JP5121282B2 - 高速冷間加工用鋼及びその製造方法、並びに高速冷間加工部品およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、ボルト・ナットなどの機械部品、特に自動車用の部品を製造するために有用な冷間加工用鋼、特に冷間加工用線材または棒鋼に関するものである。本発明は、前記冷間加工用鋼から得られる冷間加工部品も提供する。
近年、環境保護の観点から、自動車などの車両の燃費向上を意図した部品の軽量化の要望が高まっている。一般的な高強度部品は、鉄に添加する合金元素量を高めることによって部品としての強度を確保している。
ここで、部品加工に用いられる特に有用な加工方法は、冷間加工である。冷間加工（ここでは２００℃以下の雰囲気における加工）は、熱間加工や温間加工に比較して、生産性が高い、寸法精度が良い、鋼材の歩留が良好といった利点を有する。また、生産性を更に向上すべく、高速加工化の動向にある。
このような背景の下、冷間加工後の部品強度を所定の強度以上とするためには、必然的に冷間加工前の変形抵抗を増大させる必要がある。しかしながら、鋼の変形抵抗が高いと、冷間加工に使用する金型の寿命低下を招くことや、冷間加工時に割れが発生しやすくなるといった問題が生じる。高強度部品を得るための方法として、従来、鋼を所定形状に冷間加工した後、所定の部品強度（硬度）を確保するために、焼入れ焼戻し等の熱処理が施されていた。
しかしながら、部品加工後に熱処理を施すと、部品寸法が変化してしまうため、そこから更に切削などの部品加工を行なわなければならなくなる。生産性向上や省エネルギーのためには、所定の部品強度を確保すると同時に、熱処理やその後の加工を省略できるような解決策が望まれている。
以上のような背景の下、加工中の変形抵抗を低減する施策として、以下のような技術が開示されている。
特許文献１は、加工中の変形抵抗の増大を抑制するために、フェライト粒内に微細な窒化物を析出させ、これを核としてセメンタイトなどのＣ化合物を析出させることについて開示している。
特許文献２は、Ｎおよび固溶Ａｌ量を制御してＮをＡｌＮとして固定し、更に時効処理によりＣをＣ化合物として析出させることで、固溶Ｃおよび固溶Ｎによる時効硬化を抑制できることを開示している。
上記の特許文献１および２の方法では、動的歪み時効による変形抵抗の増加を抑制するため、フェライト粒内に固溶Ｎおよび固溶ＣをＮ化合物およびＣ化合物として固定化している。固溶Ｎを固定するためには、Ｎ化合物形成元素であるＡｌを添加する必要がある。実施例のように、Ａｌが０．０３９〜０．０４５％あれば、Ｎ量が０．０１５％であっても、固溶Ｎは殆ど存在しないものと考えられる。
特許文献３は、固溶軟化作用を有するＣｒを添加することとＡｌを添加することによる固溶Ｎの固定化で、冷間加工時の変形抵抗を低減する方法が開示されている。しかしながら、当該方法ではＡｌを添加することで固溶ＮがＮ化合物として固定化されているため、特許文献１および２と同様に固溶Ｎがほとんど存在しないものと考えられる。
冷間加工後の冷間加工部品は、上述したように、所定の部品強度を確保するために硬化熱処理、例えば焼入れ焼戻しが行なわれることがあるが、生産性向上および省エネルギーの観点から、焼入れ焼戻しの熱処理を省略することが求められている。
例えば、特許文献４では、冷間加工後の発熱温度から常温まで５０〜７０℃／ｈｒの冷却速度で冷却することにより、冷間加工後の時効硬化処理（焼入れ焼戻し）を省略できる方法を開示している。
特許第３５１５９２３号公報
特開昭６０−８２６１８号公報
特公昭５７−６０４１６号公報
特開２００３−２６６１４４号公報
冷間加工性（変形抵抗および変形能）と冷間加工後の部品強度は相反する性質である。所定の部品強度を確保させると、金型寿命が劣化し、加工中に割れが生じ易くなる。一方、金型寿命を改善するため冷間加工性を向上させると、所定の部品強度が確保できなくなる。従来、これらの両者の特性が共に良好な非調質型の冷間加工用鋼は、得られていない。
そこで本発明の目的は、加工後には良好な部品強度を示す一方で、加工中は冷間加工性に優れる冷間加工用鋼、特に冷間加工用線材または棒鋼を提供することである。
上記目的を達成し得た本発明の高速冷間加工用鋼は、
Ｃ：０．１５超〜０．６％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、および、
Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない）、
をそれぞれ含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、固溶状態としてのＮの含有量が０．００６％以上であることを特徴とするものである。
Ｃ：０．１５超〜０．６％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、および、
Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない）、
をそれぞれ含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、固溶状態としてのＮの含有量が０．００６％以上であることを特徴とするものである。
固溶Ｎ量を０．００６％以上確保するために、Ｎ：０．００７％以上とすることが望ましい。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、
Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｔａ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｔａ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｂ：０．００１５％以下（０％を含まない）および／またはＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
このとき、上記各成分が、下記（１）式を満足することが推奨される。
［Ｎ］−（１４［Ａｌ］／２７＋１４［Ｔｉ］／４７．９＋１４［Ｎｂ］／９２．９＋１４［Ｖ］／５０．９＋１４［Ｚｒ］／９１．２＋１４［Ｂ］／１０．８＋１４［Ｔａ］／１８０．９＋１４［Ｈｆ］／１７８．５）≧０．００６・・・・（１）式
［式（１）中、［ ］は各元素の鋼中の全含有量（質量％）を表す。］
［Ｎ］−（１４［Ａｌ］／２７＋１４［Ｔｉ］／４７．９＋１４［Ｎｂ］／９２．９＋１４［Ｖ］／５０．９＋１４［Ｚｒ］／９１．２＋１４［Ｂ］／１０．８＋１４［Ｔａ］／１８０．９＋１４［Ｈｆ］／１７８．５）≧０．００６・・・・（１）式
