JP2011157597A

JP2011157597A - 熱間圧延棒鋼または線材

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Publication number: JP2011157597A
Application number: JP2010020859A
Authority: JP
Inventors: Tetsuya Suenaga; 哲也末永; Yusuke Usui; 佑介臼井; Shoji Nishimura; 彰二西村; Takeshi Sugimoto; 岳士杉本; Yoshihiro Ofuji; 善弘大藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-02-02
Filing date: 2010-02-02
Publication date: 2011-08-18
Anticipated expiration: 2030-02-02
Also published as: JP5397247B2

Abstract

【課題】冷間鍛造性とγ粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延棒鋼又は線材の提供。
【解決手段】C：0.1〜0.3％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.4〜2.0％、S：0.005〜0.05％、Cr：0.5〜2.0％、Al：0.01〜0.06％、N：0.005〜0.025％及びNb：0.02〜0.08％を含み、残部Feと不純物からなり、表面から半径の1/5までと中心部から半径の1/5までの領域において、AlN及びAlNとNb（CN）として析出しているAl≦0.010％、Nb（CN）及びAlNとNb（CN）として析出しているNb≦0.020％、直径≧100nmの、AlN、Nb（CN）及びAlNとNb（CN）の合計の個数密度≦50個／100μm²、フェライト・ベイナイト組織の面積率≧80％、ベイナイトの面積率が30〜70％、フェライト平均粒径が15〜40μmの金属組織を有する熱間圧延棒鋼又は線材。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱間圧延棒鋼または線材に関し、詳しくは、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れ、かつ、浸炭あるいは浸炭窒化時のオーステナイト粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延棒鋼または線材に関する。

自動車や産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの部品は、熱間鍛造または冷間鍛造により粗成形される場合が多い。

冷間鍛造は、熱間鍛造に較べて寸法精度が高い。このため、鍛造後の切削加工量を低減できるなどのメリットがあって、近年、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなってきている。

冷間鍛造で粗成形する場合、鍛造での変形抵抗を下げるためおよび変形能の向上のために、球状化焼鈍を施すことが多い。しかしながら、球状化焼鈍を行っても、依然として、変形抵抗が高かったり、割れが生じやすいという問題がある。

さらに冷間鍛造後、切削加工を施し、その後、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合が多いが、その際、焼入れ前のオーステナイト粒が粗大化すると、部品としての疲労強度が低下したり、焼入れ時の変形が大きくなるなどの問題が生じやすい。

そこで、冷間鍛造における変形抵抗と変形能を考慮しつつ、オーステナイト粒の粗大化を安定して抑止できる熱間圧延棒鋼または線材が求められ、例えば、特許文献１〜３に具体的な技術が提案されている。

特許文献１には、０．２〜０．６％のＣを含む鋼線材・棒鋼において、初析フェライト分率が５〜３０面積％であり、残部がベイナイトを主体する組織からなり、かつ、前記ベイナイト中におけるセメンタイトのラス間隔の平均値が０．３μｍ以上であることを特徴とする、球状化処理後における変形能の向上と変形抵抗の低減が達成可能で、優れた冷間鍛造性を実現できる「球状化後の冷間鍛造性に優れた鋼線材・棒鋼およびその製造方法」が開示されている。

特許文献２には、フェライト、ベイナイトおよびパーライトを含む混合組織を有し、ベイナイトの面積分率を３０％以上に規定することで、球状化焼鈍した時の炭化物微細化が図れて高い変形能を有する「球状化後の冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼線材・棒鋼」が開示されている。

特許文献３には、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの析出量、ベイナイト組織分率を３０％以下に規定することによって、高温浸炭焼入れ工程における粗大粒の発生の抑制および最表層硬さの低下防止を達成でき、狙いどおりの硬化層深さが得られる「高温浸炭特性に優れた高温浸炭用鋼ならびに高温浸炭用熱間鍛造部材」が開示されている。

特開２００１−８９８３０号公報特開２００５−２２０３７７号公報特開２００１−８９８３０号公報

前述の特許文献１で提案された技術は、初析フェライト分率が５〜３０％と低いため、変形抵抗の低減が不十分である。さらに、オーステナイト粒粗大化に対する対策も講じられていない。

特許文献２で提案された技術は、組織について、ベイナイトの面積分率しか考慮されていないため、変形抵抗を低減するための対策が不十分である。さらに、オーステナイト粒粗大化についても配慮されていない。

