本发明涉及冷锻用时效硬化用钢。
背景技术：
作为成为汽车部件、产业机械部件和建筑机械部件等机械结构部件的坯料的结构钢，使用机械结构用碳钢和机械结构用合金钢。
为了由这些钢材制造部件，以往主要采用“热锻-切削”工序。近年来，以提高生产率为目的，有替换为“冷锻-切削”工序的意向。这样，通过采用“冷锻-切削”工序，能通过冷锻来谋求近净成形(nearnetshape)化，还能削减切削量，因此生产率提高。
但是，通常由于冷锻的加工度大，因此会产生加工载荷高、模具寿命短、部件容易发生裂纹的问题。因此，提高成为坯料的钢材的冷锻性，即减小冷锻时的载荷，抑制裂纹发生是最重要的课题。
另一方面，作为汽车部件、产业机械部件和建筑机械部件等机械结构部件，要求高的疲劳强度。为了实现高的疲劳强度，提高冷锻后的硬度是有效的。但是，如果想要通过提高作为坯料的钢材的硬度来提高冷锻后的硬度，则会使冷锻性降低。即，使坯料钢材兼具冷锻性和疲劳强度是困难的。
因此，为了解决这样的问题进行了下述工作：为提高冷锻部件的疲劳强度，在冷锻后加热至ac3以上的温度，进行淬火回火或高频淬火的热处理，使整体或表面硬化。
但是，在这样的方法中，由于热处理后的部件硬度增高，因此存在以下课题：不能避免被切削性的降低，不能获得由冷锻带来的生产率提高这一优点。
于是，有被应用于在切削加工时不将硬度提高到所需以上，而是通过切削加工后的热处理来提高硬度的用途的所谓的时效硬化用钢材。
专利文献1公开了一种涉及具有以下特征的冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材和冷锻氮化部件的技术：化学成分以质量％计含有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、以及o：0.0030％以下，余量由fe和杂质构成，满足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，组织为铁素体-珠光体组织、铁素体-贝氏体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织，并且，铁素体的面积率为70％以上，通过提取残渣分析得到的析出物中的v含量为0.10％以下，芯部硬度按维氏硬度计为220以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。
专利文献2公开了一种涉及冷加工性优异的冷镦锻用钢的技术，所述冷轧用钢的化学成分以质量％计含有c：0.06～0.50％、si：0.05％以下、mn：0.5～1.0％、v：0.10～0.60％，初析铁素体与珠光体的合计量以面积率计为90％以上，并且，所述初析铁素体量为由式子f＝100-125[c]+22.5[v]表示的f值以上的面积％，在所述初析铁素体中析出了vc。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2012/053541号
专利文献2：日本特开2000-273580号公报
技术实现要素：
专利文献1中所公开的技术，提供具有优异的冷锻性和冷锻后的被切削性的钢和钢材，并且能够使被实施了冷锻和氮化处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度。但是，对于疲劳强度没有提及，关于耐久比(疲劳强度/抗拉强度)的提高没有进行研究。
专利文献2中所公开的技术，是涉及能够以轧制态供冷加工的冷镦锻用钢的技术，提供通过在热轧中使vc析出、使固溶c减少来提高了冷锻性的钢。但是，专利文献2中记载的技术没有考虑到疲劳强度。另外，在要使强度提高的情况下，需要以调质处理为前提，在调制处理后的硬化了的状态下进行切削，不能够避免被切削性的降低。
本发明是鉴于上述现状而完成的，其目的是提供确保400mpa以上的抗拉强度、250mpa以上的疲劳强度，并且，具有高的冷锻性，且通过由冷锻带来的加工硬化、以及冷锻后的时效硬化可得到高的耐久比的冷锻用时效硬化用钢。