［式（１）中、［ ］は各元素の鋼中の全含有量（質量％）を表す。］
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：５％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼には、上記成分の他、必要に応じてさらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と省略する）：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と省略する）：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効である。
本発明の高速冷間加工用鋼は、加工温度が２００℃以下である条件で高速冷間加工に用いることが推奨される。また、歪み速度が１００／秒以上である条件で高速冷間加工に用いることが推奨される。
なお、歪み速度は、真歪みを単位時間で割ることにより求められるものである。
本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法として、上記の成分組成を有する鋼材を、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱し、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度領域で熱間加工し、その後冷却速度０．５℃／ｓ以上で５００℃以下まで冷却する方法が、好ましい一態様として推奨される。
本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法として、上記の成分組成を有する鋼材を、Ａｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱し、その後、冷却速度０．５℃／ｓ以上で５００℃以下まで冷却する方法が、好ましい一態様として推奨される。
本発明の高速冷間加工部品は、上記の高速冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下、歪み速度１００／ｓ以上で高速冷間加工することにより製造される高速冷間加工部品であって、高速冷間加工後の部品強度（Ｈ）、及び高速冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が下記（２）式を満たすことが望ましい。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）
本発明の高速冷間加工用鋼は、（ａ）固溶Ｎを所定量以上含有しているので、冷間加工後の焼入れ焼戻しの熱処理を省略しても、冷間加工後に所定の部品強度を確保することができる。また、本発明の高速冷間加工用鋼は、（ｂ）その用途を、高速冷間加工（好ましくは歪み速度が１００／ｓ以上である冷間加工）に限定され、且つ（ｃ）化学成分量が適正化しているので、良好な冷間加工性を示す。
本発明の高速冷間加工用鋼は、固溶Ｎを所定量以上含有していることに大きな特徴を有する。この特徴によって、高い部品強度が確保できている鋼部品に良好な冷間加工性を与えることができる。しかしながら、一般的に、多量の固溶Ｎを含有することは、鋼材の変形抵抗を増大させ金型寿命を劣化させると共に部品に割れが生じるなどの弊害を招くと考えられている。本発明は、高速で且つ冷間加工を行なうことにより、良好な冷間加工性を維持することを特徴とする。即ち、本発明の鋼は、高速冷間加工という用途に限定され用いられることを特徴としている。（ａ）固溶Ｎを所定量以上含有させることで冷間加工後の部品強度を向上させ、且つ、（ｂ）高速冷間加工により固溶Ｎの弊害を抑制して良好な冷間加工性を維持するという技術思想は、従来に無いものである。
また、高速で冷間加工を行なうことは、部品の生産性向上および省エネルギー化に寄与することができる。
＜高速冷間加工用鋼の化学成分＞
本発明の高速冷間加工用鋼は、良好な冷間加工性を達成するために、化学成分量が適正化されていることが特徴の一つであるので、以下、鋼の化学成分および固溶Ｎ量について説明する。
本発明の高速冷間加工用鋼は、良好な冷間加工性を達成するために、化学成分量が適正化されていることが特徴の一つであるので、以下、鋼の化学成分および固溶Ｎ量について説明する。
（Ｃ：０．１５超〜０．６％）
Ｃ（炭素）は、高速冷間加工部品の強度を確保するために必要な元素である。そこでＣ量を０．１５％超と定めた。より好ましくは０．１６％以上、さらに好ましくは０．１７％以上である。一方、Ｃ量が多すぎると被削性および冷間加工性が劣化する。そこでＣ量の上限を０．６％と定めた。より好ましい上限は、０．５％、さらに好ましくは０．４％である。
Ｃ（炭素）は、高速冷間加工部品の強度を確保するために必要な元素である。そこでＣ量を０．１５％超と定めた。より好ましくは０．１６％以上、さらに好ましくは０．１７％以上である。一方、Ｃ量が多すぎると被削性および冷間加工性が劣化する。そこでＣ量の上限を０．６％と定めた。より好ましい上限は、０．５％、さらに好ましくは０．４％である。
（Ｓｉ：０．００５〜０．６％）
Ｓｉは製鋼過程において脱酸剤として使用される元素である。Ｓｉ量が少ないと、脱酸が不足することによって、凝固過程でガスが発生し、これらが欠陥として作用しやすくなるため、変形能を劣化させる。この効果を有効に発揮させる為には０．００５％以上添加する必要がある。より好ましい下限は、０．０１％である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、脱酸の効果が飽和し、且つ冷間加工性が劣化する。そのため、上限を０．６％とする。より好ましい上限は、０．５％である。
Ｓｉは製鋼過程において脱酸剤として使用される元素である。Ｓｉ量が少ないと、脱酸が不足することによって、凝固過程でガスが発生し、これらが欠陥として作用しやすくなるため、変形能を劣化させる。この効果を有効に発揮させる為には０．００５％以上添加する必要がある。より好ましい下限は、０．０１％である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、脱酸の効果が飽和し、且つ冷間加工性が劣化する。そのため、上限を０．６％とする。より好ましい上限は、０．５％である。
（Ｍｎ：０．０５〜２％）
Ｍｎは製鋼過程において脱酸・脱硫元素として有効な元素である。Ｍｎ量が少ないと、結晶粒界にＦｅＳが膜状に析出し、粒界強度を著しく低下させ、変形能を劣化させる。この効果を有効に発揮させる為にはＭｎを０．０５％以上添加する必要がある。より好ましい下限は、０．１％である。しかしながら、Ｍｎの過剰な添加は、冷間加工性を劣化させるため、その上限を２％とする。より好ましい上限は、１．５％である。
