JP2001303172A

JP2001303172A - 浸炭時に異常組織を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼とその製造方法

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Publication number: JP2001303172A
Application number: JP2000116603A
Authority: JP
Inventors: Tatsuro Ochi; 達朗越智; Manabu Kubota; 学久保田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-04-18
Filing date: 2000-04-18
Publication date: 2001-10-31
Anticipated expiration: 2020-04-18
Also published as: JP3764627B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】冷間鍛造時には冷間加工性に優れ、浸炭時に
粗大粒の発生と表面から深さ０．２〜０．７ｍｍに生成
する不完全焼入れ組織の生成を防止することができる肌
焼きボロン鋼とその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１
〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｃｒ：０．７
〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．
００２〜０．００６％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、Ｐ：０．０
２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｖ：０．０１％以
下、Ｍｇ：０．０３％以下、Ｎ：０．００５％以下、
Ｏ：０．００２％以下に各々制限した鋼。上記の鋼を、
加熱温度を１１５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８
４０〜１０００℃、熱間圧延に引き続いて８００〜５０
０℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷するこ
とを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、浸炭時に異常組織
を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼とその製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】歯車、シャフト、ＣＶＪ部品は、通常、
例えばＪＩＳＧ４０５２、ＪＩＳＧ４１０４、Ｊ
ＩＳＧ４１０５、ＪＩＳＧ４１０６などに規定
されている中炭素の機械構造用合金鋼を使用し、冷間鍛
造（転造も含む）−切削により所定の形状に加工された
後、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。冷間鍛造
は、製品の表面肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて
製造コストが低く、歩留まりも良好であるため、従来は
熱間鍛造で製造されていた部品を、冷間鍛造へ切り替え
る傾向が強くなっており、冷鍛−浸炭工程で製造される
浸炭部品の対象は近年顕著に増加している。ここで、熱
間鍛造から冷間鍛造への切り替えに際しては、鋼材の冷
間変形抵抗の低減と限界圧縮率の向上が重要な課題であ
る。これは、前者は、鍛造工具の寿命を確保するためで
あり、後者は冷間鍛造時の鋼材の割れを防止するためで
ある。このような冷間鍛造に適した鋼材としてボロン鋼
がある。しかしながら、ボロン鋼は浸炭時に以下に述べ
るような２種類の異常組織を生成するために、浸炭用と
してはほとんど普及していない。ボロン鋼において浸炭
時に生成する異常組織は、粗大粒と表面から約０．
２〜０．７ｍｍの深さに生成する不完全焼入れ組織の２
種類である。粗大粒が発生した部品では、浸炭焼入れ後
に熱処理歪みを発生し、例えば、歯車やシャフト部品で
はこの浸炭歪みが大きければ、騒音や振動の原因とな
る。また、０．２〜０．７ｍｍの深さに生成する不完全
焼入れ組織は、通常黒色組織を呈するが、この不完全焼
入れ組織が生成すると、強度低下の原因となる。肌焼き
ボロン鋼に関して、後者の不完全焼入れ組織を防止する
ための技術の提案例はこれまでにない。肌焼きボロン鋼
の浸炭加熱時の粗大粒の発生を防止するための技術はい
くつか提案されている。

【０００３】例えば、特開昭６１−２１７５５３公報に
は、ＴｉとＮの量を０．０２＜Ｔｉ−３．４２Ｎとする
ことによってＴｉＣを生成し、結晶粒界をピン止めする
ことを目的としている。しかしながら、該鋼の粗大粒抑
制の能力は不安定であり、鋼材の製造工程によっては、
浸炭時の粗大粒の発生を抑制できないのが現実である。
また、該鋼はＮ量に対して多量のＴｉを添加するため
に、多量のＴｉＣが生成し、そのために鋼材の製造時に
割れやキズが発生しやすく、また素材の状態で硬くて冷
間加工性が良くない等の欠点を有している。また、上記
の深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織
を防止するための技術については全く言及されていな
い。

【０００４】また、特開昭６３−１０３０５２公報に
は、Ｓｉ、Ｍｎ量を低減し、Ｎ量：０．００８％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０を含んだ冷間鍛造用肌焼鋼が
示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒抑
制の能力は不安定であり、鋼材の製造工程によっては、
粗大粒の発生を抑制できる場合もあればできない場合も
あり、浸炭時の粗大粒の発生を確実には抑制できないの
が現実である。また、該鋼はその実施例から明らかな通
り、１鋼種を除いて、そのＮ量は０．００５〜０．００
８の範囲であり、このレベルのＮ量でも後ほど述べるよ
うに結晶粒粗大化特性には悪影響を及ぼす。また、該発
明の実施例の１鋼種はＮ量が０．００２％と低Ｎである
が、Ｎｂが０．０５％と多量添加されており、多量のＮ
ｂＣが生成し、そのために素材の状態で硬くて冷間加工
性が良くないものと考えられる。また、上記の深さ０．
２〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織を防止する
ための技術については全く言及されていない。

【０００５】また、特開平９−７８１８４公報には、特
定量のＡｌ、Ｎｂ、Ｎを含有した鋼において、熱間圧延
または熱間鍛造後の素材に存在するＮｂの析出物または
ＮｂとＡｌの複合組成からなる析出物の数が５個／１０
μｍ²以上である冷間加工性および結晶粒の粗大化特性
に優れた肌焼鋼が示されている。しかしながら、該鋼も
やはり、粗大粒抑制の能力は不安定であり、鋼材の製造
工程によっては、浸炭時の粗大粒の発生を抑制できない
のが現実である。これは、該鋼はその実施例から明らか
な通り、そのＮ量は０．００６〜０．０１０の範囲と高
いレベルであり、後ほど述べるようにＮの多量添加は、
結晶粒粗大化特性には悪影響を及ぼすためと考えられ
る。また、熱間圧延または熱間鍛造後の素材にＮｂとＡ
ｌの複合組成からなる析出物が存在するとしているが、
これは熱間圧延または熱間鍛造の加熱時にＡｌの析出物
が未固溶であることを意味し、このことも粗大粒抑制の
能力が不安定である原因の一つと考えられる。また、上
記の深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組
織を防止するための技術については全く言及されていな
い。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】上記のような開示され
た方法では、浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安
定的に抑制することができず、また一部については冷間
加工性も不十分である。さらに、表面から深さ０．２〜
０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織を防止するため
の技術については全く解決されていない。本発明はこの
ような問題を解決して、冷間加工性に優れ、かつ浸炭時
に粗大粒の発生と表面から深さ０．２〜０．７ｍｍに生
成する不完全焼入れ組織の生成を防止できる肌焼鋼とそ
の製造方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、肌焼きボ
ロン鋼において、浸炭時に粗大粒の発生防止および表面
から深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組
織の生成を防止する技術について鋭意調査し、次の点を
明らかにした。