特許文献３で提案された技術は、冷間鍛造時の変形抵抗および変形能について配慮されていない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、球状化焼鈍後に優れた冷間鍛造性、すなわち、低い変形抵抗と高い変形能を実現可能で、さらに、冷間鍛造後の浸炭あるいは浸炭窒化の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる、熱間圧延棒鋼または線材を提供することである。

前記の目的を達成するために、本発明者らは、先ず、熱間圧延棒鋼または線材について、球状化焼鈍後に冷間鍛造する際の変形能と変形抵抗に及ぼす金属組織の影響について種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）ベイナイトの面積率が多くなると、球状化焼鈍後の変形抵抗が高くなる一方、変形能は高くなる場合が多い。

（ｂ）フェライトの面積率が多くなると球状化焼鈍後の変形抵抗が低くなることが多い。

（ｃ）フェライト粒径が小さくなると球状化焼鈍後の変形抵抗が高くなる場合が多い。

（ｄ）フェライト粒径が大きくなると、球状化焼鈍後の変形能が低くなることが多い。

上記の（ａ）〜（ｄ）から、本発明者らは、
（ｅ）球状化焼鈍後の冷間鍛造時に、高い変形能と低い変形抵抗を高いレベルで両立させるためには、金属組織が、下記〈１〉〜〈３〉の全てを満たせばよいとの結論に達した。

〈１〉フェライトとベイナイトの混合組織であるフェライト・ベイナイト組織の面積率が特定の値以上であること、
〈２〉ベイナイトの面積率が特定の値以上であること、および
〈３〉フェライト粒径が特定の範囲内にあること。

次いで、本発明者らは、熱間圧延棒鋼または線材について、浸炭あるいは浸炭窒化の工程におけるオーステナイト粒の粗大化に及ぼす析出物の影響について種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ｆ）〜（ｉ）の知見を得た。なお、以下の説明において、「浸炭あるいは浸炭窒化」を単に「浸炭」ということがある。

（ｆ）熱間圧延材である熱間圧延棒鋼または線材の段階でＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量が少ない方が、浸炭時にオーステナイト粒が粗大化しにくい。

（ｇ）量産工程として一般的な、大断面での連続鋳造後の鋳片には、粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）が生成している場合が多く、これらが熱間圧延材で残存していると、たとえＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量が少なくても、浸炭加熱時にオーステナイト粒が粗大化しやすい。

（ｈ）鋳片、および鋳片を分塊圧延した鋼片の加熱では、表面側から昇温するため、中心部の温度が表面と同等になるには長時間を要する。したがって、一般に熱間圧延材での中心部では、表層部に較べて、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量、ならびに、粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）が多くなるので、浸炭時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止することができない。

（ｉ）ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）析出量の定量は、一般に、表層部近傍から電解抽出した残渣を分析することによって行われることが多いため、一般的な抽出残渣分析によって求めたＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量は、中心部近傍の浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止の指標にはならない。中心部近傍における浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を達成するには、中心部近傍におけるＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量についても所定量以下にする必要がある。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す熱間圧延棒鋼または線材にある。

（１）熱間圧延棒鋼または線材であって、
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％および
Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下および
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
である化学組成を有し、
棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ²以下であり、
フェライト・ベイナイト組織の面積率が８０％以上、ベイナイトの面積率が３０〜７０％およびフェライト平均粒径が１５〜４０μｍの、金属組織を有する、
ことを特徴とする熱間圧延棒鋼または線材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｐｂ：０．３％以下、
Ｔｅ：０．０８％以下、
Ｃａ：０．０１%以下および
Ｂｉ：０．３％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。

「ＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）」とは、ＡｌＮとＮｂ（ＣＮ）の複合析出物を指す。

ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の「直径」とは、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて観察した場合の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）それぞれの、長径と短径の算術平均を指す。

「フェライト・ベイナイト組織」とは、フェライトとベイナイトの混合組織を指す。

「フェライト平均粒径」とは、次のように定義されるものである。すなわち、熱間圧延棒鋼または線材の断面において、先ず各フェライト粒の面積を求め、その面積と等価な面積である円の直径を求め、それを各フェライト粒の見かけの粒径とする。次いで、面積を測定したすべてのフェライト粒の見かけの粒径の平均値を見かけのフェライト平均粒径とし、上記見かけのフェライト平均粒径を１．１２倍したものをフェライト平均粒径と定義する。

