JP2003231917A - 冷鍛用肌焼鋼の製造方法及びその方法により製造された冷鍛用肌焼鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 圧延ままで焼鈍処理しなくても冷鍛可能で、
冷鍛後の浸炭処理時に異常粒成長が起きず、疲労特性に
も優れた冷鍛用肌焼鋼の製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量比にして、Ｃ：０．１０〜０．２５
％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：
１．２０〜２．００％、Ｍｏ：０．３５％以下、Ａｌ：
０．１０〜０．３０％、Ｎ：０．００８０〜０．０２５
０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１
０〜０．００５０％、Ｏ：０．００２０％以下を含有
し、必要に応じてＴｉ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：
０．００５〜０．１０％の１種又は２種を含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１２００〜１３
５０℃に加熱、圧延して鋼片を製造し、その鋼片を８０
０〜９００℃の温度に加熱し、９００℃以下の温度圧延
して棒鋼又は線材を製造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は冷鍛性の優れた肌焼鋼の
製造方法にかかわり、さらに詳しくは、自動車用部品、
建設機械用部品等の製造に際して、冷間鍛造等の冷間加
工前の熱処理を必要とせず圧延ままで冷間鍛造性に優
れ、かつ浸炭時に結晶粒粗大化しにくい冷鍛用肌焼鋼の
製造方法及びその方法により製造された冷鍛用肌焼鋼に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、自動車用部品、建設機械用部品の
うち肌焼鋼を用いて浸炭処理を施される部品は、ＳＣＭ
４２０等の肌焼鋼の圧延材を冷鍛性の向上を目的とし
て、軟化焼鈍や球状化焼鈍等の熱処理を行った後、冷間
鍛造等の冷間加工を行って、目的とする部品形状に仕上
げていた。これは、圧延のままではＳＣＭ４２０の場
合、硬さがＨｖ１８０〜２００と高く、冷鍛が容易な硬
さレベルではないからである。従って、球状化焼鈍等の
熱処理を行って、硬さをＨｖ１４０〜１６０程度に下げ
てから所定の形状への加工を実施していた。

【０００３】この軟化焼鈍、球状化焼鈍は通常数時間〜
２０時間を要し、熱処理に必要なエネルギーは多大なも
のとなり、当然必要となる熱処理コストも部品の全製造
コストのなかで大きなウエイトを占めていた。従って、
コストダウンへの強い要求に対応するために、熱処理時
間の短縮か、あるいは熱処理自体の省略を可能にするこ
とが強く要望されていた。また、熱処理省略は今後地球
温暖化防止のためにも必要不可欠なことである。

【０００４】このニーズに対応するためには、熱間圧延
のままで強度が低く冷間鍛造しやすい鋼材が必要となる
が、従来、この用途に対してはＢを含有した鋼材が良く
知られており、一部で使用されていた。すなわち、硬さ
を下げ、冷鍛性を向上させるには、Ｍｎ、Ｃｒといった
合金元素を極力低減するのが最も効果的であるが、これ
らの元素を単純に低減すると焼入性が不足するため、使
用することができない。そこで、少量の添加で著しく焼
入性を向上できる元素であるＢを添加して焼入性を向上
してやることにより、Ｍｎ、Ｃｒといった鋼の主要元素
を低減しても、必要とする焼入性が確保できるのであ
る。但し、ＢとＮが結合してＢＮが生成すると焼入性向
上効果が得られなくなるので、Ｔｉを同時に添加してＢ
Ｎ生成を抑制した上でＢを添加するのである。これによ
って必要な焼入性を確保でき、主要元素を容易に低減す
ることが可能になったのである。

【０００５】しかしながら、Ｂを添加した鋼は圧延まま
の冷鍛性については確かにＢ無添加で同等の焼入性を有
する鋼に比べ優れているが、浸炭焼入処理した場合に
は、Ｂ無添加鋼に比べ結晶粒が粗大化しやすく、特に１
０００℃以上で高温浸炭処理され、かつ結晶粒異常成長
が特に問題とされる部品にはほとんど使用することがで
きなかった。そこで、この問題を解決するために、Ｎｂ
を添加して浸炭処理時における異常粒成長を防止を図っ
た鋼が提案されている。例えば、特開平８−３０２４４
７号等の発明が公開されている。