本发明人为解决上述课题而进行了各种研究。其结果，弄清了下述事项(a)～(d)。
(a)为得到优异的冷锻性，需要降低供锻造的坯料(钢)的硬度。通过降低坯料的硬度，能够使锻造载荷降低。另外，为了抑制冷锻时的裂纹，减少成为坯料的钢的c量是有效的。
(b)为了在时效硬化处理后得到高的疲劳强度，利用v碳氮化物、nb碳氮化物的析出硬化，另外，使显微组织以铁素体和珠光体为主体，而且减少该珠光体的面积率是有效的。时效硬化处理具有不仅提高疲劳强度，还提高耐久比(疲劳强度/抗拉强度)的作用。如果耐久比高，则能够确保所需的疲劳强度、且使抗拉强度较低，因此可得到防止切削加工性降低的效果。本发明中的高的耐久比是指为0.600以上。
(c)即使单独含有nb，在时效硬化后也不能够得到充分的耐久比提高效果，但如果同时含有nb和v，则通过复合碳氮化物析出，与单独含有nb的钢相比的情况下不用说，即使与单独含有v的钢相比也能够得到大的耐久比提高效果。
(d)即使为了发挥优异的冷锻性而减少c量，如果适当控制成为坯料的钢的化学组成，则也可得到充分的时效析出，钢的耐久比提高。
本发明是基于上述(a)～(d)的见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种冷锻用时效硬化用钢，其特征在于，化学组成以质量％计含有c：0.02～0.13％、si：0.01～0.50％、mn：0.20～0.70％、p：0.020％以下(包括0％在内)、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％、和n：0.003～0.030％，余量为fe和不可避免的杂质，固溶nb的含量(质量％)相对于上述nb的总含量为25％以上，固溶v的含量(质量％)相对于上述v的总含量为50％以上，由下述式(1)表示的fn1为0.03以上，由下述式(2)表示的fn2为13.5以下，金属组织(金相组织)以面积率计含有铁素体：85％以上、贝氏体与马氏体的合计量：5％以下(包括0％在内)。
fn1＝[nb]/[v]···(1)
fn2＝125×c-13×v-4×nb···(2)
在式(1)和式(2)中，[v]表示固溶v的质量％，[nb]表示固溶nb的质量％，c表示钢含有的c的质量％，v表示钢含有的v的质量％，nb表示钢含有的nb的质量％。
[2]根据上述[1]所述的冷锻用时效硬化用钢，其特征在于，所述化学组成还含有cu：0.20％以下、ni：0.20％以下、mo：0.20％以下之中的一种以上来代替fe的一部分。
本发明的冷锻用时效硬化用钢，冷锻性优异，并且，不进行淬火回火和高频淬火的热处理就能够通过时效硬化处理来确保高的耐久比和被切削性。而且，通过使用本发明的时效硬化用钢作为坯料，能够采用“冷锻-时效硬化处理-切削”工序，代替目前通常的“热锻-切削”工序，来制造汽车部件、产业机械部件、建筑机械部件等机械结构部件，能够使生产率提高。
附图说明
图1是表示由式(1)算出的fn1与耐久比(疲劳强度/抗拉强度)的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的冷锻用时效硬化用钢(以下也称为“钢”或“钢材”)的各必要条件进行详细说明。再者，关于以下的说明中的各元素的含量的“％”，只要不特别说明就意味着“质量％”。
首先，对化学组成进行说明。
[c：0.02～0.13％]
c是为了提高作为机械结构部件的强度所需的元素。但是，在本发明中，为了抑制冷锻时的裂纹而减少c量。如果c的含量超过0.13％则会在冷锻时发生裂纹，因此将其含量设为0.13％以下。如果c含量小于0.02％则在时效硬化处理后不能够确保400mpa以上的抗拉强度、250mpa以上的疲劳强度。因此，将c的含量设为0.02％以上。再者，c的含量优选设为0.03％以上且小于0.10％。
[si：0.01～0.50％]
