずれも用いることができる。

試番４に適用した鋼は、０．１５％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が１９１であるＪＩＳ ＳＮＣＭ８１５比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明鋼である試番２４〜２７に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５〜試番２７に適用した鋼のいずれも用いることができる。

一般に、大きな部品にはＤｉ値の大きい鋼材が適用されるが、本発明鋼の場合も同様に、大きな部品には大きなＤｉ値の本発明鋼を適用することができる。

また、鋼材の特性を決める要因はＤｉ値ばかりでなく、例えば、靭性を上げるためにＮｉを添加する場合がある。この場合は、Ｄｉ値を維持しつつ、本発明の成分範囲内でＮｉを添加すればよい。

試番２８は、Ｄｉ値が本発明範囲未満であったために、焼入性が不足し、浸炭焼入焼戻後において、極表層においても硬さがＨｖ４００程度しか出ず、従ってＨｖ５５０となる有効硬化層深さがゼロｍｍとなった例である。試番２９および試番３０は、Ｄｉ値が本発明範囲未満であったために、焼入性が不足し、浸炭焼入焼戻後において、極表層においても硬さがＨｖ５００程度しか出ず、従ってＨｖ５５０となる有効硬化層深さがゼロｍｍとなった例である。試番３１および試番３２は、Ｄｉ値が本発明範囲未満であったために、焼入性が不足し、浸炭焼入焼戻後において、有効硬化層深さが不十分であった例である。試番３３は、Ｓｉの添加量が本発明範囲を越えたために、浸炭性が劣化し、有効硬化層が得られなかった例である。試番３４はＣ量が本発明範囲を越えたため、変形抵抗が高くなった例である。

試番３５はＭｎが本発明範囲を越えたため、変形抵抗が高くなった例である。試番３６は、Ｐが本発明範囲を越えたため、割れが発生し、製造不能となった例である。試番３７はＳが本発明範囲を越えたため、熱間脆性のために割れが発生し、製造不能となった例である。試番３８は、Ｃｒが本発明範囲を越えたために、浸炭性が劣化し、有効硬化層が得られなかった例である。試番３９は、Ａｌが本発明範囲を越えたために、浸炭性が劣化し、有効硬化層が得られなかった例である。試番４０は、Ｎが本発明範囲を越えたため、割れが発生し、製造不能となった例である。

（実施例２）
次に、温間および熱間鍛造の実施例を説明する。表３に示す化学組成の鋼を溶製し、分塊圧延した鋼片を１１５０℃に加熱して熱間圧延し、９３０℃で仕上げ、５０φの棒鋼を作製した。

上記棒鋼から８ｍｍφ×１２ｍｍ長の大きさの円柱状試験片を切削・研作加工により作成し、表４に示す温度にて、歪速度１０／秒で圧縮試験を行なった。相当歪０．５までのうちの最大の変形応力を調べた。

さらに、上記鋼材から、１７．５ｍｍφ×５２．５ｍｍ長の大きさの円柱状試験片を切削・研作加工により作成し、ガス浸炭焼入、真空浸炭焼入あるいは、浸炭窒化焼入、さらには、これらの処理後に高周波加熱焼入焼戻を組み合わせた熱処理を行なった。ここで、ガス浸炭は、９５０℃、カーボンポテンシャル１．１％で１７６分、ついでカーボンポテンシャル０．８％で１１０分の条件で浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった。および、９５０℃、カーボンポテンシャル１．１％で２３４分、ついでカーボンポテンシャル０．８％で１４６分の条件の長時間の浸炭し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった水準も実施した。真空浸炭は、９４０℃で２００分処理し、その後焼入し、１６０℃で焼戻を行なった。および９４０℃で２６５分処理し、その後焼入し、１６０℃で焼戻をする長時間の水準の真空浸炭も実施した。浸炭窒化は、９４０℃、カーボンポテンシャル０．８％の条件で浸炭し、次いで、同じ炉内で８４０℃に温度を下げて、ＮＨ_３ ７％をプラスすることで窒化処理し、焼入した。高周波加熱は、９００℃加熱後水冷した。焼戻は、すべて１６０℃で行なった。その後、試験片のＣ断面を切断、研磨し、マイクロビッカース硬度計により荷重２００ｇで断面内における表層からのＨｖ硬さ分布を測定し、有効硬化層深さを求めた。

以上の調査結果を表４に示す。また、表４には、鍛造温度におけるｂｃｃ分率（％）を示した。ｂｃｃ分率は、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ社製の計算ソフト「Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ」を使用し、表３に示す成分（％）および表４に示す鍛造する温度（℃）をインップットし、コンピューターにより計算した。