【０００６】一方、化学成分の最適化によるのではなく
圧延方法の改善によって圧延ままで低い硬さの鋼材を得
て、熱処理を省略できる試みも行われている。例えば、
特開平４−２２８５１９号公報等がある。この発明は、
加熱温度、８８０℃以上の温度及び８８０℃未満の温度
における総減面率、圧延仕上温度、圧延後の冷却速度を
詳細に指定した制御圧延を施すことにより、圧延ままで
低い硬さを得ることを可能にすることを特徴とするもの
である。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た公開特許公報に記載されている発明には、以下の問題
がある。すなわち、前者の化学成分の改善によって圧延
ままの強度低下を図った鋼は、Ｔｉの添加によってＢＮ
の生成を防止はしているが、浸炭処理時の結晶粒粗大化
防止を目的としてより優れた耐組織あれ性を得るために
Ｎを増量し、Ａｌ、Ｎｂ等の炭窒化物の生成を図ると、
一方でＴｉＮの比較的大きな介在物が鋼中に増加し、こ
れが疲労起点となって疲労強度が低下する。 そのた
め、歯車等疲労強度を重視する部品に使用する場合に
は、Ｎを十分に増量することができず、結晶粒異常成長
防止に最も効果の大きい炭窒化物を十分に生成させるこ
とができなかった。そのため、特に冷間鍛造後に高温浸
炭処理する場合には、結晶粒異常成長を完全に防止する
ことができなかった。

【０００８】このＴｉＮの生成による疲労強度低下とい
う問題を解決するために提案された発明としては特開平
１０−１５２７４６号に記載された発明があるが、この
発明は、耐組織あれ性、疲労強度について詳細に検討さ
れた発明であり、冷鍛性については検討されておらず、
圧延ままで優れた冷鍛性を得られる方法については、何
ら開示されていない。

【０００９】一方、後者の制御圧延によって圧延ままで
低い硬さを得る方法は、圧延温度、圧延による総減面
率、圧延後の冷却速度のそれぞれについて極めて厳しい
管理が必要となり、圧延条件の異なる他鋼種も含めて同
時に連続的に圧延作業をする工場においては操業が難し
くなるとともに、制御圧延を行うために圧延の生産性が
低下して圧延コストが上昇し、熱処理が省略できても、
コストダウン効果が十分に得られなくなるという問題が
あった。

【００１０】本発明は、厳しい圧延条件の管理が必要な
制御圧延をしなくても圧延ままで低い硬さと優れた冷鍛
性を得ることができ、かつＮを結晶粒粗大化防止に適し
た量だけ添加してもＢの焼入性向上効果を確実に得るこ
とのできる冷鍛用肌焼鋼の製造方法およびその方法によ
り製造された冷鍛用肌焼鋼を新規に提案することを目的
とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】請求項１の発明は、重量
比にして、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．１５
％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３５％以
下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：１．２０〜２．００
％、Ｍｏ：０．３５％以下、Ａｌ：０．１０〜０．３０
％、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１０％、Ｂ：０．００１０〜０．００５０
％、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼を溶製し製造された鋼塊又は
鋳片を１２００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延して鋼
片を製造後自然空冷し、その鋼片を８００〜９００℃の
温度に加熱して、圧延中の表面温度が９００℃以下の条
件で熱間圧延して棒鋼又は線材を製造し、自然空冷する
ことを特徴とする冷鍛用肌焼鋼の製造方法にある。

【００１２】本発明において注目すべきことは、Ａｌを
０．１０％以上と通常に比べ多量に添加していること、
溶解後製造した鋼塊又は鋳片から鋼片に圧延する際の加
熱温度を高めに設定して、仕上圧延を低温加熱、低温圧
延で行うことにより圧延ままで低い硬さを確保しつつ結
晶粒粗大化しにくい鋼材を製造できる方法を見出した点
にある。

【００１３】本願発明では、圧延ままの硬さを低く抑え
るために、焼入性確保のための主要元素であるＭｎ含有
率を低く抑え、Ｂを添加して必要な焼入性を確保してい
る。従来のＢ添加肌焼鋼は、Ｔｉを添加してＢＮ生成を
防止し、Ｂの焼入性向上効果を確保していたが、その結
果、比較的大きなＴｉＮ介在物が増加して疲労特性が劣
化するため、疲労特性を重視するとＮの添加量には限界
があり、それがＢ肌焼鋼の耐組織あれ性の劣る原因とな
っていた。本発明者等はＡｌを０．１０％以上と多量に
添加することにより、ＮとＡｌの結合を促進させてやる
ことによって、Ｔｉを添加しなくてもＢの焼入性向上効
果を確保できることを見出したものである。

