JP2008031542A

JP2008031542A - 冷間鍛造部品およびその製造方法

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Publication number: JP2008031542A
Application number: JP2006208762A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Kasai; 正之笠井; Kunikazu Tomita; 邦和冨田; Takaaki Toyooka; 高明豊岡; Kazuaki Fukuoka; 和明福岡; Tetsuo Shiragami; 哲夫白神
Original assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2006-07-31
Filing date: 2006-07-31
Publication date: 2008-02-14
Anticipated expiration: 2026-07-31
Also published as: JP4974603B2

Abstract

【課題】特にローターコア材として十分な磁気特性を有すると共に、高い降伏強度を有する冷間鍛造部品を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.040質量％以上0.120質量％以下、Si：0.5質量％以下、Mn：0.60質量％以上3.00質量％以下、Al：0.1質量％以下、Ti：0.03質量％以上0.35質量％以下およびMo：0.05質量％以上0.8質量％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成に調整し、組織は、フェライト中に粒径10nm未満の微細析出物が分散してなり、{211}面に対する{100}面の強度比が0.7以上、かつ{211}面に対する{110}面の強度比が0.4以下であるものとする。
【選択図】なし

Description

本発明は、降伏強度が高く、かつ磁気特性に優れた冷間鍛造部品とその製造方法に関する。

電気自動車やハイブリッド型電気自動車のメインモータに代表されるように、近年のモータには、省エネルギー化並びに高効率化が強く求められている。
省エネルギー化や高効率化を図るには、モータの高周波化が有効な手段の一つとして挙げられるが、周波数が上がるとモータの回転速度も増大する。モータの回転数が増大するとローターを構成するコアに加わる遠心力も増大するため、コア材には高い降伏強度が要求される。即ち、コア材の降伏強度が不十分な場合、遠心力によってコア材が塑性変形を起こし、ローターコアとステーターコア間のエアギャップが設計値から変化することでモータ性能が劣化したり、更には、回転中にローターとステーターが接触しモータを破損する結果となる。このため、高周波化によりモータの省エネルギー化や高効率化を図るには、ローターコア材の高強度化が不可欠となる。

ところで、ローターコアの製造方法としては、これまで板厚0.35〜0.5mm程度の電磁鋼板を積層する手法が一般的であったが、電磁鋼板を一枚毎に所定のコア形状に打抜き、これを数百枚積層するのには多大な費用を要するため、電磁鋼板に替えて積層が不要な電磁棒鋼をローターに用いる、モータを実用化することが検討され始めている。

しかしながら、現状の電磁棒鋼は電磁鋼板と同様に低炭素鋼若しくは珪素鋼からなり、フェライトの固溶強化を主な強化機構としているため、強度は必ずしも高くない。例えば、３質量％Si鋼の場合でも降伏強度は350MPa程度である。また、鋼板の例ではあるが、特許文献１に開示されているように、高強度化を目的としたものでも降伏強度は概略300〜450MPa程度であり、更に冷間鍛造を施した後、焼鈍を施しても十分な降伏強度は得られない。

なお、従来、冷間鍛造部品として用いられる機械構造用炭素鋼材やクロムモリブデン鋼は、冷間鍛造後に焼入れ焼戻し処理を行った場合に、熱処理条件によっては高い降伏強度を得られるが、磁気特性が極めて低位であることが問題であった。
特開2002−371340号公報

そこで、本発明は、特にローターコア材として十分な磁気特性を有すると共に、高い降伏強度を有する冷間鍛造部品とその製造方法について提供することを目的とする。

発明者らは、冷間鍛造部品の組織をフェライト単相とし、さらにフェライト組織中に粒径10nm未満の微細析出物を分散析出させてフェライトを析出強化すると、著しい高強度化が図れ、かつ磁気特性にも優れた冷間鍛造部品が得られることを見出した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次の通りである。
１．Ｃ：0.040質量％以上0.120質量％以下、
Si：0.5質量％以下、
Mn：0.60質量％以上3.00質量％以下、
Al：0.1質量％以下、
Ti：0.03質量％以上0.35質量％以下および
Mo：0.05質量％以上0.8質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、フェライト中に粒径10nm未満の微細析出物が分散してなる組織を有し、{211}面に対する{100}面の強度比が0.7以上、かつ{211}面に対する{110}面の強度比が0.4以下であることを特徴とする冷間鍛造部品。