試番４１〜４４に適用した鋼は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が６０〜６１であるＪＩＳ ＳＣｒ４２０比較鋼である。これを高温域での鍛造で変形抵抗を下げた本発明鋼が、試番５０〜９５に適用した鋼である。８００℃鍛造で比較したのが試番４１と本発明鋼である試番５５である。８５０℃鍛造で比較したのが試番４２と本発明鋼である試番５０〜５４、５６〜７０、７２、７４〜７７、８０、８１、８３、８５〜８８、９１、９４、９５である。９００℃鍛造で比較したのが試番４３と本発明鋼である試番７１、７３、７８、８２、８４、９０、９２である。１２００℃鍛造で比較したのが試番４４と本発明鋼である試番８９、９３である。いずれも大幅に軟質化されている。試番４１〜４４は、各鍛造温度において、軟質なｂｃｃ相が少ないのに対して、本発明鋼は、固溶強化能の高い合金元素を低減したばかりでなく、種々の成分調整を行い、軟質なｂｃｃ相の比率を増しているために変形抵抗の低減を達成している。

これら本発明例のうち、Ｄｉ値の低い鋼は、有効硬化層深さが、比較鋼である試番４１〜４４の８５％程度であるが、いずれも有効硬化層深さ０．６ｍｍ以上ある。また、Ｄｉ値が低くとも試番５６のように浸炭窒化→高周波加熱焼入焼戻したもの、試番６６のようにガス浸炭→高周波加熱焼入焼戻したもの、試番８５、８９、９３のように長時間浸炭焼入焼戻した例は、０．８８ｍｍ以上の有効硬化層深さである。

試番４５に適用した鋼は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が９３であるＳＡＥ８６２０比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明例である試番６０〜９５に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５０〜９５に適用した鋼のいずれも用いることができる。

試番４６に適用した鋼は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が９５であるＪＩＳ ＳＮＣＭ２２０比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明例である試番６１〜９５に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５０〜９５に適用した鋼のいずれも用いることができる。

一般に、大きな部品にはＤｉ値の大きい鋼材が適用されるが、本発明鋼の場合も同様に、大きな部品には大きなＤｉ値の本発明鋼を適用することができる。

また、鋼材の特性を決める要因はＤｉ値ばかりでなく、例えば、靭性を上げるためにＮｉを添加する場合がある。この場合は、Ｄｉ値を維持しつつ、本発明の成分範囲内でＮｉを添加すればよい。

試番４７に適用した鋼は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が１０５であるＤＩＮ規格 ２０ＭｎＣｒ５比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明例である試番６６〜９５に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５０〜９５に適用した鋼のいずれも用いることができる。

試番４８は、０．２％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が１２５であるＪＩＳ ＳＣＭ４２０比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明例である試番７１〜９５に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５０〜９５に適用した鋼のいずれも用いることができる。

試番４９は、０．１５％Ｃ量を含有し、Ｄｉ値が１９１であるＪＩＳ ＳＮＣＭ８１５比較鋼である。このＤｉ値を維持しつつ軟質化する場合には、本発明例である試番７９〜９５に適用した鋼がふさわしい。もちろん、焼入部品が小さければ、試番５０〜９５に適用した鋼のいずれも用いることができる。

試番９６は、Ｄｉ値が本発明範囲未満であったために、焼入性が不足し、浸炭焼入焼戻後において、極表層においても硬さがＨＶ４００程度しか出ず、従ってＨＶ５５０となる硬化層深さがゼロｍｍとなった例である。試番９７および試番９８は、Ｄｉ値が本発明範囲未満であったために、焼入性が不足し、浸炭焼入焼戻後において、極表層においても硬さがＨＶ５００程度しか出ず、従ってＨＶ５５０となる有効硬化層深さがゼロｍｍとなった例である。試番９９および試番１００は、Ｄｉ値が本発明範囲未満であったために、焼入性が不足し、浸炭焼入焼戻後において、有効硬化層深さが不十分であった例である。試番１０１は、Ｓｉの添加量が本発明範囲を越えたために、浸炭性が劣化し、有効硬化層が得られなかった例である。試番１０２はＣ量が本発明範囲を越えたため、変形抵抗が高くなった例である。