【００１４】また、通常Ｂ鋼を浸炭焼入すると、表面近
くにトルースタイトが生成して強度が低下するという問
題がある。これは浸炭処理時に浸炭雰囲気中のＮが鋼中
に拡散してＢと結合し、表層部においてＢの焼入性向上
効果が低下することが原因である。本発明では、Ａｌを
多量添加してやることにより、表面近くのＮ含有率が上
昇してもＢの焼入性向上効果を確実に得られるため、表
面部においても正常な組織が得られ、強度が低下すると
いうことがない。

【００１５】さらに、本発明では、鋼片製造時には高温
で加熱し、仕上圧延時は低温で加熱し低温圧延する。鋼
片製造時に高温で加熱するのは、ＡｌＮやＮｂ（Ｃ、
Ｎ）の析出物を十分に固溶させ、後の仕上げ圧延及びそ
の後の冷却過程においてその析出物を鋼中に析出させ
て、結晶粒粗大化を防止するためである。仕上げ圧延は
９００℃以下の温度で行われるが、この温度域は低い硬
さを得るだけでなく、Ａｌ、Ｎｂの炭窒化物を析出させ
るのにも適した温度である。

【００１６】９００℃以下の表面温度での圧延は、通常
（１０００℃程度）に比べかなり低温であるが、低い温
度で圧延することにより、組織が微細になる。フェライ
トは粒界から生成するため、フェライトの生成箇所が増
加し、成長が促進され、微細なフェライト・パーライト
組織（平均粒径２５μｍ以下）であって、粒界にフェラ
イトが析出したフェライト分率の高い組織が得られる。
フェライト分率の高い組織は硬さが低く(Ｈｖ１６０以
下)、焼なまし処理を省略しても優れた冷鍛性が得られ
る。

【００１７】次に、本発明の冷鍛用肌焼鋼の製造方法で
用いる肌焼鋼の化学成分の限定理由について説明する。 Ｃ：０．１０〜０．２５％ Ｃは強度を高めるために必要な基本元素であり、浸炭処
理後において必要な内部硬さを確保するためには、最低
でも０．１０％以上の含有が必要である。しかしなが
ら、多量に含有させると圧延後の硬さが上昇し、優れた
冷鍛性を得ることが困難になるので、上限を０．２５％
とした。

【００１８】Ｓｉ：０．１５％以下 Ｓｉは脱酸のために必要な元素であるが、フェライト強
化型元素であり、その含有率が増加すると圧延ままにお
ける硬さが増加し、熱処理なしに優れた冷鍛性を得るこ
とが困難になる。従って、本発明では脱酸のために必要
な最低限度の量に設定しており、上限を０．１５％とし
た。

【００１９】Ｍｎ：０．５０％以下 Ｍｎは焼入性向上に効果のある元素であるが、一方で圧
延ままの状態における硬さを増加して、冷鍛性を低下さ
せる元素である。本発明では、熱処理なしに冷鍛可能と
することを最も重視しており、必要な焼入性の確保は後
述のＢ及びＣｒの添加で確保しているので、可能な限り
低減することが好ましく、上限を０．５０％とした。

【００２０】Ｐ：０．０３５％以下 Ｐは製造時に混入が避けられない不純物であるが、粒界
の強度を低下させ、疲労特性を低下させる原因となる元
素であるので、上限を０．０３５％とした。

【００２１】Ｓ：０．０３５％以下 ＳはＰと同様に製造時に少量の混入が避けられない不純
物であり、例えばＭｎＳ等のような硫化物系介在物とな
って鋼中に存在している。しかし、この介在物は、疲労
破壊の起点となるので、極力低減することが好ましく、
上限を０．０３５％とした。

【００２２】Ｃｒ：１．２０〜２．００％ Ｃｒは、必要な焼入性を確保するための元素であり、後
述のＡｌとともに浸炭処理後において表面近くにトルー
スタイトが発生して強度が低下することを防止するため
に添加される元素であり、この効果を十分に得るために
は１．２０％以上の含有が必要である。しかしながら、
含有率が高すぎると、圧延硬さが増加して、熱処理せず
に優れた冷鍛性を得ることが困難になるので、上限を
２．００％とした。