２．前記成分組成が、下記(1)式を満たすことを特徴とする前記１に記載の冷間鍛造部品。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ・・・・・・(1)

３．前記微細析出物が、Tiおよび／またはMoの炭化物であることを特徴とする前記１または２に記載の冷間鍛造部品。

４．前記成分組成として、更に
Nb：0.08質量％以下、
Ｖ：0.15質量％以下および
Ｗ：1.5質量％以下
のうちから選ばれる一種または二種以上を含むことを特徴とする前記１、２または３記載の冷間鍛造部品。

５．前記成分組成が、下記(2)式を満たすことを特徴とする前記４に記載の冷間鍛造部品。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.50 ・・・・・・(2)

６．前記微細析出物が、TiおよびMoと、Nb、ＶおよびＷの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする前記４または５に記載の冷間鍛造部品。

７．前記成分組成として、更に
Ｓ：0.01質量％以上0.1質量％以下
を含み、かつ
Pb：0.2質量％以下、
Ca：0.005質量％以下、
Bi：0.1質量％以下および
Ｂ：0.02質量％以下
の一種または二種以上を含むことを特徴とする前記１乃至６のいずれかに記載の冷間鍛造部品。

８．Ｃ：0.040質量％以上0.120質量％以下、
Si：0.5質量％以下、
Mn：0.60質量％以上3.00質量％以下、
Al：0.1質量％以下、
Ti：0.03質量％以上0.35質量％以下および
Mo：0.05質量％以上0.8質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱し、仕上温度880℃以上で熱間圧延した後、加工率20％以上の冷間鍛造を施し、600℃以上700℃以下の温度域にて焼鈍を施すことを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法。

９．前記鋼素材は、下記(1)式を満たす成分組成になることを特徴とする前記８に記載の冷間鍛造部品の製造方法。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ・・・・・・(1)

10．前記鋼素材は、更に
Nb：0.08質量％以下、
Ｖ：0.15質量％以下および
Ｗ：1.5質量％以下
のうちから選ばれる一種または二種以上を含むことを特徴とする前記８または９に記載の冷間鍛造部品の製造方法。

11．前記鋼素材は、下記(2)式を満たす成分組成になることを特徴とする前記10に記載の冷間鍛造部品の製造方法。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.50 ・・・・・・(2)

12．前記鋼素材は、更に
Ｓ：0.01質量％以上0.1質量％以下
を含み、かつ
Pb：0.2質量％以下、
Ca：0.005質量％以下、
Bi：0.1質量％以下および
Ｂ：0.02質量％以下
の一種または二種以上を含むことを特徴とする前記８乃至11のいずれかに記載の冷間鍛造部品の製造方法。

本発明によれば、ローターコア材として十分な磁気特性を有すると共に、降伏強度の高い冷間鍛造部品を提供できるため、本発明の冷間鍛造部品をローターコアとして用いたモータでは、モータの回転速度を増大してもコア材の塑性変形に起因した、上述の不具合を回避することができる。従って、モータにおける周波数の一層の増加が可能となり、モータの省エネルギー化ならびに高効率化が実現されるため、本発明は産業上極めて有用である。

以下、本発明の冷間鍛造部品について、その成分組成、ミクロ組織および製造条件毎に、以下に詳述する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限りは「質量％」を意味する。
Ｃ：0.040％以上0.120％以下
Ｃが0.040％未満であると、微細析出物の析出量が不足し、高い降伏強度が得られないため、Ｃは0.040％以上とする必要がある。一方、Ｃは0.120％を超えて含有すると析出物が粗大化し、やはり高い降伏強度が得られないため、Ｃの上限は0.120％とする必要がある。