Ｍｎは製鋼過程において脱酸・脱硫元素として有効な元素である。Ｍｎ量が少ないと、結晶粒界にＦｅＳが膜状に析出し、粒界強度を著しく低下させ、変形能を劣化させる。この効果を有効に発揮させる為にはＭｎを０．０５％以上添加する必要がある。より好ましい下限は、０．１％である。しかしながら、Ｍｎの過剰な添加は、冷間加工性を劣化させるため、その上限を２％とする。より好ましい上限は、１．５％である。
（Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない））
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｐがフェライトに含有するとフェライト粒界に偏析するので、冷間加工性を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。そのため、冷間加工性および工程能力を考慮して、上限を０．０５％とした。より好ましくは、０．０３％以下とするのが良い。但し、Ｐ量を０とすることは、工業的に困難である。
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｐがフェライトに含有するとフェライト粒界に偏析するので、冷間加工性を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。そのため、冷間加工性および工程能力を考慮して、上限を０．０５％とした。より好ましくは、０．０３％以下とするのが良い。但し、Ｐ量を０とすることは、工業的に困難である。
（Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない））
Ｓは不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳの介在物を形成し、変形能を劣化させる。従って、極力低減することが望ましいので、変形能の観点から上限を０．０５％とした。好ましい範囲は、０．０３％以下である。一方、Ｓは被削性の向上には有効な元素であり、積極的に含有させる場合もある。被削性を考慮すると、Ｓは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
Ｓは不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳの介在物を形成し、変形能を劣化させる。従って、極力低減することが望ましいので、変形能の観点から上限を０．０５％とした。好ましい範囲は、０．０３％以下である。一方、Ｓは被削性の向上には有効な元素であり、積極的に含有させる場合もある。被削性を考慮すると、Ｓは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
（Ｎ：０．０４％以下（０％を含まない））
ここでは、鋼中の全Ｎ量について説明する。Ｎは、鋼中に固溶して、冷間加工後の部品強度を向上させる効果を有し、本発明において重要な元素である。しかしながら、鋼中の全Ｎ量が過剰であると、固溶Ｎ量が過剰となり、冷間加工時に割れが生じることがある。更に、鋼材の内部欠陥や、連続鋳造時のスラブ割れも発生しやすくなる。そこで、鋼の変形能、材質の安定性および連続鋳造時の歩留まり向上の観点から、鋼中の全Ｎ量の上限を０．０４％と定めた。より好ましい上限は、０．０３％である。一方、全Ｎ量の下限は特に規定しないが、後述する固溶Ｎの下限量を満たすため、好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．００９％以上含有させる。
ここでは、鋼中の全Ｎ量について説明する。Ｎは、鋼中に固溶して、冷間加工後の部品強度を向上させる効果を有し、本発明において重要な元素である。しかしながら、鋼中の全Ｎ量が過剰であると、固溶Ｎ量が過剰となり、冷間加工時に割れが生じることがある。更に、鋼材の内部欠陥や、連続鋳造時のスラブ割れも発生しやすくなる。そこで、鋼の変形能、材質の安定性および連続鋳造時の歩留まり向上の観点から、鋼中の全Ｎ量の上限を０．０４％と定めた。より好ましい上限は、０．０３％である。一方、全Ｎ量の下限は特に規定しないが、後述する固溶Ｎの下限量を満たすため、好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．００９％以上含有させる。
（固溶Ｎ：０．００６％以上）
固溶Ｎは、上述したように、高速冷間加工後の部品強度を向上させる効果を有する。高速冷間加工後の部品強度の上昇効果を十分に確保するために、その下限を０．００６％と定めた。好ましい下限は、０．００７％、さらに好ましい下限は、０．００８％である。一方、固溶Ｎ量が過剰になると、変形能が劣化する。そのため、固溶Ｎ量は、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、固溶Ｎ量は、当然のことながら、鋼中の全Ｎ量を超えることはない。ここで、本発明における「固溶Ｎ量」の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出することができる。
固溶Ｎは、上述したように、高速冷間加工後の部品強度を向上させる効果を有する。高速冷間加工後の部品強度の上昇効果を十分に確保するために、その下限を０．００６％と定めた。好ましい下限は、０．００７％、さらに好ましい下限は、０．００８％である。一方、固溶Ｎ量が過剰になると、変形能が劣化する。そのため、固溶Ｎ量は、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。なお、固溶Ｎ量は、当然のことながら、鋼中の全Ｎ量を超えることはない。ここで、本発明における「固溶Ｎ量」の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出することができる。
（ａ）鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
（ｂ）鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
本発明の鋼の基本成分組成は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原料、資材、製造整備などの状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明の鋼は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していても良い。
（Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない））
Ａｌは、製鋼工程における脱酸元素として有効な元素であり、また鋼の耐割れ性にも有効である。Ａｌは、必要に応じて、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上で含有させることが推奨される。しかし、ＡｌはＮとの親和力が強く、ＡｌＮを形成して固溶Ｎ量を低減させるため、含有させる場合の上限を０．１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Ａｌは、製鋼工程における脱酸元素として有効な元素であり、また鋼の耐割れ性にも有効である。Ａｌは、必要に応じて、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上で含有させることが推奨される。しかし、ＡｌはＮとの親和力が強く、ＡｌＮを形成して固溶Ｎ量を低減させるため、含有させる場合の上限を０．１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
（Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＨｆ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種）
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆは、Ｎと共にＮ化合物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。そこで、必要に応じて、Ｚｒを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上、Ｔｉを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｎｂを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｖを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｔａを好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００６％以上、Ｈｆを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上含有させることが推奨される。
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆは、Ｎと共にＮ化合物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。そこで、必要に応じて、Ｚｒを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上、Ｔｉを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｎｂを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｖを好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、Ｔａを好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００６％以上、Ｈｆを好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上含有させることが推奨される。
一方、これらの元素は、Ｎとの親和力が強く、Ｎ化合物を形成して固溶Ｎ量を低減させるために、上限を以下のように決めた。Ｚｒ量は、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、Ｔｉ量は、０．１％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、Ｎｂ量は、０．１％以下、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下、Ｖ量は、０．５％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、Ｔａ量は、０．１％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、Ｈｆ量は、０．１％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
（Ｂ：０．００１５％以下（０％を含まない）および／またはＣｒ：２％以下（０％を含まない））
Ｂは、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。Ｃｒも同様に、鋼の変形能を向上させることができる。そこで必要に応じて、Ｂを好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上、Ｃｒを好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが推奨される。しかし、ＢはＮとの親和力が強く、ＢＮ形成して固溶Ｎ量を低減させてしまう。また、ＢＮが過剰になると冷間加工性が低下する。Ｃｒも過剰になると変形抵抗を増大し、冷間加工性が低下する。従って、これらの元素を含有させる場合、Ｂ量は、０．００１５％以下、好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、Ｃｒ量は、２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
Ｂは、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。Ｃｒも同様に、鋼の変形能を向上させることができる。そこで必要に応じて、Ｂを好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上、Ｃｒを好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが推奨される。しかし、ＢはＮとの親和力が強く、ＢＮ形成して固溶Ｎ量を低減させてしまう。また、ＢＮが過剰になると冷間加工性が低下する。Ｃｒも過剰になると変形抵抗を増大し、冷間加工性が低下する。従って、これらの元素を含有させる場合、Ｂ量は、０．００１５％以下、好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下、Ｃｒ量は、２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