【００２３】Ｍｏ：０．３５％以下 Ｍｏは焼入性を向上させるとともに、浸炭異常層の生成
を抑制し、疲労強度の低下を防止する元素である。しか
しながら、Ｍｏも添加量が増加すると、圧延ままの状態
における硬さが増加して、本発明の最重要課題である熱
処理省略を達成することが困難になるため、上限を０．
３５％とした。

【００２４】Ａｌ：０．１０〜０．３０％ Ａｌは脱酸のために必要な元素であるだけでなく、Ａｌ
Ｎとなって析出し、結晶粒の異常成長防止に効果のある
元素であり、肌焼鋼には通常０．０１５〜０．０４０％
程度含有している。しかしながら、この程度の含有量で
は、Ｔｉを添加しないとＢＮの生成を抑制できず、Ｂの
焼入性向上効果の消失を抑えることができない。また、
浸炭焼入時に表面にＮが侵入拡散し、ＢＮが生成して焼
入性が低下し、表面にトルースタイトが生成するのを防
止するために必要な元素であるので、その効果を十分に
得るために、通常に比べ大幅にＡｌを増量し、その下限
を０．１０％とした。しかし、必要以上に多量に添加し
ても効果が飽和し、コストが増加するだけであるので、
上限を０．３０％とした。

【００２５】Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％ Ｎは、上述の通り、Ａｌ、Ｎｂと結合し、ＡｌＮ、Ｎｂ
（Ｃ、Ｎ）となって鋼中に存在し、ピン止め効果により
結晶粒粗大化を防止する。この効果を十分に得るために
は、最低でも０．００８０％以上含有させる必要があ
る。一方、０．０２５０％を超えて含有させることは、
製造上かなり困難であるとともに、前記効果も飽和して
それ以上添加させる意味がないので、上限を０．０２５
０％とした。

【００２６】Ｎｂ：０．００５〜０．１０％以下 Ｎｂは、鋼中で炭窒化物となって存在し、ピン止め効果
により浸炭後の結晶粒粗大化を防止し、靭性、疲労強度
向上に効果のある元素である。この効果を得るために
は、最低でも０．００５％以上含有させることが必要で
ある。しかし、多量に含有させると、鋼片圧延時の加熱
によってＮｂ（Ｃ、Ｎ）を十分に固溶させることが困難
となり、粗大な析出物が増加して疲労強度低下の原因と
なるため、上限を０．２０％とした。

【００２７】Ｂ：０．００１０〜０．００５０％ Ｂは、圧延硬さ低減のため、Ｍｎ、Ｍｏ等を低減した場
合に不足する焼入性を補うために必要不可欠の元素であ
り、０．００１０％以上の含有が必要である。しかし、
多量に添加しても効果が飽和し、コスト面でも不利とな
るため、上限を０．００５０％とした。

【００２８】Ｏ：０．００２０％以下 本発明ではＡｌを多量に添加するため、Ａｌ_２Ｏ_３等の
酸化物系介在物が増加し、疲労破壊の起点となって疲労
強度が低下する可能性がある。そこで、多量のＡｌを含
有していてもこれらの酸化物系介在物が増加せず、優れ
た疲労特性の確保を可能にするためには、Ｏを極力低減
する必要があり、上限を０．００２０％とした。

【００２９】次に、請求項１の発明の圧延条件限定理由
について説明する。電気炉等で溶解し、製造された鋼塊
又は鋳片を鋼片に圧延する際に加熱温度を１２００〜１
３５０℃に限定したのは、加熱温度を高めに設定（通常
は１１００℃程度）した方が、結晶粒粗大化防止に効果
のあるＡｌ、Ｎｂの炭窒化物を十分に固溶させるのに適
しているからである。この工程で十分に固溶した析出物
は、後工程である仕上げ圧延時の加熱によって均一に析
出し、耐組織あれ性を向上させる。もし、加熱温度が１
２００℃未満になると、炭窒化物の固溶が不十分になっ
て、仕上げ圧延後に炭窒化物が均一に析出した状態とす
ることが難しくなり、一方１３５０℃を超える温度で加
熱してもエネルギーが無駄になるだけである。なお、こ
こで言う鋼片とは、断面形状が丸又は四角形、寸法（直
径又は一辺の長さ）が９０〜２３０ｍｍ程度の角鋼、丸
鋼であって、仕上げ圧延前の素材のことを指す。圧延後
の冷却は自然空冷で良い。