Si：0.5％以下
Siは冷間加工性を低下させるため、添加量は0.5％以下に制限する。より好ましくは0.15％以下である。

Mn：0.60％以上3.00％以下
本発明では、析出物の析出挙動がオーステナイトからフェライトへの変態（以降、フェライト変態）の進行と密接に関係しており、圧延後の冷却中に生じるフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度の差が小さく、フェライト変態と析出が競合する場合に、析出物がフェライト中に微細に分散析出する。Mnは、フェライト変態温度を下げ、フェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差を減少させることによって、フェライト変態と析出を競合させるのに寄与する。さらに、Mnは、固溶強化による高強度化に寄与し、この効果はMnを0.60％超えで添加することで顕著になる。一方、Mn量が3.00％を超えると、フェライト以外にベイナイト等の低温変態相が生成するようになり、微細析出物による強化が不足し、磁束密度が低下する。このため、Mnの上限は3.00％とする。より好ましくは、0.70％以上2.80％以下である。

Al：0.1％以下
Alは、脱酸元素として添加しても良く、この場合は0.010％以上を添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると、その効果が飽和するだけでなく、Ｎとの析出物であるAlNの量が増え、AlNは10nm未満に析出することがないため、磁気特性を劣化させる。これを避けるために、Alの添加量は0.1％以下とする。より好ましくは、0.05％以下である。

Ti：0.03％以上0.35％以下
Tiは、Ti系炭化物やTi−Mo系炭化物を含む析出物を微細に析出させ強度を向上させるのに有効な成分であり、高い降伏強度を確保するためには0.03％以上が必要である。一方、0.35％を超えて添加すると、析出物が粗大化し、却って強度が低下するため、Tiは0.03％以上0.35％以下とする。より好ましくは、0.03％以上0.20％以下である。

Mo：0.05％以上0.8%以下
Moは、Mo系炭化物やTi−Mo系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。また、Moは拡散速度が遅く、Tiと共に析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られ易いという利点も有する。ここで、高い降伏強度を確保するためには、0.05％以上のMo添加が必要であり、一方、0.8％を超えて添加すると、フェライト以外にベイナイト等の低温変態相が生成するようになり、微細析出物による析出強化が不足し強度が低下すると共に、磁気特性が劣化する。このため、Moは0.05％以上0.8％以下とする。より好ましくは、0.15％以上0.50％以下である。

また、上記成分組成において、特にＣ、TiおよびMo量の原子比に関し、下記(1)式を満足させると析出物の微細化に有利となる。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ・・・・・・(1)
本パラメーターは、析出物の大きさに影響を与えるものであり、0.50以上1.50以下とした場合、粒径10nm未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。

尚、微細なTi−Mo系炭化物では、炭化物中のTi、Moは原子比でTi／Moが0.2以上2.0以下、更に微細な炭化物では0.7以上1.5以下であることが観察された。

以上、必須成分について説明したが、本発明では強度や靭性等の一層の向上を図るため、
Nb、ＶおよびＷの一種または二種以上を添加することができる。
Nb：0.08％以下
NbはTi、Moと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、フェライトを整粒化することで延性および靭性を向上させる。そのためには、好ましくは、0.01％以上で添加する。但し、0.08％を超えて含有すると、フェライトが微細化し、微細析出物が磁気特性に悪影響を及ぼすようになるため、添加量は0.08％以下とする。より好ましくは、0.04％以下である。

Ｖ：0.15％以下
ＶもTiおよびMoと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与するため、好ましくは0.01％以上で添加する。しかしながら、0.15％を超えて含有すると、析出物が粗大化するようになるため、添加量は0.15％以下とする。より好ましくは、0.10％以下である。

Ｗ：1.5％以下
ＷもTi、Moと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与するため、好ましくは0.1％以上で添加する。しかしながら、1.5％を超えて含有すると析出物が粗大化するようになるため、添加量は1.5％以下とする。より好ましくは、1.0％以下である。

これらの元素を添加した場合、これらの元素とＣ、TiおよびMo量の原子比を下記(2)式に従って規定すると、析出物の微細化に有利となる。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.50 ・・・・・・(2)