si是作为熔炼时的脱氧用途所需的元素，为得到该效果而含有0.01％以上。但是，si会对铁素体进行固溶强化，因此如果si的含量超过0.50％，则使冷锻性降低。因此，将si的含量设为0.50％以下。si的含量优选设为0.05％以上且0.45％以下。
[mn：0.20～0.70％]
mn作为固溶强化元素提高最终部件的强度。如果mn的含量小于0.20％则最终部件的强度不足，如果超过0.70％则会使冷锻性降低。因此，将mn的含量设为0.20～0.70％。再者，mn的含量优选设为0.25％以上且0.65％以下。
[p：0.020％以下]
p是钢中不可避免地含有的杂质，容易在钢中偏析，成为局部的延展性降低的原因。如果p的含量超过0.020％，则局部的延展性降低变得明显。因此，将其含量限制在0.020％以下。优选其含量限制在0.018％以下。p的含量可以为0。
[s：0.005～0.020％]
s是使被切削性提高的元素。为得到被切削性提高的效果需要含有0.005％以上。如果含量超过0.020％，则会在钢中生成粗大的硫化物，成为冷锻时的裂纹发生的原因。因此，将s的含量设为0.005～0.020％。再者，s的含量优选设为0.018％以下。
[al：0.005～0.050％]
al是钢的精炼时的脱氧剂。为了得到脱氧的效果而含有0.005％以上。如果含量超过0.050％，则会在钢中生成粗大的al夹杂物，成为冷锻时的裂纹发生的原因。因此，将al的含量设为0.050％以下。再者，al的含量优选设为0.045％以下。
[cr：0.02～1.50％]
cr具有作为固溶强化元素提高锻造后的疲劳强度的效果。但是，如果其含量超过1.50％，则会过度提高坯料硬度从而冷锻性降低。因此，将cr的含量设为0.02～1.50％。再者，cr的含量优选设为0.03％以上且1.30％以下。
[v：0.02％～0.50％]
v通过在时效硬化处理时形成v与nb的复合碳氮化物，提高疲劳强度和耐久比。为了得到该效果而含有0.02％以上的v。从合金成本的观点出发，上限设为0.50％。再者，v含量优选为0.03％以上。
[nb：0.005％～0.050％]
nb通过与v同时添加，在时效硬化处理时与v复合地形成碳氮化物，提高耐久比。为了得到该效果而含有0.005％以上。从合金成本的观点出发，上限设为0.050％。再者，nb的含量优选为0.010％以上。
[n：0.003～0.030％]
n在冷锻后的时效硬化处理中与v、nb结合，作为复合碳氮化物析出，由此使耐久比提高。为了得到该效果而含有0.003％以上。但是，如果过量地含有则会成为冷锻性降低的原因，因此将其含量设为0.030％以下。再者，n的含量优选设为0.025％以下。
本发明的冷锻用时效硬化用钢，是具有除了上述元素以外，余量包含fe和不可避免的杂质的化学组成的钢。不可避免的杂质是指在工业性制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的杂质。
本发明的冷锻用时效硬化用钢的化学组成，也可以除了上述元素以外，还含有cu、ni、mo之中的一种以上的元素来代替fe的一部分。
以下，对于作为任意的元素的cu、ni和mo的作用效果、和含量的限定理由进行说明。
[cu：0.20％以下]
cu具有提高钢的疲劳强度的效果，因此可以含有0.20％以下。如果超过0.20％，则冷锻性降低。从确保冷锻性的观点出发，在含有的情况下cu的量优选设为0.15％以下。
[ni：0.20％以下]
ni具有提高钢的疲劳强度的效果，因此可以含有0.20％以下。如果超过0.20％，则冷锻性降低。从确保冷锻性的观点出发，在含有的情况下ni的量优选设为0.15％以下。
[mo：0.20％以下]
mo具有提高钢的疲劳强度的效果，因此可以含有0.20％以下。如果超过0.20％，则冷锻性降低。从确保冷锻性的观点出发，在含有的情况下mo的量优选设为0.15％以下。