フェライト粒の観察方法については特に制限されるものではないが、熱間圧延棒鋼または線材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、倍率４００倍で、視野の大きさを２５０μｍ×２５０μｍとしてランダムに各１０視野観察して、その写真から上記した方法でフェライト平均粒径を求めることが好ましい。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れ、かつ、冷間鍛造後の浸炭あるいは浸炭窒化の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できるので、冷間鍛造で粗成形される歯車、プーリー、シャフトなどの部品の素材として好適に用いることができる。

実施例で冷間鍛造性を調査するために切り出した試験片の形状を説明する図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れしたときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。その含有量が０．１％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、冷間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃの含有量は０．１８％以上、０．２５％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に効果を有する元素である。しかしながら、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、冷間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．０％とした。Ｓｉの含有量が０．４％以上になると、疲労強度の向上効果が顕著になるので、Ｓｉの含有量は０．４％以上であることが好ましい。なお、Ｓｉの含有量は０．８％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に効果を有する元素である。しかしながら、その含有量が０．４％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、冷間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８％以上、１．２％以下であることが好ましい。

Ｓ：０．００５〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。しかしながら、その含有量が０．００５％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、疲労強度を低下させる傾向があり、その含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１％以上、０．０３％以下であることが好ましい。

Ｃｒ：０．５〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に効果を有する元素である。しかしながら、その含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、冷間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２．０％とした。Ｃｒの含有量が１．３％以上になると、疲労強度の向上が顕著になるので、Ｃｒの含有量は１．３％以上であることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量は１．８％以下であることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に効果を有する元素である。また、Ａｌには、冷間鍛造の動的歪時効を抑制して、変形抵抗の低減を図る作用がある。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒の粗大化を防止する特性や変形抵抗を低減する効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られず靱性の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０６％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２％以上、０．０４％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．００５〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴｉＮを形成しやすい元素である。本発明においては、これらの窒化物のうちでＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＮｂＮが浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止効果を有する。しかしながら、Ｎの含有量が０．００５％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒の粗大化防止効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程での安定した量産が難しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００５〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１３％以上、０．０２０％以下であることが好ましい。

Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に効果を有する元素である。しかしながら、その含有量が０．０２％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。したがって、Ｎｂの含有量を０．０２〜０．０８％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０２％以上、０．０４％以下であることが好ましい。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。

以下、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素で、０．０２５％を超えると、疲労強度を低下させる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０２５％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大なＴｉＮを形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００３％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＴｉ含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉ含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼工程でのコストを考慮すると、０．００２％以下にすることが好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯ含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物元素としてのＯ含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼工程でのコストを考慮すると、０．００１％以下にすることが好ましい。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｐｂ、Ｔｅ、ＣａおよびＢｉのうちの１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏについて説明する。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると、熱間延性を低下させて、熱間加工性の低下が顕著となる。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量を０．５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は０．３％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣｕの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果を確実に得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。

Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和する。さらに、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になるし、合金コストも上昇する。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの含有量は０．８％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｉの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和する。さらに、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になるし、合金コストも上昇する。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を０．８％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの含有量は０．４％以下であることが好ましい。

一方、前記したＭｏの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果を確実に得るためには、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．０５％以上であることが好ましい。

上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は２．８％以下であってもよいが、１．８％以下とすることが好ましい。

Ｐｂ、Ｔｅ、ＣａおよびＢｉは、いずれも、被削性を高める作用を有する。このため、より大きな被削性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、Ｐｂ、Ｔｅ、ＣａおよびＢｉについて説明する。

Ｐｂ：０．３％以下
Ｐｂは、被削性を高める効果がある。このため、冷間加工で成形した部品の内面などをさらに精密切削して仕上げたい場合などに、被削性を高める目的から必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が０．３％を超えると、疲労特性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＰｂの含有量を０．３％以下とした。なお、含有させる場合のＰｂの含有量は０．２％以下であることが好ましい。

一方、前記したＰｂの被削性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＰｂの含有量は、０．００５％以上であることが好ましい。

Ｔｅ：０．０８％以下
Ｔｅは、Ｐｂと同様に被削性を高める効果がある。このため、冷間加工で成形した部品の内面などをさらに精密切削して仕上げたい場合などに、被削性を高める目的から必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が０．０８％を超えると、熱間加工性の低下をもたらす。したがって、含有させる場合のＴｅの含有量を０．０８％以下とした。なお、含有させる場合のＴｅの含有量は０．０２％以下であることが好ましい。