【０００８】（１）表面から深さ０．２〜０．７ｍｍ
に生成する不完全焼入れ組織は一種の下部ベイナイト状
組織であり、これが生成するのは次の機構によることを
明らかにした。浸炭時に、表面から炭素と同時に窒素が
侵入し、硬化層ではオーステナイトが微細化する。その
ためＢＮが生成するので固溶Ｂが減少し、同時にオース
テナイト粒が微細化するため、硬化層ではＢの焼入れ性
への寄与が小さくなる。最表面ではＣ量が約０．８％に
対して、表面から０．２〜０．７ｍｍの深さではＣ量が
０．４〜０．６％程度であり、最表面と比較して炭素量
が低い分、表面から深さ０．２〜０．７ｍｍの位置では
焼入れ性も低くなり、また冷却速度も遅い。そのため、
表面から深さ０．２〜０．７ｍｍの位置で一種の下部ベ
イナイト状組織である不完全焼入れ組織が生成する。こ
の時の不完全焼入れ組織変態の変態核は、各種の酸化物
またはさらにＭｎＳとＶ（ＣＮ）の複合析出物である。
酸化物としては、Ｍｇ系の酸化物が特に有害である。

【０００９】（２）上記の深さ０．２〜０．７ｍｍに
生成する不完全焼入れ組織の生成を防止するためには、
次の対策が有効であることを新規に見出した。

【００１０】酸素、Ｍｇ、Ｓ、Ｎ、Ｖを低減し、不完
全焼入れ組織変態の変態核となる各種の酸化物、ＭｎＳ
とＶ（ＣＮ）の複合析出物を低減する。

【００１１】焼入れ性向上のためのＢの適正添加量
は、一般のボロン鋼では通常０．００１％前後である
が、本発明鋼では硬化層でのＢＮ形成にともなう固溶ボ
ロンの減少を補うために、０．００２％以上に多量添加
する。さらに、侵入してくるＮを固定するために、Ｔｉ
を多量添加する。

【００１２】表面から０．２〜０．７ｍｍの深さで固
溶ボロンの減少にともなう焼入れ性の低下を補償するた
めに、酸化物を生成しにくい（上記の不完全焼入れ組織
の変態核となりにくい）ＣｒとＭｏを必須元素として添
加する。Ｍｏは、固溶ボロン減少によるボロンの粒界偏
析低減をＭｏの粒界偏析が代替する効果を有するため
に、Ｍｏの微量添加は特に有効である。

【００１３】オーステナイト粒が細粒ほど、焼入れ性
に及ぼす固溶ボロン量の減少の影響が顕著になるため
に、オーステナイト粒が過度に細粒にならないようにす
ることが重要であり、そのためには、前組織に実質的に
ベイナイト組織を含まないこと、フェライト組織を粒度
番号で１１番以下にすることが必要である。

【００１４】（３）次に、浸炭異常組織防止のもう一
つの課題である粗大粒を防止するためには、ＴｉＮでは
なくＴｉＣを主体とするＴｉの炭窒化物、またはさらに
ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を浸炭時に微細析出
させることが有効である。

【００１５】（４）ＴｉＣを主体とするＴｉの炭窒化
物、またはさらにＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を
浸炭時に微細析出させる方法として新規に以下の方法を
発見した。

【００１６】ＴｉＣを主体とするＴｉの炭窒化物、ま
たはさらにＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物をピン止
め粒子として活用するためには、浸炭焼入れ時にこれら
の析出物を多量微細分散する必要がある。そのために
は、棒鋼または線材を熱間加工する場合の圧延加熱時に
ＴｉＣおよびＮｂＣの析出物を一旦溶体化する必要があ
る。Ｎ量が高くて、圧延加熱時にＴｉＮが多量に残存す
ると、ＮｂＣおよびＴｉＣはＴｉＮと複合析出物を形成
し、溶体化が困難となる。また、熱間圧延後の冷却過程
で、粗大なＴｉＮ上にＮｂＣおよびＴｉＣが析出し、Ｎ
ｂＣおよびＴｉＣの微細分散が妨げられる。そのため、
Ｎ量をできるだけ低減することが必要である。また、圧
延加熱時に粗大なＡｌＮやＡｌ₂Ｏ₃等の酸化物が存在す
ると、上記のＴｉＮと同じ悪影響を及ぼす。そのため、
ＡｌＮも圧延加熱時に溶体化しておく必要がある。ここ
で、ＡｌＮは圧延加熱時に溶体化しておけば、棒鋼、線
材の熱間圧延−冷却過程でＡｌＮの析出はほとんど起こ
らない。そのため、熱間加工後のＡｌＮの析出量を規制
することにより、圧延加熱時のＡｌＮの溶体化状況の確
認が可能である。

【００１７】なお、ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化でき
る条件で加熱を行えば、ＮｂＣおよびＴｉＣの析出物を
一旦溶体化することが可能である。そのため、熱間加工
後のＡｌＮの析出量を規制することにより、圧延加熱時
にＮｂＣおよびＴｉＣの析出物を一旦溶体化できたこと
の確認が可能である。

【００１８】さらに、ＴｉＣを主体とするＴｉの炭窒
化物、またはさらにＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物
のピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間加工後
のマトリックス中に一定量以上のＴｉＣまたはさらにＮ
ｂＣを微細析出させておくことが必要である。そのため
には、熱間加工時の冷却過程でオーステナイトからの拡
散変態時に相界面析出させる必要がある。もし熱間加工
ままの組織にベイナイトが生成すると、上記のＴｉＣ、
ＮｂＣの相界面析出が困難になるために、ベイナイトを
実質的に含まない組織とすることが必須であり、同時
に、相界面析出により、析出硬化させて、熱間加工まま
でＴｉまたはさらにＮｂの添加量に応じた所定の硬さを
得ることが必須の要件である。