本パラメーターは、析出物の大きさに影響を与えるもので、0.50以上、1.50以下とした場合、粒径10nm未満の微細析出物の形成が容易となる。

尚、Nb、ＶおよびＷの一種または二種以上を含む微細な炭化物では、炭化物中のTi、Mo、Nb、ＶおよびＷの原子比（Ti＋Nb＋Ｖ）／（Mo＋Ｗ）が0.2〜2.0、更に繊細な炭化物では0.7〜1.5であることが観察された。

更に、本発明では、部品加工時の切削性を向上させるため、Ｓを0.01％以上0.1％以下で含んだ上で、Pb：0.2％以下、Ca：0.005％以下、Bi：0.1％以下およびＢ：0.02％以下の一種または二種以上を添加することができる。
ここで、Ｓ量を0.01％以上0.1%以下としたのは、Ｓ量が0.01％未満であると切削性の向上が図られないためであり、一方0.1％を超えると延性や靭性が低下するためである。
なお、Ｓは0.01％未満で不純物として含有されるものである。本発明では、0.1％以下の含有量において、強度ならびに磁気特性には影響を及ぼさない。そのため、積極的に添加して、0.01〜0.1％の含有量とすることができる。

また、Pb、Ca，BiおよびＢについても、添加量がそれぞれの上限を超えると、延性や靭性が低下するため、その添加量は、Pb≦0.2％、Ca≦0.005％、Bi≦0.1％およびＢ≦0.02％とする必要がある。なお、下限については、切削性向上の理由から、Pb≧0.05％、Ca≧0.001％、Bi≧0.03％およびＢ≧0.001％とすることが好ましい。

その他、延性および靭性を向上させる目的で、Cr、NiおよびCuの一種または二種以上を、それぞれCr≦0.5％、Ni≦0.5％およびCu≦0.5％の範囲で添加しても構わない。添加する場合は、いずれも0.05％以上とする。

すなわち、不可避的不純物であるＰおよびＮは磁気特性にとって好ましくない元素であるため、ＰとＮはできるだけ低減することが望ましい。具体的には、Ｐについては0.03％以下に規制することが好ましい。Ｎについては0.01％以下に規制することが好ましく、0.005％以下に規制することが更に好ましい。
尚、これら元素の添加の有無や含有量により、本発明の効果が損なわれることは無い。

次に、本発明では、ミクロ組織をフェライト単相に規定する。フェライト単相とするのは、フェライト単相が磁気特性にとって最も好ましい組織であるからである。尚、本発明におけるフェライト単相とは、断面組織観察（200倍の光学顕微鏡組織観察）でフェライトの面積率が95％以上、好ましくは98％以上であることを指す。

更に、本発明では、微細析出物の粒径を10nm未満とする。析出物の粒径が10nm以上の場合、析出強化能力が不足し、高い降伏強度が得られない。すなわち、微細析出物の粒径は小さい程強度上昇に有効であり、望ましくは５nm以下、更に望ましくは３nm以下とする。そのような微細析出物としては、TiおよびMoを複合含有した炭化物または、それらに更にNb、ＶおよびＷの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。尚、微細析出物は、熱間圧延後の冷却中並びに、その後の焼鈍中に析出させる。

なお、微細析出物の個数については、1000個／μm³以上、更に望ましくは5000個／μm³以上あると、高い降伏強度が得易く好適である。
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一に分散析出させることが望ましい。

上述した析出物とは別に、少量のFe炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μm以上のFe炭化物を多量に含むと磁気特性を阻害するため、本発明においては、含有されるFe炭化物の大きさの上限は１μm、含有率は析出物全体の１％以下とすることが望ましい。

尚、析出物の大きさおよび微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。
すなわち、ツインジェット法を用いた電解研磨法にて電子顕微鏡試料を作製し、その試料を加速電圧200kVで観察する。その際、析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように、母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限に抑えるため、焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。また、析出物粒子の計測を行った領域の試料厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度とを測定することで評価する。

この方法により、粒子径および粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について、実行することができる。粒子径および粒子数の測定は、試料の0.5μm×0.5μmの領域４箇所について行ない、１μm²当りに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。次いで、この値と試料の厚さから析出物の１μm³当りに分布する粒子径ごとの個数を算出する。これにより、析出物の大きさと、全析出物に占める粒径が10nm未満の析出物の割合を求める。