（Ｃｕ：５％以下（０％を含まない））
Ｃｕは、鋼材を歪み時効させ硬化させる作用を有するので、加工後の部品強度を向上させることができる。従って、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利になる上、冷間加工性の劣化を招き、部品の表面性状を悪化させる等の不具合が生じる。このため、Ｃｕの上限は５％とした。好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。
Ｃｕは、鋼材を歪み時効させ硬化させる作用を有するので、加工後の部品強度を向上させることができる。従って、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利になる上、冷間加工性の劣化を招き、部品の表面性状を悪化させる等の不具合が生じる。このため、Ｃｕの上限は５％とした。好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。
（Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：５％以下（０％を含まない））
Ｎｉは、フェライト−パーライト鋼の変形能を向上させるのに有効である。また、Ｃｕ添加時に鋼材表面に発生する表面欠陥の防止に有効である。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上を含有させることが推奨される。そのため、Ｃｕを添加した時には、Ｃｕ量と同量か、Ｃｕ量の７割以上添加するのが望ましい。しかしながら、５％を超えて添加しても、効果が飽和し添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる上、逆に冷間加工性が劣化する。そのため、Ｎｉ量の上限は５％とした。Ｎｉ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。
Ｎｉは、フェライト−パーライト鋼の変形能を向上させるのに有効である。また、Ｃｕ添加時に鋼材表面に発生する表面欠陥の防止に有効である。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上を含有させることが推奨される。そのため、Ｃｕを添加した時には、Ｃｕ量と同量か、Ｃｕ量の７割以上添加するのが望ましい。しかしながら、５％を超えて添加しても、効果が飽和し添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる上、逆に冷間加工性が劣化する。そのため、Ｎｉ量の上限は５％とした。Ｎｉ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。
Ｃｏは、Ｎｉと同様にフェライト−パーライト鋼の変形能を向上させるのに有効である。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、５％を超えると、鋳造、圧延等の製造工程で粒界強度を低下させ、割れが生じ易くなるため、Ｃｏ量の上限は５％とした。Ｃｏ量は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。
（Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２％以下（０％を含まない））
Ｍｏは、加工後の硬さ及び変形能を増加させる作用を有している。従って、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０８％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、２％を超える添加は冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｍｏ量の上限は２％とした。Ｍｏ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
Ｍｏは、加工後の硬さ及び変形能を増加させる作用を有している。従って、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０８％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、２％を超える添加は冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｍｏ量の上限は２％とした。Ｍｏ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
Ｗは、Ｍｏと同様に加工後の硬さ及び変形能を増加させる作用を有している。従って、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０８％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、２％を超える添加は冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｗ量の上限は２％とした。Ｗ量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
（Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種）
Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａの上限は０．０５％とした。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａの上限は０．０５％とした。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、ＲＥＭの上限は０．０５％とした。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｍｇ量の上限は０．０２％とした。好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができる。また、Ａｌ系酸化物を低融点化し、無害化することで、被削性も向上させることができる。好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｌｉの上限は０．０２％とした。好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