【００１９】さらに、粗大粒の発生特性は、熱間加工
後の鋼材の熱間圧延方向に平行な断面で認められるフェ
ライトバンドと呼ばれる縞状組織の程度に依存する。こ
こで、フェライトバンドの程度は、昭和４５年社団法人
日本金属学会発行「日本金属学会誌第３４巻第９号第９
６１頁」において１〜７の７段階に評点化されている
（図１）。すなわち、上記の日本金属学会誌第３４巻第
９号の第９５７頁〜９６２頁には、標題の通り「フェラ
イト縞状組織に及ぼすオーステナイト結晶粒度と鍛造比
の影響について」が記載されており、第９６１頁左欄第
７〜８行には「縞状組織の程度を数量的に表示するため
に、Ｐｈｏｔｏ．４の基準写真を作成した。」と記載さ
れており、同頁の「Ｐｈｏｔｏ．４Ｃｌａｓｓｉｆｉ
ｃａｔｉｏｎｓｏｆｆｅｒｒｉｔｅｂａｎｄｓ
（×５０×２／３×５／６）」には１〜７の基準写真が
掲載されている。該評点では、評点の番号が小さいほど
フェライトバンドが軽微であり、評点の番号が大きいほ
どフェライトバンドが顕著であることを示している。粗
大粒を抑制するためには、熱間圧延方向に平行な断面の
組織の、上記の日本金属学会誌第３４巻第９６１頁で定
義されたフェライトバンドの評点が１〜５であることが
必要である。これは、フェライトバンドの評点が６以上
のように、フェライトバンドが顕著であると、パーライ
ト組織が連続的につながるために、浸炭加熱時にフェラ
イト・パーライト組織からオーステナイト組織に逆変態
した際に混粒を生じ、粗大粒発生の原因となるためであ
る。

【００２０】（５）上記を実現するための方法とし
て、次の点を明らかにした。

【００２１】熱間加工後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析
出量を極力制限するためには、圧延加熱温度を高温にす
る必要がある。

【００２２】熱間加工後の鋼材のベイナイト組織量の
制限、およびフェライトバンドの程度を軽減するために
は、圧延後の仕上げ温度・冷却条件を最適化する必要が
ある。

【００２３】また熱間加工後の鋼材に一定量以上のＴ
ｉＣを主体とするＴｉの炭窒化物、またはさらにＮｂＣ
を主体とするＮｂの炭窒化物をあらかじめ微細析出させ
るためには、圧延加熱温度を高温にしてこれらの析出物
を一旦溶体化し、熱間圧延後にこれらの析出物の析出温
度域を徐冷することにより、多量微細分散することがで
きる。

【００２４】本発明は以上の新規なる知見にもとづいて
完成したものである。

【００２５】すなわち、本発明の請求項１〜３の発明
は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１
〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｃｒ：０．７
〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０
０２〜０．００６％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、さらに必要に応じ
て、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．
０２５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０
％を含む）、Ｖ：０．０１％以下（０％を含む）、Ｍ
ｇ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００５％
以下（０％を含む）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含
む）に各々制限し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、フェ
ライト結晶粒度番号が８〜１１番であり、ベイナイトの
組織分率が１０％以下であり、かつ硬さ指数Ｈを下記式
で定義すると、硬さがＨＶでＨ−２０〜Ｈ＋３０であ
り、さらに必要に応じて、熱間圧延方向に平行な断面の
組織のフェライトバンドの評点が１〜５であることを特
徴とする浸炭時に異常組織を生成しない冷間鍛造用肌焼
ボロン鋼を用いることである。Ｈ＝２７３．５Ｃ％＋３９．１Ｓｉ％＋５４．７Ｍｎ％
＋３０．４Ｃｒ％＋１３６．７Ｍｏ％＋７０８Ｔｉ％＋
５９９Ｎｂ％

【００２６】本発明の請求項４〜５の発明は、上記の鋼
を製造するに際して、加熱温度を１１５０℃以上、熱間
圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃、熱間圧延に引
き続いて８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の
冷却速度で徐冷する条件により線材または棒鋼に熱間加
工することを特徴とする浸炭時に異常組織を生成しない
冷間鍛造用肌焼ボロン鋼の製造方法を用いることであ
り、さらに必要に応じて、熱間圧延方向に平行な断面の
組織のフェライトバンドの評点が１〜５になるようにす
る上記製造方法である。

【００２７】本発明の鋼と製造方法を用いることによ
り、ボロン鋼において、冷間鍛造時には冷間加工性に優
れ、かつ浸炭時に粗大粒の発生と表面から深さ０．２〜
０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織の生成を防止で
きる。

【００２８】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。

【００２９】まず、成分の限定理由について説明する。

【００３０】Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元
素であるが、０．１％未満では必要な引張強さを確保す
ることができず、０．３％を超えると硬くなって冷間加
工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化する
ので、０．１〜０．３％の範囲内にする必要がある。

【００３１】Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗
を向上するのに有効な元素であるが、０．０１％未満で
はその効果は不十分である。一方、０．１５％を超える
と、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理
由から、その含有量を０．０１〜０．１５％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．０２〜０．１％であ
る。

【００３２】Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素
であるが、０．２％未満では効果は不十分であり、０．
８％を超えると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する
ので、０．２％〜０．８％の範囲内にする必要がある。
好適範囲は０．３〜０．６％である。

【００３３】Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素である。浸炭時に表面から酸素が侵入するた
め、通常、焼入れ性を確保するために添加した元素が酸
化されて、焼入れ性への寄与が目減りするが、ＣｒはＭ
ｎに比較して酸化しにくいために、硬化層の深さ０．２
〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織の生成防止に
有効である。このような焼入れ性向上の効果は、０．７
％未満の添加では不十分であり、１．５％を超えて添加
すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の
理由から、その含有量を０．７〜１．５％の範囲内にす
る必要がある。好適範囲は０．８〜１．３％である。