一方、前記したＴｅの被削性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＴｅの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。

Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、ＰｂやＴｅと同様に被削性を高める効果がある。このため、ＰｂやＴｅと同じく、冷間加工で成形した部品の内面などをさらに精密切削して仕上げたい場合などに、被削性を高める目的から必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０１％を超えると、熱間加工性の低下をもたらす。したがって、含有させる場合のＣａの含有量を０．０１％以下とした。なお、含有させる場合のＣａの含有量は０．００４％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣａの被削性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＣａの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。

Ｂｉ：０．３％以下
ＢｉはＰｂ、ＴｅやＣａと同様に被削性を高める効果がある。このため、Ｐｂ、ＴｅやＣａと同じく、冷間加工で成形した部品の内面などをさらに精密切削して仕上げたい場合などに、被削性を高める目的から必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が０．３％を超えると、熱間加工性の低下をもたらす。したがって、含有させる場合のＢｉの含有量を０．０１％以下とした。なお、含有させる場合のＢｉの含有量は０．２％以下であることが好ましい。

一方、前記したＢｉの被削性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＢｉの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。

上記のＰｂ、Ｔｅ、ＣａおよびＢｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．６９％以下であってもよいが、０．３５％以下とすることが好ましい。

（Ｂ）金属組織
熱間加工した状態である熱間圧延棒鋼または線材の段階での金属組織は、球状化焼鈍後に歯車など所要部品形状に成形する際の冷間鍛造性、すなわち、変形能と変形抵抗に影響を及ぼす。

このため、熱間圧延棒鋼または線材の段階での金属組織を適正なものにする必要があり、金属組織におけるフェライト・ベイナイト組織の面積率が８０％以上、ベイナイトの面積率が３０〜７０％およびフェライト平均粒径が１５〜４０μｍの場合に、優れた冷間鍛造性、すなわち、低い変形抵抗と高い変形能を実現することができる。

上記の金属組織における「相」は、例えば、熱間圧延棒鋼または線材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、倍率４００倍で、視野の大きさを２５０μｍ×２５０μｍとしてランダムに各１０視野観察することによって同定することができる。また、上記の各視野について通常の方法による画像解析を行って、フェライトの面積率、ベイナイトの面積率およびフェライト平均粒径を求めることができる。フェライト・ベイナイト組織の面積率は、フェライトの面積率とベイナイトの面積率を加算して求めた。

フェライト平均粒径の算出方法は、先に述べたように、各フェライト粒の面積を求め、その面積と等価な面積である円の直径を求め、それを各フェライト粒の見かけの粒径とする。次いで、面積を測定したすべてのフェライト粒の見かけの粒径の平均値を見かけのフェライト平均粒径とし、上記見かけのフェライト平均粒径を１．１２倍して算出する。

金属組織における前記フェライト・ベイナイト組織の面積率は９０％以上であることが好ましく、１００％であってもよい。また、ベイナイトの面積率は５０％以上であることが好ましい。

金属組織におけるフェライト・ベイナイト組織の面積率が８０％以上でベイナイトの面積率が３０〜７０％であれば、他の相については、特に限定する必要はない。

フェライト平均粒径は２５μｍ以下であることが好ましい。

（Ｃ）表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、それぞれ、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量およびＮｂ量、ならびに、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度
鋳片および鋼片は大断面であるため、中心部まで所定の温度になるのに長時間を要する。したがって、鋳片および鋼片を加熱した際、表層部に較べて、中心部は温度が低かったり、所定の温度に保持される時間が短いことが一般的である。そのため、熱間加工した状態である熱間圧延棒鋼または線材の段階では、表層部と中心部とでＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の析出量、ならびにＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の分散状態が異なることとなって、冷間鍛造後の浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化にも差異が生じる。

しかしながら、熱間圧延棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ²以下であれば、表層部から中心部の全域において、冷間鍛造後の浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制することができる。

したがって、本発明においては、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ²以下であることと規定した。

ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌの量およびＮｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂの量は、例えば、適宜の試験片を採取し、この試験片の横断面について、電解研磨されないように樹脂でマスキングした後、一般的な条件である、いわゆる「１０％ＡＡ系電解液」、すなわち、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液を用い、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ²で抽出（電気分解）し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。