【００３０】次に、前記鋼片を再加熱して、仕上げ圧延
する。この再加熱は、前工程である鋼片への圧延時の熱
を利用して、前記鋼片への圧延の後室温に低下する前に
行っても良いし、完全に室温まで低下した後、全く別の
日に再度室温から加熱するという方法を選択してもどち
らでも良い。但し、この仕上げ圧延は前記した鋼片への
圧延とは逆に低温加熱、低温圧延を特徴とする。これ
は、低温で加熱及び圧延を行わないと、フェライトの成
長が促進されず、フェライト分率の高い組織が得られな
いことと平均粒径２５μｍ以下の微細なフェライト・パ
ーライト組織が得られず、硬さが低く冷鍛性の優れた組
織が得られなくなるからである。なお、フェライトは粒
界に析出するので、粒径が細かくなる程、粒界の全長が
長くなり、フェライト析出量を多くすることができる。

【００３１】加熱温度を８００〜９００℃としたのは、
９００℃を超える温度で加熱すると前記したように微細
なフェライト・パーライト組織が得られないからであ
り、８００℃未満になると圧延材の変形抵抗が高くなっ
て圧延自体が難しくなるからである。また、この温度域
での圧延及びその後自然空冷することによって、鋼片圧
延時の加熱によって固溶させたＡｌ、Ｎｂの炭窒化物が
鋼中に均一に析出し、その後に行われる浸炭処理時に異
常粒成長が起きにくい材料を得ることができる。

【００３２】本発明ではこのように仕上圧延を９００℃
以下の低温で加熱及び圧延することによって、微細なフ
ェライト・パーライト組織と低い硬さが得られ、仕上げ
圧延後に制御冷却する必要がない。従って、加熱炉の抽
出温度のみ厳密に管理するだけで、熱処理省略可能な冷
鍛性の優れた肌焼鋼を得られるので、圧延条件の異なっ
た他鋼種と同時に圧延する場合でも生産性を低下させる
ことなく製造が可能である。

【００３３】次に請求項２の発明のように、請求項１の
製造方法で使用する肌焼鋼に加え、さらにＴｉ：０．０
０５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種
又は２種を含有させた鋼を用いることができる。これに
より、圧延後の組織をさらに微細化することができる。
以下にその限定理由を記載する。

【００３４】Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．
００５〜０．１０％ Ｔｉ、Ｖはどちらも圧延後のフェライト・パーライト粒
径を微細化する効果のある元素であり、組織を微細化す
るために必要に応じて少量添加することができる元素で
ある。前記効果を得るためには、Ｔｉ、Ｖ共に０．００
５％以上含有させることが必要である。しかしながら、
多量に含有させると効果が飽和するので、上限をそれぞ
れ０．１０％とした。また、Ｔｉは本発明ではＢＮ生成
防止のために添加する必要がないため、鋼中のＴｉＮが
増加して疲労特性を低下させないよう、添加は最小限に
抑えるのが良い。

【００３５】また、請求項３の発明のように、請求項
１、２の方法によって製造され、フェライト・パーライ
トの平均粒径が２５μｍ以下、平均断面硬さがＨｖ１６
０以下の冷鍛用肌焼鋼がある。

【００３６】この冷鍛用肌焼鋼は、前記した方法により
製造した肌焼鋼であって、微細なフェライト・パーライ
ト組織を有し、圧延ままで低い硬さ（Ｈｖ１６０以下）
を得られるので、熱処理することなく冷間鍛造によって
所定形状の部品を得ることができる。

【００３７】

【実施例】次に本発明により得られる効果を実施例によ
り明らかにする。表１に実施例で用いた供試材の化学成
分を示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】表１に示す鋼のうち、１〜４鋼が本発明の
成分範囲内の鋼、５〜９鋼が一部の成分が本発明の条件
を満足しない比較鋼、１０鋼は従来鋼であるＳＣＭ４２
０である。