【００３４】Ｍｏも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素である。ＭｏもＣｒと同様に浸炭時に侵入して
くる酸素に酸化されにくい元素であり、表面から深さ
０．２〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織の生成
防止に有効である。特にＭｏは、Ｂと類似して粒界偏析
により焼入れ性増加を図る効果もあり、固溶ボロン減少
によるボロンの粒界偏析低減をＭｏの粒界偏析が代替す
る効果を有するために、Ｍｏは極微量添加でも、深さ
０．２〜０．７ｍｍでの不完全焼入れ組織の生成防止に
有効である。このような効果は、０．００５％未満の添
加では不十分であり、０．３％を超えて添加すると硬さ
の上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、
その含有量を０．００５〜０．３％の範囲内にする必要
がある。好適範囲は０．００５〜０．２％である。

【００３５】Ｂは次の３点を狙いとして添加する。棒
鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭
化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増
加させ、圧延ままでの軟質化を促進する。浸炭焼入れ
に際して、鋼に焼入れ性を付与する。浸炭材の粒界強
度を向上させることにより、浸炭部品としての疲労強度
・衝撃強度を向上させる。ここで、との効果は鋼中
で固溶ボロンの形態で存在することが必須であるが、浸
炭時に表面から窒素が侵入するためにオーステナイト粒
が微細になり、かつＢＮを生成し固溶ボロンが目減りす
る。そのため、焼入れ性へのボロンの寄与が小さくな
り、深さ０．２〜０．７ｍｍに不完全焼入れ組織が生成
しやすくなる。

【００３６】図２は、９４０℃×４時間浸炭材の深さ
０．４５ｍｍでの不完全焼入れ組織分率に及ぼす添加Ｂ
量の影響を示す。不完全焼入れ組織は０．００２％以上
のＢ添加で１０％以下になる。このように、０．００２
％未満の添加では、上記の効果は不十分である。一方、
Ｂを多量添加しても上記の効果は飽和し、かえって延性
の劣化等の悪影響が出てくる。特に０．００６％を超え
るとそのような悪影響が顕著になる。以上の理由から、
その含有量を０．００２〜０．００６％の範囲内にする
必要がある。好適範囲は０．００２５〜０．００４％で
ある。

【００３７】Ａｌは脱酸剤として添加する。０．０１５
％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０５％
を超えると、ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化しないで残存
し、ＴｉやＮｂの析出物の析出サイトとなり、これらの
析出物の微細分散を阻害し、浸炭時の結晶粒の粗大化を
助長する。以上の理由から、その含有量を０．０１５〜
０．０５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．
０２５〜０．０４％である。

【００３８】Ｔｉは鋼中でＮと結合してＴｉＮを生成す
るが、これによる固溶Ｎの固定によるＢＮの析出防止、
つまり固溶Ｂの確保を目的として添加する。さらに、Ｔ
ｉＮを生成した残りのＴｉについては、鋼中で微細なＴ
ｉＣを生成させ、これにより浸炭時のγ粒の微細化を図
るために添加する。Ｔｉはこのような二つの目的で添加
するが、しかしながら、０．０１％未満ではその効果は
不十分である。一方、Ｔｉを０．１％を超えて添加する
と、ＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性が
顕著に劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０
１〜０．１％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、
０．０２〜０．０５％である。

【００３９】次に、本発明では必要に応じて、Ｎｂを含
有する。ＮｂはＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）を形成し、浸
炭加熱の際に結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。
０．００２％未満ではその効果は不十分である。一方、
０．０５％を超えると、素材の硬さが硬くなって冷間鍛
造性が劣化するとともに、棒鋼・線材圧延加熱時の溶体
化が困難になる。以上の理由から、その含有量を０．０
０２〜０．０５％の範囲内にする必要がある。好適範囲
は、０．００５〜０．０３％である。

【００４０】Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させるこ
とによって、疲労強度を劣化させるのでできるだけ低減
することが望ましい。従ってその含有量を０．０２５％
以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以
下である。

【００４１】Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、浸炭時に深さ
０．２〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織の変態
核となり、この異常組織の生成を促進する。

【００４２】図３は、９４０℃×４時間浸炭材の深さ
０．４５ｍｍでの不完全焼入れ組織分率に及ぼすＳ量の
影響を示す。不完全焼入れ組織はＳ量を０．０２％以下
にすることにより１０％以下になる。つまり、上記のよ
うなＳの悪影響は、Ｓ量が０．０２％を超えると特に顕
著になるので、その含有量を０．０２％以下にする必要
がある。好適範囲は０．０１５％以下である。

【００４３】Ｖは鋼中でＶ（ＣＮ）を形成し、ＭｎＳと
同様に、浸炭時に深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する不
完全焼入れ組織の変態核となり、この異常組織の生成を
促進する。

【００４４】図４は、９４０℃×４時間浸炭材の深さ
０．４５ｍｍでの不完全焼入れ組織分率に及ぼすＶ量の
影響を示す。不完全焼入れ組織はＶ量を０．０１％以下
にすることにより１０％以下になる。これから、Ｖの悪
影響は、Ｖ量が０．０１％を超えると特に顕著になるの
で、その含有量を０．０１％以下にする必要がある。

【００４５】Ｍｇは鋼中で酸化物を形成し、ＭｎＳと同
様に浸炭時に深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する不完全
焼入れ組織の変態核となり、この異常組織の生成を促進
する。特にＭｇ系酸化物は、ＢＮの析出サイトにもなる
ので、Ｍｇは微量でも不完全焼入れ組織の生成を促進す
る。

【００４６】図５は、９４０℃×４時間浸炭材の深さ
０．４５ｍｍでの不完全焼入れ組織分率に及ぼすＭｇ量
の影響を示す。不完全焼入れ組織はＭｇ量を０．０３％
以下にすることにより１０％以下になる。これから、Ｍ
ｇの悪影響は、Ｍｇ量が０．０３％を超えると特に顕著
になるので、その含有量を０．０３％以下にする必要が
ある。好適範囲は０．０１％以下である。