Ｃ量およびＤｉ値と、室温および８３０℃での変形抵抗（ＳＣｒ４２０との比較）および浸炭後の硬化層深さ（ＳＣｒ４２０との比較）の良否との関係を示す図である。 浸炭焼入焼戻後における鋼材の表面からの硬さ分布を表す図である。 浸炭焼入焼戻後における鋼材の表面からの炭素濃度分布を表す図である。 浸炭焼入焼戻後におけるＤｉ値と有効硬化層深さの関係を表す図である。 冷間乃至熱間における変形抵抗とＤｉ値の関係を表す図である。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００１〜０．０７％未満、
   Ｓｉ：３．０％以下、
   Ｍｎ：０．０１〜４．０％、
   Ｃｒ：５．０％以下、
   Ｐ：０．２％以下、
   Ｓ：０．３５％以下、
   Ａｌ：０．０００１％〜２．０％、
   Ｎ：０．０３％以下
   を含有し、さらに、
   Ｍｏ：１．５％以下（０％含む）、
   Ｎｉ：４．５％以下（０％含む）
   のうちから１種または２種を含有し、残部が鉄と不可避的不純物からなり、下記（１）式により求められるＤｉ値が６０以上であることを特徴とする鍛造性に優れた鍛造用鋼。
   Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ｎ
   ｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）・・・（１）
   ここで、
   Ｄｉ（Ｓｉ）＝０．７×［％Ｓｉ］＋１
   Ｍｎ≦１．２％の場合、Ｄｉ（Ｍｎ）＝３．３３５×［％Ｍｎ］＋１
   １．２％＜Ｍｎの場合、Ｄｉ（Ｍｎ）＝５．１×［％Ｍｎ］−１．１２
   Ｎｉ≦１．５％の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．３６３３×［％Ｎｉ］＋１
   １．５％＜Ｎｉ≦１．７の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．４４２×［％Ｎｉ］＋０．８８８４
   １．７％＜Ｎｉ≦１．８の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．４×［％Ｎｉ］＋０．９６
   １．８％＜Ｎｉ≦１．９の場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．７×［％Ｎｉ］＋０．４２
   １．９％＜Ｎｉの場合、Ｄｉ（Ｎｉ）＝０．２８６７×［％Ｎｉ］＋１．２０５５
   Ｄｉ（Ｃｒ）＝２．１６×［％Ｃｒ］＋１
   Ｄｉ（Ｍｏ）＝３×［％Ｍｏ］＋１
   Ａｌ≦０．０５％の場合、Ｄｉ（Ａｌ）＝１
   ０．０５％＜Ａｌの場合、Ｄｉ（Ａｌ）＝４×［％Ａｌ］＋１
   であって、式中［ ］は、該元素の含有量（質量％）を意味する。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．６％〜２．０％
   を含有し、前記（１）式に代えて、下記（２）式により求められるＤｉ値が６０以上であることを特徴とする請求項１記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
   Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（Ｎ
   ｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×Ｄｉ（Ｃｕ）・・・（２）
   ここで、
   Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、およびＤｉ（Ａｌ）、の定義は、前記（１）式と同じであり、
   Ｄｉ（Ｃｕ）の定義は、
   Ｃｕ≦１％の場合、Ｄｉ（Ｃｕ）＝１
   １％＜Ｃｕの場合、Ｄｉ（Ｃｕ）＝０．３６２４８×［％Ｃｕ］＋１．００１６
   であって、式中［ ］は、該元素の含有量（質量％）を意味する。
3. さらに、質量％で、
   Ｂ：下記（７）式で求められるＢＬの値以上、０．００８％以下、
   Ｔｉ：０．１５％以下（０％含む）
   を含有し、前記（１）式に代えて、下記（３）式により求められるＤｉ値が６０以上であ
   ることを特徴とする請求項１記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
   Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ）×Ｄｉ（
   Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×１．９７６・・・（３）
   ここで、
   Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、およびＤｉ（Ａｌ）の定義は、前記（１）式と同じである。
   ＢＬ＝０．０００４＋１０．８/１４×（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）・・（７）
   但し、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＜０のときは、（[％Ｎ]−１４/４７．９×
   [％Ｔi]）＝０とする。ここで、式中[ ]は、該元素の含有量（質量％）を意味する。
4. さらに、質量％で、
   Ｂ：下記（７）式で求められるＢＬの値以上、０．００８％以下、
   Ｔｉ：０．１５％以下（０％含む）
   を含有し、前記（２）式に代えて、下記（４）式により求められるＤｉ値が６０以上であ
   ることを特徴とする請求項２記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
   Ｄｉ＝５．４１×Ｄｉ（Ｓｉ）×Ｄｉ（Ｍｎ）×Ｄｉ（Ｃｒ）×Ｄｉ（Ｍｏ））×Ｄｉ（
   Ｎｉ）×Ｄｉ（Ａｌ）×Ｄｉ（Ｃｕ）×１．９７６・・・（４）
   ここで、
   Ｄｉ（Ｓｉ）、Ｄｉ（Ｍｎ）、Ｄｉ（Ｃｒ）、Ｄｉ（Ｍｏ）、Ｄｉ（Ｎｉ）、Ｄｉ（Ａｌ）、およびＤｉ（Ｃｕ）の定義は、前記（２）式と同じである。
   ＢＬ＝０．０００４＋１０．８/１４×（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）・・（７）
   但し、（[％Ｎ]−１４/４７．９×[％Ｔi]）＜０のときは、（[％Ｎ]−１４/４７．９×
   [％Ｔi]）＝０とする。ここで、式中[ ]は、該元素の含有量（質量％）を意味する。
5. さらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．１５％
   を含有することを特徴とする請求項１乃至２のいずれかに記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
6. さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
   Ｖ：０．０１〜０．５％
   のうちから１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。
7. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．００３％、
   Ｔｅ：０．０００２〜０．００３％、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
   Ｚｒ：０．０００３〜０．００５％、
   ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％
   のうちから１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の鍛造性に優れた鍛造用鋼。

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