【００４０】表１に示す成分からなる供試鋼は２tonＶ
ＩＭ溶解炉で溶解後所定の精錬及び成分調整を行って
２．３ton鋼塊を製造することにより準備した。そし
て、この鋼塊を１２５０℃に加熱し、１６０ｍｍ角の鋼
片を製造した。その後、８８０℃に加熱し、圧延中の最
高温度が８５０℃の条件で仕上げ圧延を行って、φ３０
の丸棒を製造し、供試材を準備した。

【００４１】この供試材から一部を切出して、圧延まま
の硬さ、組織、耐組織あれ性、浸炭焼入性、疲労特性に
ついて評価した。圧延ままの硬さは、前記丸棒を切断
し、断面の適当な位置で全自動ビッカース硬度計で１ｍ
ｍ間隔で１００点の硬さを測定し、その平均値により評
価した。

【００４２】組織は光学顕微鏡観察により４００倍で２
０視野を観察し、それぞれの視野で測定したフェライト
・パーライト組織の粒径の平均値により評価した。

【００４３】耐組織あれ性の評価は、供試材からφ２０
×高さ３０ｍｍの円筒型試験片を作製し、この試験片に
据込み率７０％の冷間加工を加えた試験片に対し、実際
の浸炭処理で異常粒成長が起きるかどうかをシミュレー
トするために、９００〜１０５０℃の各温度で２時間加
熱し、加熱後の試験片の結晶粒度を調査するという方法
で行った。

【００４４】各試験片の結晶粒異常成長の判定は、光学
顕微鏡（倍率は１００倍）で１０視野観察することによ
り評価した。据込み加工した試験片は内部の歪が不均一
であり、結晶粒異常成長は、歪の高い箇所の方が起きや
すい。そこで、比較的歪が高く、異常成長が起きやすい
と判断される箇所を１０点を選び、全ての試験片につい
て同一の箇所を観察することにより、試験片によって評
価条件が変化しないように配慮した。そして、１０視野
観察した範囲内において３以上異なった粒度の視野が２
０％以上存在する場合に「混粒」と判断し、異常粒成長
が生じたとみなすこととした。また、結晶粒度６未満の
場合に結晶粒粗大化したと判断した。なお、結晶粒度の
測定は全てＪＩＳＧ０５５１の基準に準拠した方法で行
った。そして、この基準で評価した結果、混粒又は結晶
粒粗大化が認められた試験片を×、異常が認められなか
った試験片を○で示した。

【００４５】浸炭焼入性については、前記丸棒から切出
した試験片を浸炭処理し、表面付近の組織を顕微鏡で観
察して焼入性不足を原因とするトルースタイトが存在し
ていないかを確認することにより評価した。浸炭処理
は、９５０℃にキープしたガス雰囲気（C.P.＝０．８
％）中において４時間ガス浸炭し、次いで、Ｃ．Ｐ．を
維持したまま温度を８６０℃に下げて４５分間均熱処理
をした後、１３０℃の油に焼入れ、その後、温度１６０
℃、１時間の焼戻し処理を行うという方法で実施した。

【００４６】疲労特性は、小野式回転曲げ試験片(平滑
試験片)を作製し、作製した試験片に前記浸炭処理を施
した後、疲労試験を実施し、１０^７回転での疲労限を求
めるという方法で評価した。結果を表２に示す。

【００４７】

【表２】

【００４８】表２から明らかなように、本発明の条件を
満足する方法で鋼片製造と仕上げ圧延を行っても、成分
の一部が本発明の範囲外であるものは、いずれかの特性
が劣る。比較鋼である５鋼は、Ｓｉ含有率が高いため、
圧延後の硬さが高く冷鍛性が劣る。６鋼は、Ｂを添加せ
ず、Ｍｎ含有率を高めて焼入性を調整した鋼であるが、
５鋼と同様に圧延硬さが高いものである。７鋼は、Ｃｒ
とＡｌ含有率、８鋼はＡｌ含有率がそれぞれ低いため、
浸炭処理時に表面に侵入したＮによってＢの焼入性向上
効果が小さくなり、浸炭処理後の表面にトルースタイト
が生成し、疲労強度が低下したものである。９鋼はＮ含
有率が低いため、１０００℃以上の高温加熱で異常粒成
長が発生したものである。また、従来鋼であるＳＣＭ４
２０は、Ｓｉ、Ｍｎ量が多く、Ａｌ量が少ないため、圧
延硬さ、耐組織あれ性が共に著しく劣るものである。