上記の表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域における直径が１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）については、例えば、各領域から一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察することによって、面積１００μｍ²当たりの個数密度として求めることができる。

上記２つの領域において、いずれも、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌの量は０．００８％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂの量は０．０１５％以下であることが好ましい。

上記２つの領域において、いずれも、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度は４０個／１００μｍ²以下であることが好ましい。

上記のＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌの量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂの量、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度（分散状態）および前述した金属組織には、鋼の化学組成、鋳片や鋼片の製造条件、鋳片や鋼片における成分元素の偏析、熱間圧延棒鋼または線材への熱間加工条件および熱間加工の後の冷却速度などが影響する。

そこで、上記のＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌの量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂの量、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の分散状態および金属組織を得る方法の一例として、以下、０．２０〜０．２５％のＣ、０．４〜０．８％のＳｉ、０．５〜０．８％のＭｎおよび１．０〜１．５％のＣｒを含有する鋼を用いた場合について示す。なお、本発明の熱間圧延棒鋼または線材の製造方法は、これに限るものではないことはもちろんである。

・凝固途中の鋳片に圧下を加えること、
・鋳片に加熱温度１２７０〜１３００℃、かつ、加熱時間５時間以上の加熱を施してから分塊圧延すること、
・分塊圧延後の鋼片の冷却は放冷とすること、
・鋼片の加熱温度を１２３０〜１２８０℃、かつ、加熱時間を１．５時間以上として熱間圧延すること、
・熱間圧延仕上げ温度を９５０〜１０５０℃とし、仕上げ圧延後は、大気中での放冷（以下、単に「放冷」という。）によって室温まで冷却すること、
・鋼片から棒鋼、線材への鍛錬比（鋼片の断面積／棒鋼、線材の断面積）が８以上であること。

本明細書における「加熱温度」とは加熱炉の炉内温度の平均値、「加熱時間」とは在炉時間を意味する。熱間加工の「仕上げ温度」とは棒鋼、線材の表面温度を指し、仕上げ加工後に放冷する温度である「室温」も、棒鋼、線材の表面温度を指す。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼αおよび鋼βを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。上記の鋼αおよび鋼βはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。

このようにして作製した鋳片を、上記の６００℃から１２８０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで放冷した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間棒鋼圧延を行って直径３６ｍｍの棒鋼を得た。

表２に、製造条件〈１〉〜〈８〉として、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径３６ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての、鋳片の加熱条件、分塊圧延後の冷却条件、鋼片の加熱条件、棒鋼圧延の圧延仕上げ温度と圧延後の冷却条件の詳細を示す。

上記のようにして得た直径３６ｍｍの各棒鋼について、金属組織における「相」の同定を行うとともに、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率およびフェライト平均粒径を求めた。

具体的には、各棒鋼から長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、光学顕微鏡を用いて、倍率４００倍で、視野の大きさを２５０μｍ×２５０μｍとしてランダムに各１０視野観察し、金属組織における「相」を同定するとともに、上記の各視野について通常の方法による画像解析を行って、フェライトの面積率、ベイナイトの面積率およびフェライト平均粒径を求めた。フェライト・ベイナイト組織の面積率は、フェライトの面積率とベイナイトの面積率を加算して求めた。フェライト平均粒径の算出方法は前述したとおりである。

上記のようにして得た直径３６ｍｍの各棒鋼について、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、ならびに、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度を、次に述べる方法で調査した。

直径３６ｍｍの棒鋼には表面にスケールが存在しているため、そのままでは抽出残渣分析を行えないため、旋削加工により、同心円位置から直径３５ｍｍ、長さ１０ｍｍ、および直径７．６ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取した。この試験片の横断面について、電解研磨されないように樹脂でマスキングした後、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用いて、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ²で抽出（電気分解）した。抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行って、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌの量とＮｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂの量を求めた。

直径３６ｍｍの棒鋼の横断面において、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域から、それぞれ、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察して、先ず、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）それぞれについて、長径と短径の算術平均である直径を求め、次いで、面積１００μｍ²当たりについて、直径が１００ｎｍ以上のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度を求めた。

さらに、球状化焼鈍後の冷間鍛造を模擬した試験を行って冷間鍛造性を調査するとともに、冷間鍛造後の浸炭を模擬した試験を行ってオーステナイト粒の粗大化発生状況を、以下に示す方法で調査した。