また、本発明において、組織は、圧延方向の{211}面に対する{100}面の強度比が0.7以上、かつ{211}面に対する{110}面の強度比が0.4以下であることが肝要である。なぜなら、{100}面は最も磁化され易い<100>磁化容易軸を多く含んでおり、一方{110}面は磁化され難い<110>軸を多く含む。従って、{100}面の強化比が大きいほど、磁区の自発磁化が大きくなり、一定の励磁電流に対して磁束密度が高くなる。
発明者らは、{100}の方位と{110}の方位について磁気特性に対する影響を定量化するため、{211}面に対する{100}面の強度比と、{211}面に対する{110}面の強度比とを種々変化させたサンプルについて、磁束密度Ｂ₅₀を調査した結果、前者が0.7以上、後者が0.4以下で高いＢ₅₀値となることがわかった（図１参照）。よって本発明では、{211}面に対する{100}面の強度比を0.7以上、{211}面に対する{110}面の強度比を0.4以下とする。

以下に、上記した冷間鍛造部品を製造する際の条件について説明する。すなわち、冷間鍛造部品は、上述の成分に調整した鋼素材を、1100℃以上に加熱し、仕上温度880℃以上で熱間圧延した後、加工率20％以上の冷間鍛造を施し、600℃以上700℃以下の温度域にて焼鈍を施すことによって、得られる。
加熱温度
本発明では、熱間圧延後の冷却中に析出物を微細に析出させるために、熱間圧延前の鋳片に析出している析出物を、加熱炉にて一旦固溶させる必要がある。その際、加熱温度が1100℃未満であると、Ti−Mo系炭化物等が十分に固溶しないため、加熱温度は1100℃以上とする。

仕上温度
本発明では、析出物の析出挙動がフェライト変態の進行と密接に関係しており、圧延後の冷却中に生じるフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差が小さく、フェライト変態と析出が競合する場合に、析出物がフェライト中に微細に分散析出する。フェライト変態と析出を競合させるにはフェライト変態の開始温度を下げる必要があるが、熱間圧延における仕上温度が低い場合には、圧延で導入される歪がフェライト変態の開始温度を上昇させ、析出物の微細化を阻害する。これを避けるためには、仕上温度を歪の影響が現れない高温にすれば良く、この点から仕上温度は880℃以上とする。

冷間鍛造の加工率
本発明では、{211}面に対する{100}面の強度比が0.7以上かつ、{211}面に対する{110}面の強度比が0.4以下とする必要がある。このため、熱間圧延に引き続く冷間加工と熱処理によって磁気特性に優位な集合組織を発達させ、同時に微細析出物を十分に析出させることで、高い強度と良好な磁気特性を兼備させることが重要である。

以下に、加工条件を決定するために行った実験について詳述する。
すなわち、成分組成が本発明範囲にある、Ｃ：0.072％、Si：0.07％、Mn：2.05％、Ti：0.22％、Mo：0.48％、Ｐ：0.007％、Ｓ：0.005％、Al：0.018％およびＮ：0.0020％を含み、残部が鉄および不可避的不純物になる鋼を溶製した。この鋼を1230℃に加熱後、熱間圧延を施し、長さ６ｍおよび直径70mmの棒鋼にした。その後、直径60mmおよび高さ25mmの円盤状の冷間鍛造試験片を据込み方向が圧延方向と垂直になるように切り出し、加工度を0〜80％まで変化させた据込み加工を行い、650℃で60minの焼鈍を行った。

かくして得られた冷間鍛造そして焼鈍後の試験片について、面強度比、磁気特性ならびに機械特性を測定した。
まず、面強度比は、板厚の1／2位置の中心部より25mm×25mmおよび厚み１mmを削り出し、Cu−Kα線を用いたＸ線による測定により求めた。磁気特性については、板厚中央部より、内径33mm−外径45mm、厚み３mmのリング状試験片を採取し、１次巻線100回、２次巻線100回を施し、直流の励磁電流5000A／mでの磁束密度Ｂ₅₀を測定した。機械特性については、引張試験にて評価した。