【００４７】Ｎは以下の３点の理由から極力制限するこ
とが望ましい。Ｂは上記のように焼入れ性向上、粒界
強化等を目的として添加するが、これらのＢの効果は鋼
中で固溶Ｂの状態で初めて効果を発現するため、Ｎ量を
低減してＢＮの生成を抑制することが必須である。ＢＮ
は深さ０．２〜０．７ｍｍでの不完全焼入れ組織の生成
を促進する悪影響もある。Ｖが存在すると、鋼中でＶ
（ＣＮ）を形成し、上記のように、浸炭時に深さ０．２
〜０．７ｍｍに生成する不完全焼入れ組織の生成を促進
するが、Ｎ量が高いほどこの現象が顕著なため、この異
常組織防止のためには、Ｎ量の低減が必須である。ま
た、Ｎは鋼中のＴｉと結びつくと粒制御にほとんど寄与
しない粗大なＴｉＮを生成し、これがＴｉＣを主体とす
るＴｉ析出物の析出サイトとなり、これらのＴｉの炭窒
化物の浸炭時の微細析出を阻害し粗大粒の生成を促進す
る。

【００４８】図６は、９４０℃×４時間浸炭材の深さ
０．４５ｍｍでの不完全焼入れ組織分率に及ぼすＮ量の
影響を示す。不完全焼入れ組織はＮ量を０．００５％以
下にすることにより１０％以下になる。このように、上
記のようなＮの悪影響はＮ量が０．００５％を超えると
特に顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．０
０５％以下にする必要がある。

【００４９】また、Ｏは鋼中でＡｌ系やＭｇ系の酸化物
系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存
在すると、浸炭時に深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する
不完全焼入れ組織の変態核となり、この異常組織の生成
を促進する。また、ＴｉＣの析出サイトとなり、熱間加
工時に、ＴｉＣが粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大
化を抑制できなくなる。このような悪影響はＯ量が０．
００２％を超えると特に顕著になるために、Ｏ量を０．
００２％以下にする必要がある。好適範囲は０．００１
５％以下である。

【００５０】次に、本発明では、熱間加工後のＡｌＮの
析出量を０．０１％以下に制限するが、このように限定
した理由を以下に述べる。圧延加熱時に粗大なＡｌＮが
存在すると、ＴｉＣを主体とするＴｉの析出物の析出サ
イトとなり、熱間加工後にＴｉの析出物が粗大に析出
し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。その
ため、圧延加熱時にＡｌＮを溶体化することが必要であ
る。ここで、ＡｌＮは、圧延加熱時に溶体化しておけ
ば、棒鋼、線材の熱間圧延−冷却過程でＡｌＮの析出は
ほとんど起こらない。そのため、熱間加工後のＡｌＮの
析出量を規制することにより、圧延加熱時にＡｌＮが十
分に溶体化できていることの確認が可能である。なお、
Ｔｉの析出物をピン止め粒子として活用するためには、
圧延加熱時にＴｉＣの析出物も一旦溶体化する必要があ
る。ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化できる条件で加熱を行
えば、ＴｉＣの析出物を一旦溶体化することが可能であ
る。そのため、熱間加工後のＡｌＮの析出量を規制する
ことにより、圧延加熱時にＴｉＣの析出物を一旦溶体化
できたことの確認が可能である。ＮｂＣについてもＴｉ
Ｃと同様に、熱間加工後のＡｌＮの析出量を規制するこ
とにより、圧延加熱時にＮｂＣの析出物を一旦溶体化で
きたことの確認が可能である。ＡｌＮの析出量が０．０
１％を超えると、上記の効果が不十分であり、実用的に
は粗大粒の発生が懸念される。以上の理由から、熱間加
工後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限する。好
適範囲は０．００５％以下である。

【００５１】次に本発明では、熱間加工後のフェライト
結晶粒度番号を８〜１１番とするが、このように限定し
た理由を以下に述べる。熱間加工後のフェライト粒が過
度に微細であると、浸炭時にオーステナイト粒が過度に
微細化する。オーステナイト粒が微細なほど、焼入れ性
に及ぼすＢＮ生成による固溶ボロンの減少の影響が顕著
になり、深さ０．２〜０．７ｍｍに不完全焼入れ組織が
生成しやすくなり、硬化層の焼入れ性が低くなる。フェ
ライト結晶粒度が１１番を超えると深さ０．２〜０．７
ｍｍでの不完全焼入れ組織の生成が顕著になり、浸炭材
としての強度の劣化が懸念される。また、熱間加工後の
フェライト結晶粒度番号を８番未満の粗粒にすると、熱
間加工材の延性が劣化し、冷間鍛造性が劣化する。以上
の理由から、熱間加工後のフェライト結晶粒度番号を８
〜１１番の範囲内にする必要がある。

【００５２】次に、本発明では、熱間加工後のベイナイ
トの組織分率を１０％以下に制限するが、このように限
定した理由を以下に述べる。熱間加工後の鋼材にベイナ
イト組織が混入すると、浸炭時にオーステナイト粒が過
度に微細化する。上記の通りオーステナイト粒が微細な
ほど、焼入れ性に及ぼすＢＮ生成による固溶ボロンの減
少の影響が顕著になり、深さ０．２〜０．７ｍｍに不完
全焼入れ組織が生成しやすくなる。さらに、熱間加工後
の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗
大粒発生の原因になる。また、ベイナイトの混入の抑制
は冷間加工性改善の視点からも望ましい。これらの悪影
響は、ベイナイトの組織分率が１０％を超えると特に顕
著になる。以上の理由から、熱間加工後のベイナイトの
組織分率を１０％以下に制限する必要がある。好適範囲
は５％以下である。

【００５３】次に本発明では、硬さ指数Ｈを下記式で定
義すると、熱間加工材の硬さをＨＶでＨ−２０〜Ｈ＋３
０の範囲に制限するが、このように限定した理由を以下
に述べる。

【００５４】Ｈ＝２７３．５Ｃ％＋３９．１Ｓｉ％＋５
４．７Ｍｎ％＋３０．４Ｃｒ％＋１３６．７Ｍｏ％＋７
０８Ｔｉ％＋５９９Ｎｂ％（但し、Ｎｂを含有しない場合には、Ｎｂの鋼は０とす
る。）