すなわち、前記表２の各製造条件記号で作製した直径３６ｍｍの棒鋼に、７６０℃で４時間保持した後、１５℃／時の冷却速度で６６０℃まで冷却し、その後は放冷して球状化焼鈍を行い、また、各鋼の表２の製造条件記号〈１〉で作製した棒鋼については、９２０℃で１時間保持した後、室温まで放冷する焼きならしを、前記球状化焼鈍に代えて行ったものも作製し、冷間鍛造性を調査した。

さらに、表２の各製造条件記号で作製した直径３６ｍｍの棒鋼に上記の球状化焼鈍を施した場合について、冷間鍛造後に浸炭する際のオーステナイト粒の粗大化発生特性を調査した。

冷間鍛造性は、先ず、「変形抵抗」について、次に示す方法で調査した。すなわち、上記の球状化焼鈍を行った棒鋼および焼きならしを行った棒鋼の表面から１８ｍｍ位置を中心に、図１に示す試験片を切り出し、端面を拘束して、円柱の高さ方向から、高さの６０％の圧縮加工を行い、その際の変形抵抗値を測定した。なお、各鋼について、焼きならし材の変形抵抗値を「１００」として規格化した場合の、球状化焼鈍材の変形抵抗値を求め、その値が９０以下の場合に、球状化焼鈍後の変形抵抗が低いとして「良」と評価した。そのうちでも、変形抵抗値が８５以下の場合には、球状化焼鈍後の変形抵抗が特に低いとして「優」と評価した。一方、変形抵抗値が９０を超える場合は、球状化焼鈍後の変形抵抗が高いとして「不可」と評価した。

次に、冷間鍛造性としての「変形能」について、次に示す方法で調査した。すなわち、上記の球状化焼鈍を行った棒鋼および焼きならしを行った棒鋼の表面から１８ｍｍ位置を中心に、図１に示す試験片を各５個ずつ作製した。次いで、この試験片を用いて、端面を拘束して、円柱の高さ方向から、高さの５０％の圧縮加工を行い、その後、初期の高さの２％ずつ圧縮加工を行い、その都度、目視にて割れ発生の有無を確認し、各５個の試験片のうち３個の試験片に割れが発生した時の圧縮率を限界圧縮率と規定した。なお、各鋼について、焼きならし材の限界圧縮率を「１００」として規格化した場合の、球状化焼鈍材の限界圧縮率を求め、その値が１１０以上の場合に、球状化焼鈍後の変形能が高いとして「良」と評価した。そのうちでも、限界圧縮率が１１５以上の場合には、球状化焼鈍後の変形能が特に高いとして「優」と評価した。一方、限界圧縮率が１１０を下回る場合は、球状化焼鈍後の変形能が低いとして「不可」と評価した。

冷間鍛造後に浸炭する際のオーステナイト粒の粗大化発生特性は、次に示す方法で調査した。すなわち、前記表２の各製造条件記号で作製した直径３６ｍｍの棒鋼について、上述した球状化焼鈍を施した後、各棒鋼の表面から１８ｍｍ位置を中心に、図１に示す試験片を６個ずつ切り出し、先ず、冷間鍛造を模擬するために、高さ方向で６０％の圧縮加工を行い、次いで、浸炭を模擬するために、上記の高さ方向に６０％の圧縮加工を施した試験片を、９５０℃、９７０℃、９９０℃、１０１０℃、１０３０℃および１０５０℃の各温度で３００分保持した後、水冷によって室温まで冷却した。

このようにして得た各試験片の中心部を含む縦断面を切り出した後、その切断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍でランダムに各１０視野観察して、オーステナイト粒の粗大化発生状況を調査した。なお、上記調査における各視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍである。

上記の光学顕微鏡観察によって、オーステナイト粒の粒度番号が５番以下の結晶粒が合計２個以上あった場合に、オーステナイト粒の粗大化が生じたと定義した。１０３０℃以下の温度で３００分保持した場合にオーステナイト粒が粗大化しない場合に、オーステナイト粒粗大化防止効果が優れるとして「優」と評価した。一方、１０３０℃以下の温度で３００分保持した場合にオーステナイト粒が粗大化する場合、オーステナイト粒粗大化防止効果がないとして「不可」と評価した。