Ｐｂは、被削性向上元素である。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、０．１％を超えると圧延疵等の製造上の問題を生じる。そのため、Ｐｂの上限は０．１％とした。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
ＢｉはＰｂと同様に、被削性の向上に有効である。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上を含有させることが推奨される。しかしながら、０．１％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ｂｉの上限は０．１％とした。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
＜高速冷間加工用鋼の製造方法＞
次に、本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法について説明する。本発明の鋼は、固溶Ｎ量を０．００６％以上含有していることを特徴としている。この固溶Ｎ量を確保するためには、（１）鋼中の全Ｎ量を増大させ、Ｎと親和力の高い元素を低減させること、および（２）鋼を所定の温度以上に加熱し、所定の冷却速度以上で冷却することにより、固溶Ｎ量を高めること、などが有効である。
次に、本発明の高速冷間加工用鋼の製造方法について説明する。本発明の鋼は、固溶Ｎ量を０．００６％以上含有していることを特徴としている。この固溶Ｎ量を確保するためには、（１）鋼中の全Ｎ量を増大させ、Ｎと親和力の高い元素を低減させること、および（２）鋼を所定の温度以上に加熱し、所定の冷却速度以上で冷却することにより、固溶Ｎ量を高めること、などが有効である。
（１）鋼中の全Ｎ量を増大させ、Ｎと親和力の高い元素を低減させる方法
鋼がＡｌなどのＮと親和力の強い元素を含有している場合、窒素はＡｌ等とＮ化合物を形成する結果、固溶Ｎ量が低減する。しかし、鋼中の全Ｎ量がそれよりも多ければ、Ａｌ等が全てＮとＮ化合物を形成したとしても、十分な固溶Ｎ量を確保することができる。より具体的には、下記の（１）式を満たすような全Ｎ量を確保することにより、０．００６％以上の固溶Ｎ量を確保することができる。
［Ｎ］−（１４［Ａｌ］／２７＋１４［Ｔｉ］／４７．９＋１４［Ｎｂ］／９２．９＋１４［Ｖ］／５０．９＋１４［Ｚｒ］／９１．２＋１４［Ｂ］／１０．８＋１４［Ｔａ］／１８０．９＋１４［Ｈｆ］／１７８．５）≧０．００６・・・・（１）式
［式（１）中、［ ］は各元素の鋼中の全含有量（質量％）を表す。］
鋼がＡｌなどのＮと親和力の強い元素を含有している場合、窒素はＡｌ等とＮ化合物を形成する結果、固溶Ｎ量が低減する。しかし、鋼中の全Ｎ量がそれよりも多ければ、Ａｌ等が全てＮとＮ化合物を形成したとしても、十分な固溶Ｎ量を確保することができる。より具体的には、下記の（１）式を満たすような全Ｎ量を確保することにより、０．００６％以上の固溶Ｎ量を確保することができる。
［Ｎ］−（１４［Ａｌ］／２７＋１４［Ｔｉ］／４７．９＋１４［Ｎｂ］／９２．９＋１４［Ｖ］／５０．９＋１４［Ｚｒ］／９１．２＋１４［Ｂ］／１０．８＋１４［Ｔａ］／１８０．９＋１４［Ｈｆ］／１７８．５）≧０．００６・・・・（１）式
［式（１）中、［ ］は各元素の鋼中の全含有量（質量％）を表す。］
（２）鋼を所定の温度以上に加熱し、所定の冷却速度以上で冷却することにより、固溶Ｎ量を高める方法
また鋼中の化学組成が（１）式を満たさず、ＡｌなどのＮ化合物が多量に形成されると、十分な固溶Ｎ量が確保できなくなる場合は、熱間圧延等で形成したＮ化合物が固溶体に溶解する温度に鋼を加熱保持した後、急冷して、Ｎ化合物の析出を抑制する固溶熱処理により、固溶Ｎ量を増大させることができる。具体的には、鋼をＡｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱した後、０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却することにより、鋼中の固溶Ｎ量を増大させることができる。
また鋼中の化学組成が（１）式を満たさず、ＡｌなどのＮ化合物が多量に形成されると、十分な固溶Ｎ量が確保できなくなる場合は、熱間圧延等で形成したＮ化合物が固溶体に溶解する温度に鋼を加熱保持した後、急冷して、Ｎ化合物の析出を抑制する固溶熱処理により、固溶Ｎ量を増大させることができる。具体的には、鋼をＡｃ３点＋３０℃以上の温度に加熱した後、０．５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却することにより、鋼中の固溶Ｎ量を増大させることができる。
固溶Ｎ量を増大させるために、加熱温度は、好ましくはＡｃ３点＋４０℃以上、より好ましくはＡｃ３点＋５０℃以上である。加熱保持時間は、好ましくは１０分以上、より好ましくは３０分以上である。ただし、製造コストの観点から、加熱温度は、好ましくはＡｃ３点＋５００℃以下、より好ましくはＡｃ３点＋４５０℃以下である。また、加熱保持時間は、好ましくは２時間３０分以下、より好ましくは１時間３０分以下である。
この加熱保持中に、適宜、伸線、圧延またはプレスなどの熱間加工を行っても良い。
加熱保持後に、好ましくは０．５℃／ｓ以上、より好ましくは１℃／ｓ、さらに好ましくは５℃／ｓ以上の冷却速度で、固溶Ｎが安定して存在できる５００℃以下まで、好ましくは４５０℃以下まで冷却することにより、Ｎ化合物の析出を抑制して、十分な固溶Ｎ量を確保することができる。
加熱保持後に、好ましくは０．５℃／ｓ以上、より好ましくは１℃／ｓ、さらに好ましくは５℃／ｓ以上の冷却速度で、固溶Ｎが安定して存在できる５００℃以下まで、好ましくは４５０℃以下まで冷却することにより、Ｎ化合物の析出を抑制して、十分な固溶Ｎ量を確保することができる。
＜高速冷間加工部品の製造方法＞
本発明は、上記化学組成および固溶Ｎを含有する鋼を高速冷間加工に供することを特徴の１つとしている。本発明の鋼は、固溶Ｎを比較的多量に含有するが、それにもかかわらず、良好な冷間加工性を維持するためには、本発明の鋼を、好ましくは１００／ｓ以上、より好ましくは１５０／ｓ以上、さらに好ましくは２００／ｓ以上の歪み速度で冷間加工することが推奨される。一方、歪み速度が速すぎると、断熱的な温度上昇が生じ、割れが発生しやすくなるため、歪み速度の上限値は、好ましくは５００／ｓ以下、より好ましくは４５０／ｓ以下、さらに好ましくは４００／ｓ以下である。