【００５５】本発明では、浸炭時の粗大粒を防止するた
めに、ＴｉＣ主体のＴｉの炭窒化物またはさらにＮｂＣ
主体のＮｂの炭窒化物を浸炭時に微細分散させることを
特徴としている。ＴｉまたはさらにＮｂをこの目的で活
用するためには、熱間加工後の冷却過程で、オーステナ
イトからフェライト変態時にこれらの析出物を相界面析
出させておく必要がある。これらの析出物を相界面析出
させるためには、上記のように熱間加工後の冷却過程で
ベイナイト変態を制限することが必須である。ベイナイ
トが生成しない状態で、Ｔｉ、Ｎｂの析出物を相界面析
出させると析出硬化で硬さが増加するが、上記の理由か
らＴｉ、Ｎｂ量に応じて鋼材の硬さの下限値を制限する
ことにより、浸炭時のＴｉ、Ｎｂの析出物の微細分散が
可能になり、粗大粒の防止が可能になる。以上の技術思
想から、成分系によって決まる硬さ指数を導入し、熱間
加工材の硬さの下限値を規定した。硬さ指数Ｈは、熱間
加工材の硬さに及ぼす合金成分の影響を定式化した指数
であり、単位はＨＶである。硬さ指数Ｈを定義した前提
条件として、熱間加工材にベイナイト組織が実質的に含
まれないこと、Ｔｉ、Ｎｂは添加した全量が析出強化に
寄与することを前提としている。

【００５６】図７に、種々の製造条件で製造した熱間加
工材の硬さと粗大粒発生温度との関係を示す。本鋼材の
硬さ指数Ｈは１５４である。粗大粒発生温度は、圧下率
５０％の据え込みを行った後、各温度で５時間保定して
浸炭シミュレーションを行うことにより求めた。熱間加
工材の硬さがＨＶでＨ−２０未満では結晶粒粗大化温度
が低下する。一方、熱間加工材の硬さが硬くなると冷間
加工性が劣化するが、その影響は硬さがＨ＋３０を超え
ると特に顕著になる。以上の理由から熱間加工材の硬さ
をＨＶでＨ−２０〜Ｈ＋３０の範囲に制限した。好適範
囲は、Ｈ−２０〜Ｈ＋２０の範囲である。

【００５７】なお、本発明で規定する硬さ（ＨＶ）は、
熱間加工材の表面脱炭層を除く最表層の硬さである。

【００５８】次に、本発明請求項３、５では、熱間圧延
後の圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドの
評点が１〜５とする。フェライトバンドの評点は、図１
に示したように日本金属学会誌第３４巻第９６１頁で定
義された評点である。本発明において、このようにフェ
ライトバンドの評点を限定した理由を以下に述べる。

【００５９】一般的に、熱間圧延後の鋼材の圧延方向に
平行な断面ではフェライトバンドと呼ばれる縞状組織が
認められる。粗大粒の発生特性は、熱間圧延後の鋼材の
圧延方向に平行な断面で認められるフェライトバンドの
程度に依存する。フェライトバンドが顕著であると、パ
ーライト組織が連続的につながるために、浸炭加熱時に
フェライト・パーライト組織からオーステナイト組織に
逆変態した際に混粒を生じ、粗大粒発生の原因となる。
フェライトバンドの評点が５を超えると粗大粒発生温度
が９５０℃以下になり、実用的には粗大粒の発生が懸念
される。以上の理由から、熱間圧延後の圧延方向に平行
な断面の組織のフェライトバンドの評点が１〜５とする
必要がある。

【００６０】次に熱間加工条件について説明する。

【００６１】上記の本発明成分からなる鋼を、転炉、電
気炉等の通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、
鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材また
は棒鋼に熱間圧延する圧延素材とする。

【００６２】次に、本発明の請求項４は、加熱温度を１
１５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１００
０℃、熱間圧延に引き続いて８００〜５００℃の温度範
囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する条件で線材また
は棒鋼に熱間加工する。

【００６３】まず、加熱温度を１１５０℃以上とするの
は、次の理由による。加熱温度が１１５０℃未満では、
加熱時にＡｌＮおよびＴｉＣ、またはさらにＮｂＣを一
旦マトリックス中に固溶させることができず、熱間加工
後に微細なＴｉＣまたはさらにＮｂＣの粒制御に寄与す
る析出物の量が減少し、浸炭時に粗大粒の発生を抑制す
ることができない。そのため、熱間圧延に際して、１１
５０℃以上の温度で加熱することが必要である。

【００６４】次に、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１
０００℃とするのは次の理由による。仕上げ温度が８４
０℃未満では、フェライト結晶粒度が１１番以上に微細
になり、またフェライトバンドが評点５を超えるほどに
顕著になり、その後の浸炭時に粗大粒および深さ０．２
〜０．７ｍｍでの不完全焼入れ組織が発生しやすくな
る。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、フェラ
イト結晶粒が粗大になり冷間鍛造性が劣化する。以上の
理由から、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃
とする。好適範囲は８５０〜９６０℃である。

【００６５】次に、熱間圧延に引き続いて８００〜５０
０℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷するの
は次の理由による。冷却速度が１℃／ｓを超えると、ベ
イナイトの組織分率が大きくなり、熱間加工後の微細な
ＴｉＣ他の析出物の析出量が不足し、浸炭時に粗大粒が
発生しやすくなる。さらに、ベイナイトの組織分率が大
きくなると、圧延材の硬さが顕著に上昇し冷間鍛造性が
劣化する。そのため、冷却速度１℃／秒以下に制限す
る。好適範囲は０．７℃／ｓ以下である。なお、冷却速
度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温
カバーまたは熱源付き保温カバーを設置し、これによ
り、徐冷を行う方法が挙げられる。

【００６６】本発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却
速度、分塊圧延条件については特に限定するものではな
く、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。
また、本発明鋼は、圧延ままの棒鋼を冷間鍛造で部品に
成形する工程だけでなく、冷間鍛造の前に焼鈍工程や温
・熱間鍛造を経由する場合、冷間鍛造工程の間に焼鈍工
程を含み場合、温・熱間鍛造工程で部品に成形される場
合、切削工程で部品に成形される場合にも適用できる。

【００６７】

【実施例】以下に、本発明の効果を実施例により、さら
に具体的に示す。

【００６８】（実施例１）表１に示す組成を有する転炉
溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て
１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間加工によ
り、直径３４ｍｍの棒鋼を製造した。比較鋼Ｔ、ＵはＪ
ＩＳのＳＣｒ４２０およびＳＣＭ４２０である。