【００４９】それに対し、本発明の成分範囲の条件を満
足する１〜５鋼に本発明で規定した条件で制御圧延を行
った鋼は、フェライト・パーライトの平均粒径が１１〜
１９μｍと微細な組織が得られ、圧延硬さもＨｖ１４３
〜１４７と従来鋼ＳＣＭ４２０の球状化焼鈍材とほぼ同
等の硬さが得られ、耐組織あれ性、疲労特性共に優れた
結果を得られることが確認できた。

【００５０】次に、加熱、圧延条件を変化させて制御圧
延を行った場合に各種特性がどのように変化するかを確
認する別の実施例を示す。供試材としては、表１の供試
材の中の１、３鋼を用いた。これはどちらも本発明で規
定している成分範囲内の鋼である。この、１、３鋼につ
いて加熱温度、圧延温度を変化させた圧延材について、
組織の平均粒径、圧延硬さ、耐組織あれ性について前記
実施例と同様の条件で調査した。また、前記実施例に加
え冷鍛性についてもあわせて調査した。これは圧延条件
による冷鍛性への影響を正確に確認するためである。冷
鍛性の評価は、φ２０×高さ３０ｍｍの試験片を据込み
率８０％の加工率で変形させ、割れが発生しているかど
うかを確認するという方法で行った。そして、割れが確
認されなかったものを○、割れが確認されたものを×で
示した。結果を表３に示す。

【００５１】

【表３】

【００５２】表３から明らかなように、鋼片圧延時の加
熱温度が低い試験Ｎｏ．３、７は、炭窒化物の固溶が不
十分となったため、耐組織あれ性が劣るものであり、仕
上げ圧延時の加熱温度、圧延温度が高い試験Ｎｏ．４、
８は組織の組織が粗くなり、圧延硬さが高く、また炭窒
化物の最適な析出状態が得られなかったため、１０５０
℃加熱時において異常粒成長が発生し、さらに８０％の
据込み加工で割れが発生したものである。それに対し、
本発明の条件を満足する試験Ｎｏ．１、２、５、６は、
すべての特性について優れた結果を得ることが確認でき
た。

【００５３】

【発明の効果】以上述べたごとく、本発明法を用いれ
ば、熱間圧延ままで従来鋼であるＳＣＭ４２０を通常圧
延し、球状化焼鈍した場合とほぼ同等の硬さが得られ、
据込み率８０％でも割れの発生しない優れた冷鍛性が得
られるので、熱処理を省略することができる。また、本
発明により製造した鋼は、冷鍛性が優れているだけでな
く、冷鍛してから浸炭処理する場合のように異常粒成長
が発生しやすい条件でも１０００℃以上の高温で異常粒
成長を起こすことがなく、また、浸炭処理後に所定に浸
炭硬さ、組織を得ることができる。また、本発明の制御
圧延は、加熱温度のみ管理すれば容易に実施可能であり
制御冷却も必要ないので、生産性低下の問題もなく、熱
処理省略によって大幅な製造コスト低減が可能となり、
産業上の効果は極めて顕著なるものがある。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比にして、Ｃ：０．１０〜０．２５
   ％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、
   Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：
   １．２０〜２．００％、Ｍｏ：０．３５％以下、Ａｌ：
   ０．１０〜０．３０％、Ｎ：０．００８０〜０．０２５
   ０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．００１
   ０〜０．００５０％、Ｏ：０．００２０％以下を含有
   し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製し
   製造された鋼塊又は鋳片を１２００〜１３５０℃に加熱
   して熱間圧延して鋼片を製造後自然空冷し、その鋼片を
   ８００〜９００℃の温度に加熱して、圧延中の表面温度
   が９００℃以下の条件で熱間圧延して棒鋼又は線材を製
   造し、自然空冷することを特徴とする冷鍛用肌焼鋼の製
   造方法。
2. 【請求項２】 請求項１記載の鋼に加え、Ｔｉ：０．０
   ０５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種
   又は２種を含有する鋼に対し、請求項１記載の方法を施
   すことを特徴とする冷鍛用肌焼鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１、２の方法により製造され、フ
   ェライト・パーライト組織の平均粒径が２５μｍ以下で
   あって、かつ平均断面硬さがＨｖ１６０以下であること
   を特徴とする冷鍛用肌焼鋼。