固溶nb的含量(质量％)相对于上述nb的总含量需要为25％以上，固溶v的含量(质量％)相对于上述v的总含量需要为50％以上。
固溶v量是钢中所含有的v之中的、没有作为碳氮化物析出的v的质量％，固溶nb量是钢材中所含有的nb之中的、没有作为碳氮化物析出的nb的质量％。
如上所述，通过向钢中同时添加nb和v，能够在时效硬化处理时与v复合地形成碳氮化物，提高耐久比。为了在时效硬化处理时与v复合地形成碳氮化物，需要在时效硬化处理前的钢中存在适当量的固溶nb、固溶v。
具体而言，关于本发明的冷锻用时效硬化用钢的成分，由式(1)定义的fn1必须为0.03以上。这是为了在时效硬化处理时，得到用于提高耐久比的适当量的nb与v的复合碳氮化物。再者，fn1的上限值不特别限定，但可以设为0.90以下。
fn1＝[nb]/[v]···(1)
其中，[v]表示固溶v的质量％，[nb]表示固溶nb的质量％。
固溶v量、固溶nb量，通过例如以下的提取残渣分析法求出。
从成形为圆棒的时效硬化用钢的半径×0.5的位置切取10mm×10mm×10mm的试样，作为提取残渣分析用试样。将该试样在10％aa系溶液(将四甲基氯化铵、乙酰丙酮、甲醇以1:10:100混合而成的溶液)中进行恒流电解。
此时，为了除去表面的附着物，首先在电流：1000ma、时间：28分钟的条件下进行预电解之后，将试样表面的附着物在酒精中进行超声波清洗从而从试样除去，测定除去了附着物的试样的质量，作为接下来进行的电解之前的试样的质量。
接着，在电流：173ma、时间：142分钟、室温的条件下对试样进行电解。将进行了电解的试样取出，将试样表面的附着物(残渣)在酒精中进行超声波清洗从而从试样除去。然后，将电解后的溶液和在超声波清洗中使用过的溶液用网眼尺寸为0.2μm的过滤器吸滤从而采集残渣。测定除去了附着物(残渣)的试样的质量，根据电解前后的试样的质量的测定值之差求出“被电解了的试样的质量”。
将在上述的过滤器上采集的残渣移至皿(schale)中使其干燥，测定质量之后，根据jisg1258标准，利用icp发射光谱分析装置(高频电感耦合等离子体发射光谱分析装置)进行分析，求出“残渣中的v和nb的质量”。
然后，如上述那样求出的“残渣中的v和nb的质量”除以“被电解了的试样的质量”，所得到的值以百分率表示，该以百分率表示的值为“通过提取残渣分析得到的固溶v量和固溶nb量”。
对与fn1相关的上述式(1)的导出的根据进行说明。
本发明人对于含有c：0.02～0.13％、si：0.01～0.50％、mn：0.20～0.70％、p：0.020％以下(包括0％在内)、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％、和n：0.003～0.030％，余量为fe和不可避免的杂质的钢，实施在a3点以下保持30分钟～60分钟的试验，制作了具有各种的固溶v量和固溶nb量的供试钢。然后，采用上述的方法测定固溶v量和固溶nb量，并且，对上述供试钢实施拉伸试验(根据jisz2241标准)、小野式旋转弯曲试验(根据jisz2274标准)，求出了耐久比。
由所得到的结果求出供试钢的固溶nb量相对于固溶v量的比例，将调查其与耐久比的关系所得到的结果示于图1。
由图1明确可知，通过将供试钢的固溶nb量相对于固溶v量的比例设为0.03以上，能够使耐久比为0.60以上。如果由式(1)定义的fn1的值小于0.03，则没有析出复合碳氮化物，因此得不到耐久比提高的效果。因此，将fn1的值限定为0.03以上。
本发明的冷锻用时效硬化用钢的显微组织是以铁素体与珠光体的混合组织为主体的，并且，铁素体的面积率为85％以上。珠光体的面积率可以较小，可以为0。再者，作为铁素体和珠光体以外的组织(其余的组织)，有时生成贝氏体和/或马氏体，但在这样的情况下，贝氏体和马氏体的合计的面积率需要限制在5％以下。
另外，关于本发明的冷锻用时效硬化用钢，由式(2)定义的fn2必须为13.5以下。再者，fn2值越低越好，其下限值不特别限定，但从各元素的含量的上下限值来看，成为0.80以上。