本発明は、上記化学組成および固溶Ｎを含有する鋼を高速冷間加工に供することを特徴の１つとしている。本発明の鋼は、固溶Ｎを比較的多量に含有するが、それにもかかわらず、良好な冷間加工性を維持するためには、本発明の鋼を、好ましくは１００／ｓ以上、より好ましくは１５０／ｓ以上、さらに好ましくは２００／ｓ以上の歪み速度で冷間加工することが推奨される。一方、歪み速度が速すぎると、断熱的な温度上昇が生じ、割れが発生しやすくなるため、歪み速度の上限値は、好ましくは５００／ｓ以下、より好ましくは４５０／ｓ以下、さらに好ましくは４００／ｓ以下である。
また、加工の際の温度も冷間加工性に影響するため、加工温度の上限値は、好ましくは２００℃、より好ましくは１８０℃、さらに好ましくは１６０℃に設定することが奨励される。加工温度が高すぎると変形中に動的歪み時効が発生し、変形抵抗が上昇し、金型寿命が劣化するからである。一方、冷間加工は通常、室温で実施されるが、０℃を下回ると温度依存性の影響により変形抵抗が逆に高くなってしまうため、加工温度の好ましい下限は０℃とする。なお、加工温度は、加工の際の雰囲気温度のことである。
以上のようにして製造される鋼材（例えば線材および棒鋼）は、その後、上述される条件で高速冷間加工され、ボルトやナット等の部品、その他の機械部品となる。ここでの冷間加工法には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造、冷間引き抜き、冷間押し出し等の冷間加工が含まれる。また、部品の加工に必要であれば、伸線、圧延等の加工も行なってよい。
高速冷間加工により製造される部品は、部品強度と高速冷間加工中の変形抵抗のバランスが適切なものであることが望ましく、高速冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下、歪み速度１００／ｓ以上で高速冷間加工した場合、高速冷間加工後の部品強度（Ｈ）、及び高速冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が下記（２）式を満たしていることが好ましい。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）である。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、発明内容に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
まず、表１〜表３に記載の化学成分からなる鋼記号１Ａ〜４Ａの供試鋼（表中の単位は質量％）を転炉により溶製し、連続鋳造法の下で鋼片とした後、φ（直径）１２ｍｍの線材に圧延した。その後、表４に示す加熱処理を行なった。更に表４に示される条件の加熱処理後、１０分以上、好ましくは３０分以上の保持時間を設けることが望ましい。
次いで、上記の加熱処理を施した線材の中心部よりφ（直径）４ｍｍ×Ｌ（長さ）６ｍｍの試験片を切り出した。なお、表１〜表３には、各試験片が上記（１）式を満たすか否かを示しており、（１）式を満たす場合は「○」、満たさない場合は「×」を記入している。
また、表１〜表３中の「固溶Ｎ」は固溶Ｎ量を示し、「Ｎ」は全Ｎ量を示す。
次に、表１〜表３に記載の試験片を、加工歪み速度：０．００１〜２４０／ｓ、加工温度：２０〜４００℃、圧縮率：２０〜８０％の加工条件で、容量２００ｋＮの加工フォーマスタ試験装置を用いて鍛造し、部品に加工した。加工歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値を用いた。
得られた部品について、実体顕微鏡を用い、観察倍率２０倍で表面を観察して、割れの有無を確認した。各部品の加工条件、割れの有無および変形抵抗を表５〜表７に示す。
また、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４位置中央部（Ｄ：部品直径）、および測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ試験機を用いて、部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。各部品の硬さ（Ｈｖ）を表５〜表７に示す。
本実施例では、部品に割れが無く、部品硬さに対して鋼の変形抵抗が低い鋼（具体的には上記（２）式を満たすもの）を、冷間加工性に優れると判定した。更に、必要とする部品強度としては、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が２４０以上であることを条件とした。
なお、表５〜表７には、各試験片が上記（２）式を満たすか否かを示しており、（２）式を満たす場合には「○」、（２）式を満たさない場合には「×」を記入している。
表５〜表７から、好ましい加工条件（歪み速度および加工温度）において、本発明で規定する化学成分量および固溶Ｎ量の要件を満たす鋼は、冷間加工性に優れており、これから得られた部品は、割れが発生せず、部品強度に優れていることが分かる。
これに対して本発明で規定する要件を満たさないものは、以下に記載するように、割れが発生し、又は、（２）式を満たさず、冷間加工性と部品硬さのバランスが悪いことがわかる。
部品Ｎｏ．１は、Ｃ量が本発明の規定範囲を下回る鋼記号１Ａを使用した例であり、加工後の硬さが規定する範囲に至っていない。
部品Ｎｏ．６は、Ｃ量が本発明の規定範囲を上回る鋼記号１Ｆを使用した例であり、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．７は、Ｓｉ量が本発明の規定範囲を下回る鋼記号１Ｇを使用した例であり、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．１４は、Ｓｉ量が本発明の規定範囲を上回る鋼記号１Ｎを使用した例であり、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．１５は、Ｍｎ量が本発明の規定範囲を下回る鋼記号１Ｏを使用した例であり、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２４は、Ｍｎ量が本発明の規定範囲を上回る鋼記号１Ｘを使用した例であり、部品に割れが発生した。
部品Ｎｏ．２５及びＮｏ．２６は、Ｐ量が本発明の規定範囲を上回る鋼記号１Ｙ及び１Ｚを使用した例であり、割れが発生した。
部品Ｎｏ．２７及びＮｏ．２８は、Ｓ量が本発明の規定範囲を上回る鋼記号２Ａ及び２Ｂを使用した例であり、割れが発生した。
部品Ｎｏ．２９は、Ｎ量が本発明の好ましい規定範囲（０．００７％以上）を下回る鋼記号２Ｃを使用した例であり、固溶Ｎ量が本発明の規定範囲より少ないため、冷間加工性と硬さのバランスが悪い。すなわち、上記（２）式を満足していない。