【００６９】

【表１】

【００７０】熱間加工後の棒鋼から、ＡｌＮの析出量を
化学分析により求めた。また、圧延後の棒鋼の組織観察
を行い、フェライトの結晶粒度番号、ベイナイトの組織
分率を求めた。さらに、圧延後の棒鋼のビッカース硬さ
を測定した。また、一部の試験片について、圧延方向に
平行な断面のフェライトバンドの評点を求めた。さら
に、圧延ままの棒鋼から、据え込み試験片を作成し、冷
間加工性の指標として、冷間変形抵抗と限界据え込み率
を求めた。冷間変形抵抗は相当歪み１．０における変形
抵抗で代表させた。

【００７１】次に、直径３０ｍｍの棒鋼を削りだし、９
４０×４時間の条件で浸炭処理を行い、硬さ分布と組織
調査を行った。深さ０．４５ｍｍ位置での硬さと不完全
焼入れ組織の有無を求めた。不完全焼入れ組織の分率が
５％以下の場合に「不完全焼入れ組織：無し」と判定し
た。

【００７２】また、圧延ままの棒鋼から、据え込み試験
片を作成し、圧下率５０％の据え込みを行った後、浸炭
シミュレーションを行った。浸炭シミュレーションの条
件は、９１０℃〜１０１０℃に５時間加熱−水冷であ
る。その後、切断面に研磨−腐食を行い、旧オーステナ
イト粒径を観察して粗粒発生温度（結晶粒粗大化温度）
を求めた。浸炭処理は通常９３０〜９５０℃の温度域で
行われるため、粗粒発生温度が９５０℃以下のものは結
晶粒粗大化防止特性に劣ると判定した。なお、旧オース
テナイト粒度の測定はＪＩＳＧ０５５１に準じて行
い、４００倍で１０視野程度観察し、粒度番号５番以下
の粗粒が１つでも存在すれば粗粒発生と判定した。

【００７３】さらに、直径３０ｍｍの棒鋼を削りだし、
直径２２ｍｍへ引き抜きを行った後、９４０℃×４時間
の条件で浸炭焼入れを行い、γ粒度を測定した。

【００７４】これらの調査結果を熱間加工条件とあわせ
て表２に示す。

【００７５】

【表２】

【００７６】比較例１９、２０はＪＩＳのＳＣｒ４２０
およびＳＣＭ４２０の特性であるが、本発明例の冷間変
形抵抗は、比較例１９、２０に比較して顕著に小さく、
また限界据え込み率も優れている。また、浸炭後の深さ
０．４５ｍｍ位置において、本発明例では、不完全焼入
れ組織が実質的になく、同位置の硬さもＨＶ６５０以上
と良好である。さらに、本発明例の結晶粒粗大化温度は
９７０℃以上であり、通常の上限の浸炭条件である９５
０℃では、粗大粒の発生を防止できることが明らかであ
る。

【００７７】次に、表２において、比較例１０はＳｉの
含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、本発明
例に比較して、冷間加工性は劣る。

【００７８】比較例１１はＭｏの含有量が本願規定の範
囲を下回った場合であり、浸炭後の深さ０．４５ｍｍ位
置において、不完全焼入れ組織が発生し、同位置の硬さ
も低い。

【００７９】比較例１２はＴｉの含有量が本願規定の範
囲を下回った場合であり、粗大粒防止特性は劣り、ま
た、焼入れ性が低下して、浸炭後の深さ０．４５ｍｍ位
置において、不完全焼入れ組織が発生し、同位置の硬さ
も低い。比較例１３はＢの含有量が本願規定の範囲を下
回った場合であり、浸炭材の焼入れ性が不足し、深さ
０．４５ｍｍ位置において、不完全焼入れ組織が発生
し、同位置の硬さも低い。

【００８０】比較例１４はＳの含有量が本願規定の範囲
を上回った場合であり、比較例１５はＶの含有量が本願
規定の範囲を上回った場合であり、比較例１６はＭｇの
含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、いずれ
も浸炭後の深さ０．４５ｍｍ位置において、不完全焼入
れ組織が発生し、同位置の硬さも低い。

【００８１】比較例１７はＮの含有量が本願規定の範囲
を上回った場合であり、浸炭後の深さ０．４５ｍｍ位置
において、不完全焼入れ組織が発生し、同位置の硬さも
低く、また、Ｔｉの析出物が粗大になり、粗大粒防止特
性も劣る。

【００８２】比較例１８はＮｂの含有量が本願規定の範
囲を上回った場合であり、粗大粒防止特性は劣るととも
に、熱間加工後の硬さが高くなり、冷間加工性が本発明
例に比較して劣る。

【００８３】次に、比較例２１は、熱間圧延加熱温度が
本願規定の範囲を下回り、圧延材のＡｌＮの析出量が本
願規定の範囲を上回り、熱間加工後の硬さが本願規定の
範囲を下回った場合であり、粗大粒発生温度は低い。ま
た、比較例２２は熱間圧延時の仕上げ温度が本願規定の
範囲を下回り、熱間加工後の硬さが本願規定の範囲を下
回り、熱間圧延後のフェライトの結晶粒度番号および圧
延方向に平行な断面のフェライトバンドの評点が本願規
定の範囲を上回った場合であり、浸炭後の深さ０．４５
ｍｍ位置において、不完全焼入れ組織が発生し、同位置
の硬さも低く、また粗大粒発生温度は９１０℃と実用上
問題のあるレベルである。比較例２３、２４は熱間圧延
に引き続く冷却速度が本願規定の範囲を上回り、ベイナ
イトの組織分率が本願規定の範囲を上回った場合であ
り、冷間加工性および粗大粒防止特性ともに顕著に劣
り、浸炭後の深さ０．４５ｍｍ位置において、不完全焼
入れ組織が発生し、同位置の硬さも低い。

【００８４】（実施例２）実施例１で製造した鋼水準Ａ
〜ＨおよびＴ、Ｕの熱間圧延棒鋼について、球状化焼鈍
を行った後、実施例１と同様の方法で冷間加工性調査、
９４０℃×４時間浸炭における深さ０．４５ｍｍでの不
完全焼入れ層の有無と硬さの調査および結晶粒粗大化特
性の調査を行った。これらの調査結果をまとめて表３に
示す。