図１に、磁気測定結果におよぼす焼鈍温度の影響を示す。図１より、冷間加工率が20％以上である本発明鋼では、Ｂ₅₀が1.66Ｔ以上、YSが650MPa以上となっていた。
冷間加工率が20％未満では、磁気特性に有利な{100}集合組織の発達が不十分であり、かつ{110}集合組織が高いため、磁気特性も劣っている。また、冷間鍛造そして焼鈍による微細析出物の析出が促進されないため、降伏強度の向上が不十分である。以上のような検討の結果、冷間加工率を20％以上とした。

焼鈍温度
焼鈍温度が600℃以下では、微細析出物の析出が起こらないため降伏強度の向上が図れない。また、焼鈍温度が700℃超えでは、微細析出物が粗大化することで磁気特性が急激に低下する。このため、焼鈍温度は600℃以上700℃以下と限定する。

表1に示す成分組成の鋼を溶製し、これらを1200℃に加熱後、熱間圧延により長さ６ｍおよび直径80mmの棒鋼にした。その際、熱間圧延後の冷却速度は0.23℃／ｓで冷却した。その後、直径60mmおよび高さ25mmの円盤状の冷間鍛造試験片を据込み方向が圧延方向と垂直になるように切り出し、加工度を0〜80％まで変化させた据込み加工を行い、その後650℃で60minの焼鈍を行った。

かくして得られた冷間鍛造そして焼鈍後の試験片について、面強度比、磁気特性ならびに機械特性を上述と同様に測定した。

更に、電解研磨にて薄膜試料を作製し、前記した方法に従い透過型電子顕微鏡（TEM）観察することで析出物の粒子径を測定するとともに、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（EDX）を併用し、析出物を同定した。
上記した組織観察、引張試験および磁気測定の結果を、表２に示す。

なお、表１の組織の項において、フェライトはＦ、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態相が生成し、その体積分率が５％以上となる場合をＴと略記した。また、析出物については、平均粒子径を記載した。尚、粒子径のバラツキは、10nm未満の析出物で最大でも±１nm、それ以上の大きさの析出物で±３nmから±５nmであった。尚、組織に低温変態相が生成した場合については、緒晶粒径と析出物の粒子径の測定は割愛した。

表２は、鋼組成の影響を示したものであるが、同表から明らかなように、発明例では600MPa以上の降伏強度が得られており、磁気特性についても、磁束密度Ｂ₅₀が1.67Ｔ以上と優れている。

これに対して、鋼組成が本発明範囲を外れた比較例では、降伏強度が低く、磁気特性にも劣っている。
すなわち、No.13は、Ｃが低く、微細析出物の析出量が不足しており、降伏強度が低い。
No.14は、Ｃが高く、析出物が粗大化しており、降伏強度が低い。析出物が粗大な場合には、前述したように析出物が磁気特性に悪影響を及ぼすため、磁気特性が劣っている。
No.15−Ａは、Mnが低いためフェライト変態と析出が十分競合せず、析出物が粗大に析出する結果、強度が低く、磁気特性も低下する。
Mnの高いNo.16−Ａでは、低温変態相が生成し、微細析出物による析出強化が不足するため降伏強度が低い。また、低温変態相の生成に起因して、磁気特性が低位である。
No.17−Ａは、Tiが低いため微細析出物の析出量が不足し降伏強度が低い。一方、Tiが高いNo.18−Ａでは、析出物が粗大化しており、降伏強度が低く、磁束密度が低位である。
No.19−Ａは、Moが低いため微細析出物の析出量が不足し降伏強度が低い。一方、Moが高いNo.20−Ａでは、低温変態相が生成し、微細析出物による析出強化が不足するため降伏強度が低く、磁気特性も劣っている。Mnが高く、同じく低温変態相を生成したNo.16−Ａと同様、磁束密度が低くなっている。