部品Ｎｏ．４２は、Ｎ量が本発明の規定範囲を上回る鋼記号２Ｋを使用した例であり、割れが発生した。
部品Ｎｏ．３１〜３４は、化学成分量が本発明の規定を満たす鋼記号２Ｅの鋼材を用いているが、高速冷間加工時の歪み速度が遅いため、動的歪み時効が発生し、割れが発生した。
部品Ｎｏ．３７〜３８は、化学成分量が本発明の規定を満たす鋼記号２Ｆ〜２Ｇの鋼材を用いているが、高速冷間加工時の温度が高いため、動的歪み時効が発生し、割れが発生した。
部品Ｎｏ．５０に対応する鋼記号２Ｓは、（１）式を満たしていないため固溶Ｎ量が規定量より少ない（表２）。このため、部品Ｎｏ．５０は冷間加工性と硬さとのバランスが悪い（（２）式を満たしていない）。但し、（１）式が満たされていない場合であっても、熱処理パターンの方法によっては、固溶Ｎ量が本発明の規定範囲を満足する場合がある（例えば、表３の材料Ｎｏ．７３〜７５、Ｎｏ．７８〜７９、Ｎｏ．８１〜８３、Ｎｏ．８６〜８７、Ｎｏ．９０〜９１、Ｎｏ．９３〜９５、Ｎｏ．９８〜９９、Ｎｏ．１０１〜１０３）。
部品Ｎｏ．７７、部品Ｎｏ．８１〜８２、部品Ｎｏ．８５、部品Ｎｏ．８９〜９０、部品Ｎｏ．９３〜９４、部品Ｎｏ．９７、部品Ｎｏ．１０１〜１０２、部品Ｎｏ．１０５は、化学成分量が本発明の規定を満たす鋼記号２Ｓ、及び３Ｔ〜４Ａの鋼材を用いた例であるが、それぞれ適用した製造条件（表４の熱処理パターンａ〜ｊ）との適性が合わないことから、所定の固溶Ｎ量が得られなかった。その結果（２）式を満たさなかった。すなわち、冷間加工性と部品硬さのバランスが悪かった。
Claims (13)
- Ｃ：０．１５超〜０．６％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｎ：０．００７〜０．０４％、および、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
をそれぞれ含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、固溶状態としてのＮの含有量が０．００６％以上であることを特徴とする歪み速度が１００／ｓ以上の高速冷間加工用鋼。 - さらに、
Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｔａ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高速冷間加工用鋼。 - さらに、Ｂ：０．００１５％以下（０％を含まない）および／またはＣｒ：２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は請求項２に記載の高速冷間加工用鋼。
- 下記（１）式を満足する請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
［Ｎ］−（１４［Ａｌ］／２７＋１４［Ｔｉ］／４７．９＋１４［Ｎｂ］／９２．９＋１４［Ｖ］／５０．９＋１４［Ｚｒ］／９１．２＋１４［Ｂ］／１０．８＋１４［Ｔａ］／１８０．９＋１４［Ｈｆ］／１７８．５）≧０．００６・・・・（１）式
［式（１）中、［ ］は各元素の鋼中の全含有量（質量％）を表す。］ - さらに、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）および／またはＣｏ：５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項５のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１ないし請求項６のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。
- さらに、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
希土類元素：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、および、
Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１ないし請求項７のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼。 - 請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下、歪み速度が１００／秒以上で高速冷間加工することを特徴とする高速冷間加工部品の製造方法。
- 請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼を歪み速度が１００／秒以上で高速冷間加工することを特徴とする高速冷間加工部品の製造方法。
- 請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼の製造方法であって、当該高速冷間加工用鋼と同じ化学組成を有する鋼を、Ａｃ3点＋３０℃以上の温度に加熱し、Ａｃ3点＋３０℃以上の温度領域で熱間加工した後、冷却速度０．５℃／ｓ以上で５００℃以下まで冷却することを特徴とする歪み速度が１００／秒以上の高速冷間加工用鋼の製造方法。
- 請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼の製造方法であって、当該高速冷間加工用鋼と同じ化学組成を有する鋼を、Ａｃ3点＋３０℃以上の温度に加熱した後、冷却速度０．５℃／ｓ以上で５００℃以下まで冷却することを特徴とする歪み速度が１００／秒以上の高速冷間加工用鋼の製造方法。
- 請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の高速冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下、歪み速度１００／ｓ以上で高速冷間加工することにより製造される高速冷間加工部品であって、高速冷間加工後の部品強度（Ｈ）、及び高速冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が下記（２）式を満たしていることを特徴とする高速冷間加工部品。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６・・・（２）式
但し、Ｈ：部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：変形抵抗（ＭＰａ）
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