【００８５】

【表３】

【００８６】比較例３８、３９はＪＩＳのＳＣｒ４２０
およびＳＣＭ４２０の球状化焼鈍材の特性であるが、本
発明例の冷間加工性は、球状化焼鈍後もＳＣｒ４２０お
よびＳＣＭ４２０に比較して優れている。また、浸炭後
の深さ０．４５ｍｍ位置において、本発明例では、不完
全焼入れ組織が実質的になく、同位置の硬さもＨＶ６５
０以上と良好である。さらに、本発明例の結晶粒粗大化
温度は９９０℃以上であり、本発明鋼は、球状化焼鈍後
も、通常の上限の浸炭条件である９５０℃において粗大
粒の発生を防止できることが明らかである。

【００８７】なお、本発明鋼は、冷間鍛造の前にその他
の焼鈍工程を経由する場合においても、優れた冷間加工
性と不完全焼入れ組織防止特性、粗大粒防止特性を有す
る。

【００８８】

【発明の効果】本発明の冷間鍛造用肌焼きボロン鋼とそ
の製造方法を用いれば、冷間鍛造時には冷間加工性に優
れ、同時に冷間鍛造工程で製造しても、浸炭時に粗大粒
の発生と表面から深さ０．２〜０．７ｍｍに生成する不
完全焼入れ組織の生成を防止することができ、これによ
り、必要な強度特性や寸法・形状の精度を確保すること
ができる。そのため、これまで、粗大粒や不完全焼入れ
組織の問題から冷鍛化が困難であった部品の冷鍛化が可
能になり、さらに冷鍛後の焼鈍を省略することも可能に
なり、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるもの
がある。

【図面の簡単な説明】

【図１】縞状組織の程度を数量的に表示する金属組織の
写真である。

【図２】添加Ｂ量と９４０℃浸炭材の深さ０．４５ｍｍ
での不完全焼入れ組織分率の関係について解析した一例
を示す図である。

【図３】Ｓ量と９４０℃浸炭材の深さ０．４５ｍｍでの
不完全焼入れ組織分率の関係について解析した一例を示
す図である。

【図４】Ｖ量と９４０℃浸炭材の深さ０．４５ｍｍでの
不完全焼入れ組織分率の関係について解析した一例を示
す図である。

【図５】Ｍｇ量と９４０℃浸炭材の深さ０．４５ｍｍで
の不完全焼入れ組織分率の関係について解析した一例を
示す図である。

【図６】Ｎ量と９４０℃浸炭材の深さ０．４５ｍｍでの
不完全焼入れ組織分率の関係について解析した一例を示
す図である。

【図７】熱間加工後の硬さと結晶粒粗大化温度の関係に
ついて解析した一例を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続きＦターム(参考） 4K028 AA01 AB01 4K043 AA02 AB01 AB02 AB04 AB10 AB11 AB15 AB18 AB20 AB25 AB26 AB27 AB29 AB30 BA03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、
Ｃｒ：０．７〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．３
％、Ｂ：０．００２〜０．００６％、Ａｌ：０．０１５
〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％
以下（０％を含む）、Ｖ：０．０１％以下（０％を含
む）、Ｍｇ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｎ：０．
００５％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００２％以下
（０％を含む）に各々制限し、残部が鉄および不可避的
不純物からなり、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制
限し、フェライト結晶粒度番号が８〜１１番であり、ベ
イナイトの組織分率が１０％以下であり、硬さ（ＨＶ）
が下記式（１）を満足することを特徴とする浸炭時に異
常組織を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼。Ｈ−２０≦ＨＶ≦Ｈ＋３０・・・（１）但し、Ｈ＝２７３．５Ｃ％＋３９．１Ｓｉ％＋５４．７
Ｍｎ％＋３０．４Ｃｒ％＋１３６．７Ｍｏ％＋７０８Ｔ
ｉ％
【請求項２】質量％でＣ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：
０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｃ
ｒ：０．７〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％、
Ｂ：０．００２〜０．００６％、Ａｌ：０．０１５〜
０．０５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％Ｎｂ：０．００
２〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２５％以下（０％
を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｖ：
０．０１％以下（０％を含む）、Ｍｇ：０．０３％以下
（０％を含む）、Ｎ：０．００５％以下（０％を含
む）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）に各々制限
し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＡｌＮの
析出量を０．０１％以下に制限し、フェライト結晶粒度
番号が８〜１１番であり、ベイナイトの組織分率が１０
％以下であり、硬さ（ＨＶ）が下記式（１）を満足する
ことを特徴とする浸炭時に異常組織を生成しない冷間鍛
造用肌焼ボロン鋼。Ｈ−２０≦ＨＶ≦Ｈ＋３０・・・（１）但し、Ｈ＝２７３．５Ｃ％＋３９．１Ｓｉ％＋５４．７
Ｍｎ％＋３０．４Ｃｒ％＋１３６．７Ｍｏ％＋７０８Ｔ
ｉ％＋５９９Ｎｂ％
【請求項３】さらに、熱間圧延方向に平行な断面の組
織のフェライトバンドの評点が１〜５であることを特徴
とする請求項１または請求項２記載の浸炭時に異常組織
を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼。
【請求項４】請求項１または請求項２に記載の成分か
らなる鋼を、加熱温度を１１５０℃以上、熱間圧延の仕
上げ温度を８４０〜１０００℃、熱間圧延に引き続いて
８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度
で徐冷する条件により線材または棒鋼に熱間加工し、熱
間加工後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、
フェライト結晶粒度番号が８〜１１番であり、ベイナイ
トの組織分率が１０％以下であり、硬さ（ＨＶ）が下記
式（１）を満足するようにすることを特徴とする浸炭時
に異常組織を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼の製造
方法。Ｈ−２０≦ＨＶ≦Ｈ＋３０・・・（１）但し、Ｈ＝２７３．５Ｃ％＋３９．１Ｓｉ％＋５４．７
Ｍｎ％＋３０．４Ｃｒ％＋１３６．７Ｍｏ％＋７０８Ｔ
ｉ％＋５９９Ｎｂ％
【請求項５】さらに、熱間圧延方向に平行な断面の組
織のフェライトバンドの評点が１〜５になるようにする
ことを特徴とする請求項４記載の浸炭時に異常組織を生
成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼の製造方法。