表３に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件とともにまとめて示す。なお、表３における製造条件記号は、前記表２に記載した条件記号に対応するものである。

表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率、ならびにフェライト平均粒径の全てが本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１および９の場合には、球状化焼鈍後の変形抵抗は低く、また、変形能は高いので冷間鍛造性に優れ、さらに、冷間鍛造後に優れたオーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。

これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にあっても、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率、ならびにフェライト平均粒径のうちの少なくともいずれかが本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号２〜８および１０〜１６の場合には、球状化焼鈍後の冷間鍛造性および冷間鍛造後に浸炭する際のオーステナイト粒の耐粗粒化特性のうちのいずれか一方または双方が劣っている。

（実施例２）
表４に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｍを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。

上記の鋼のうち、鋼ａ〜ｉは化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼ｊ〜ｍは化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。

４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径３６ｍｍの棒鋼に仕上げるための製造条件は、各鋼について、前記表２に記載の製造条件記号〈１〉および製造条件記号〈２〉〜〈８〉のうちのいずれかの１つの計２条件とした。

表５に、各鋼を４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径３６ｍｍの棒鋼に仕上げた製造条件を、表２に記載の製造条件記号を用いて示す。

上記のようにして得た直径３６ｍｍの各棒鋼について、前記の（実施例１）におけるのと同じ方法で各種の調査を実施した。

すなわち、先ず、金属組織における「相」の同定を行うとともに、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率およびフェライト平均粒径を求め、また、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、ならびに、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度を調査した。

次いで、球状化焼鈍後の冷間鍛造を模擬した試験を行って冷間鍛造性としての「変形抵抗」および「変形能」を調査するとともに、冷間鍛造後の浸炭を模擬した試験を行ってオーステナイト粒の粗大化発生状況を調査した。

球状化焼鈍後の変形抵抗および変形能、ならびに、浸炭を模擬した試験でのオーステナイト粒粗大化防止特性を評価するに際しては、前記の（実施例１）に示したのと同じ基準を用いた。

表５には、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件記号とともにまとめて示した。

表５から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率、ならびにフェライト平均粒径の全てが本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１７、１９、２１、２３、２５、２７、２９、３１および３３の場合には、球状化焼鈍後の変形抵抗は低く、また、変形能は高いので冷間鍛造性に優れ、さらに、冷間鍛造後に優れたオーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件の全てを同時に満たしていない「比較例」の場合には、球状化焼鈍後の冷間鍛造性および冷間鍛造後に浸炭する際のオーステナイト粒の耐粗粒化特性のうちのいずれか一方または双方が劣っている。

すなわち、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼ａ〜ｉを用いた場合であっても、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率、ならびにフェライト平均粒径のうちの少なくともいずれかが本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号１８、２０、２２、２４、２６、２８、３０、３２および３４の場合には、球状化焼鈍後の冷間鍛造性および冷間鍛造後に浸炭する際のオーステナイト粒の耐粗粒化特性のうちのいずれか一方または双方が劣っている。

化学組成が本発明で規定する範囲から外れた鋼ｊ〜ｍを用いた場合には、表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度、フェライト・ベイナイト組織の面積率、ベイナイトの面積率、ならびにフェライト平均粒径が本発明で規定する条件を満たす、満たさないに関係なく、球状化焼鈍後の冷間鍛造性および冷間鍛造後に浸炭する際のオーステナイト粒の耐粗粒化特性のうちのいずれか一方または双方が劣っている。

Claims

熱間圧延棒鋼または線材であって、
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％および
Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下および
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
である化学組成を有し、
棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および中心部から半径の１／５までの領域において、ＡｌＮおよびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＡｌ量が０．０１０％以下、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）として析出しているＮｂ量が０．０２０％以下であり、かつ、直径１００ｎｍ以上の、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）およびＡｌＮ−Ｎｂ（ＣＮ）の合計の個数密度が５０個／１００μｍ²以下であり、
フェライト・ベイナイト組織の面積率が８０％以上、ベイナイトの面積率が３０〜７０％およびフェライト平均粒径が１５〜４０μｍの、金属組織を有する、
ことを特徴とする熱間圧延棒鋼または線材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｐｂ：０．３％以下、
Ｔｅ：０．０８％以下、
Ｃａ：０．０１%以下および
Ｂｉ：０．３％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱間圧延棒鋼または線材。