fn2＝125×c-13×v-4×nb···(2)
其中，c表示钢含有的c的质量％，v表示钢含有的v的质量％，nb表示钢含有的nb的质量％。
对与fn2相关的上述式(2)的导出的根据进行说明。
为了提高耐久比，需要将铁素体的面积率设为85％以上。而且，强化铁素体是很重要的。v和nb是在时效硬化处理中析出碳氮化物来强化铁素体的元素。如果由式(2)定义的fn2的值为13.6以上，则铁素体不能够被充分强化。另外，有时铁素体面积率没有达到85％以上。因此，不能够得到0.60以上的耐久比。因此，为了得到本发明中需求的耐久比，将fn2设为13.5以下。
贝氏体组织和马氏体组织与铁素体-珠光体组织相比，是冷变形能力差的组织，成为冷锻时的裂纹发生的原因。因此，贝氏体组织和马氏体组织合计的面积率必须限制在5％以下。从抑制冷锻时的裂纹的观点出发，关于贝氏体组织、马氏体组织，其生成量也可以为0。
接着，对本发明的冷锻用时效硬化用钢的制造方法进行说明。
为了得到本发明的冷锻用时效硬化用钢，例如，将具有上述的化学组成的铸坯或钢坯作为被轧制材料，通过热轧来进行轧制，并且，在结束了最终轧制工序中的轧制之后，冷却到室温即可。
获得铸坯或钢坯的方法不特别限定，采用常规方法即可。关于热轧，为了得到由式(1)规定的fn1值([nb]/[v])，需要将最终轧制工序中的轧制温度设为900℃以上来实施。
另外，在热轧结束后冷却到室温时，为了得到上述规定的显微组织，需要采用冷却速度不为会生成马氏体、贝氏体那样的大的冷却速度的方法、例如放冷等来实施。更具体而言，需要将平均冷却速度设为0.6℃/s以下。
＜关于时效硬化处理＞
本发明的时效硬化用钢，例如可以用于制造机械结构部件。在制造机械结构部件时，对本发明的时效硬化用钢依次实施冷锻、时效硬化处理，然后供给到切削等的加工工序。
为了尽可能抑制继冷锻后的时效硬化处理后的硬化，并且得到具有高的疲劳强度的部件，只要在实施用于得到期望的部件形状的冷锻之后，在例如200℃～ac3点的温度区域实施30分钟以上的再加热(时效硬化处理)即可。
如果加热温度低于200℃，则不会发生碳氮化物的析出，因此有可能得不到高的耐久比。另外，如果超过ac3点而进行加热，则不仅由于析出物的粗大化而得不到高的耐久比，还会相变为奥氏体，因此不能够避免热处理应变。
如果加热时间小于30分钟，则不会发生碳氮化物的析出，有可能得不到高的耐久比。另外，即使加热时间变长也得到同样的效果，但如果过长则会提高制造成本，因此优选为180分钟以下。
再者，ac3点可以由下式算出。
ac3(℃)＝-230.5×c+31.6×si-20.4×mn-39.8×cu-18.1×ni-14.8×cr+16.8×mo+912
式中的元素符号表示钢中的元素的含量(质量％)。
以上，对本发明涉及的时效硬化用钢进行了说明。对于本发明的时效硬化用钢的形状没有特别的限制，对于钢板、钢管、钢条(型钢、棒钢、线材、钢轨等)等的任何的形状都可以应用。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。以下的实施例具体地表示本发明的一个例子，本发明并不被在以下的实施例中采用的条件限定。再者，在表中，带有下划线的值表示该值在本发明的范围以外。
通过真空熔炼将具有表1所示的化学组成的钢a～p炼制成150kg的锭，加热至1200℃之后，终锻温度设为1000℃而锻造成形(热锻)为φ42的圆棒，在大气中冷却。再者，后述的试验号码17，加热到1050℃开始锻造，终锻温度设为780℃。
上述的钢a～p之中，钢a～j是化学组成在本发明所规定的范围内的钢。另一方面，钢k～p是化学组成在本发明规定的范围之外的比较例的钢。
表2示出了热锻后的钢的硬度、组织、固溶v量、固溶nb量、fn1、fn2。表2的“显微组织”中的“f”表示铁素体，“p”表示珠光体，“b”表示贝氏体，“m”表示马氏体。另外，表2中的“b、m面积率”表示贝氏体和马氏体的合计的面积率。