次に、表３は、本発明鋼である鋼番５を種々の条件で製造した結果であるが、同表から明らかなように、発明例では650MPa以上と高い降伏強度が得られており、磁気特性についても、磁束密度Ｂ₅₀が1.67Ｔ以上と優れた値を示している。
一方、No.5−Ｄ鋼は、焼鈍温度が高いため、析出物が固溶し冷却中に第２相が析出する。その結果、低位の磁気特性しか示さない。
No.5−Ｅ鋼は、焼鈍を行わないため、焼鈍による析出が起こらず、焼鈍材に比べて強度が低くなっている。また、{100}集合組織も発達せず、磁気特性も低位である。
No.5−Ｆ鋼およびN0.5−Ｇ鋼は、冷間加工率が低いため、焼鈍後も十分に{100}集合組織が発達せず、磁気特性も低位である。
No.5−Ｍ鋼は、加熱温度が低いため、熱間圧延前の鋳片の析出物が加熱炉で十分に固溶せず、析出物が粗大化する。その結果、磁気特性が劣っている。
No.5−Ｑ鋼は、仕上温度が低く、圧延で導入される歪がフェライト変態の開始温度を上昇させ、フェライト変態と析出の競合を阻害する。その結果、析出物が粗大化し、降伏強度が低下する。また、粗大な析出物に起因して、磁気特性が劣化する。

冷間加工率と集合組織、磁気特性および機械特性との関係を示す図である。

Claims

Ｃ：0.040質量％以上0.120質量％以下、
Si：0.5質量％以下、
Mn：0.60質量％以上3.00質量％以下、
Al：0.1質量％以下、
Ti：0.03質量％以上0.35質量％以下および
Mo：0.05質量％以上0.8質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、フェライト中に粒径10nm未満の微細析出物が分散してなる組織を有し、{211}面に対する{100}面の強度比が0.7以上、かつ{211}面に対する{110}面の強度比が0.4以下であることを特徴とする冷間鍛造部品。
前記成分組成が、下記(1)式を満たすことを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造部品。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ・・・・・・(1)
前記微細析出物が、Tiおよび／またはMoの炭化物であることを特徴とする請求項１または２に記載の冷間鍛造部品。
前記成分組成として、更に
Nb：0.08質量％以下、
Ｖ：0.15質量％以下および
Ｗ：1.5質量％以下
のうちから選ばれる一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項１、２または３記載の冷間鍛造部品。
前記成分組成が、下記(2)式を満たすことを特徴とする請求項４に記載の冷間鍛造部品。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.50 ・・・・・・(2)
前記微細析出物が、TiおよびMoと、Nb、ＶおよびＷの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項４または５に記載の冷間鍛造部品。
前記成分組成として、更に
Ｓ：0.01質量％以上0.1質量％以下
を含み、かつ
Pb：0.2質量％以下、
Ca：0.005質量％以下、
Bi：0.1質量％以下および
Ｂ：0.02質量％以下
の一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の冷間鍛造部品。
Ｃ：0.040質量％以上0.120質量％以下、
Si：0.5質量％以下、
Mn：0.60質量％以上3.00質量％以下、
Al：0.1質量％以下、
Ti：0.03質量％以上0.35質量％以下および
Mo：0.05質量％以上0.8質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱し、仕上温度880℃以上で熱間圧延した後、加工率20％以上の冷間鍛造を施し、600℃以上700℃以下の温度域にて焼鈍を施すことを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法。
前記鋼素材は、下記(1)式を満たす成分組成になることを特徴とする請求項８に記載の冷間鍛造部品の製造方法。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ・・・・・・(1)
前記鋼素材は、更に
Nb：0.08質量％以下、
Ｖ：0.15質量％以下および
Ｗ：1.5質量％以下
のうちから選ばれる一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項８または９に記載の冷間鍛造部品の製造方法。
前記鋼素材は、下記(2)式を満たす成分組成になることを特徴とする請求項１０に記載の冷間鍛造部品の製造方法。
記
0.50≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)+(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.50 ・・・・・・(2)
前記鋼素材は、更に
Ｓ：0.01質量％以上0.1質量％以下
を含み、かつ
Pb：0.2質量％以下、
Ca：0.005質量％以下、
Bi：0.1質量％以下および
Ｂ：0.02質量％以下
の一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項８乃至１１のいずれかに記載の冷間鍛造部品の製造方法。