从所述的圆棒锻造材料切取φ14×21mm(φ表示直径，以下相同)的圆柱状试样，通过冷轧进行压缩试验，实施了冷锻性评价。
评价项目是：加工率((1-加工后高度/加工前高度)×100)为70％时有无发生裂纹(70％加工时的裂纹)、以及加工率为50％时的锻造载荷(50％加工时的载荷(吨))。关于裂纹，使用5倍的放大镜观察，在5个试样中观察不到长度为0.5mm以上的裂纹的情况下，判定为无裂纹。关于锻造载荷，将20吨以下判定为充分低、良好。
而且，将上述的φ42mm圆棒锻造材料为了观察其横截面而埋入树脂中之后进行研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，来观察显微组织，并且，以9.8n的载荷测定了维氏硬度。显微组织观察、维氏硬度测定都是在圆棒锻造材料的中心附近实施的。关于维氏硬度，将3点平均值作为测定值。
接着，将上述的圆棒锻造材料剥皮加工成φ36mm后，实施模拟了75％的冷锻的拉拔为φ18mm的加工，加热至600℃保持60分钟(时效硬化处理)后，在大气中冷却，制取拉伸试验的试样、小野式旋转弯曲试样，供各试验用。
进而，从上述的φ42mm圆棒锻造材料切取10mm3的提取残渣试样，采用上述的提取残渣分析法测定了固溶v量、固溶nb量。
表3示出使用了钢材a～q的试验号码1～17的冷锻性评价中的加工率为70％时的裂纹有无、加工率为50％时的锻造载荷、拉伸为φ18mm后在600℃下保持60分钟后的抗拉强度、疲劳强度、耐久比(疲劳强度/抗拉强度)。关于耐久比，在为0.600以上的情况下判定为良好，关于抗拉强度，在为400mpa以上的情况下判定为良好，关于疲劳强度，在为250mpa以上的情况下判定为良好。表3中的下划线意味着没有判定为良好。
再者，将耐久比、疲劳强度、50％加工时的锻造载荷全都良好的试样判定为“冷锻性×疲劳强度”良好，评价为能够获得本发明的效果。
根据表3，在满足本发明所规定的化学组成和显微组织的条件的试验号码1～10的棒钢的情况下，“冷锻性×疲劳强度”的评价为“○”，即，在作为目标的70％加工中没有裂纹，在50％加工中锻造载荷为20吨以下，得到了所期望的冷锻性。而且，通过锻造后的时效硬化处理，耐久比变为0.60以上，抑制了硬度，得到了高的疲劳强度。
与此相对，在没有满足本发明所规定的化学组成和显微组织的条件中的至少任一条件的试验号码11～17的棒钢的情况下，“冷锻性×疲劳强度”的评价为“×”，没有得到所期望的冷锻性或疲劳强度。
在试验号码11的情况下，c的含量超过了本发明所规定的范围，因此冷锻时的载荷高，还确认到裂纹，没有得到需求的冷锻性。另外，铁素体的面积率低，而且fn2的值大于本发明所规定的值，因此没有得到需求的耐久比。
在试验号码12的情况下，c的含量低于本发明所规定的范围，因此虽然满足冷锻时的锻造性，但是时效硬化处理后的抗拉强度、疲劳强度低，没有得到需求的性能。
在试验号码13的情况下，没有添加v，因此铁素体没有被强化，另外，铁素体的面积率低，而且，fn2的值大于本发明所规定的值，因此没有得到需求的性能。
在试验号码14的情况下，v的添加量低于本发明所规定的范围，因此铁素体没有被充分强化，另外，铁素体的面积率低，而且，fn2的值超过本发明所规定的值，因此没有得到需求的耐久比。
在试验号码15的情况下，没有添加nb，因此铁素体没有被强化，没有得到需求的耐久比。
在试验号码16的情况下，nb的添加量低于本发明所规定的范围，因此铁素体没有被充分强化，另外，fn1的值大于本发明所规定的值，因此没有得到需求的耐久比。
在试验号码17的情况下，固溶nb的含量和固溶v的含量低于本发明所规定的值，因此铁素体没有被充分强化，没有得到需求的耐久比。
产业上的可利用性
本发明的冷锻用时效硬化用钢，能够确保高的疲劳强度，冷锻性优异，因此能够对目前通过“热锻-切削”工序制造出的汽车用部件、产业机械用部件、建筑机械用部件等机械结构部件的近净成形化作出贡献。