JPH11335777A - 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 冷間加工性に優れ、浸炭時に粗大粒の発生を
安定的に抑制することができ、これにより浸炭焼入れ後
の歪みや曲がりの発生を防止することができる肌焼鋼と
その製造方法を提供する。 【解決手段】 Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎｂ：
０．００２〜０．０３５％、Ｎ：０．００５％未満、及
びＴｉをＮ含有量に応じて０．０１５〜３．４Ｎ＋０．
０２％を含有する鋼であって、ＡｌＮの析出量を０．０
０５％以下に制限し、マトリックス中に直径０．２μｍ
以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉ
の複合組成からなる析出物をその合計で２０個／１００
μｍ²以上を有し、ベイナイトの組織分率を１５％以下
に制限し、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鋼。ま
た、上記の鋼を加熱温度を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
度で徐冷することを特徴とする製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、冷間加工性と低浸
炭歪み特性に優れた肌焼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ＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳＧ ４１０４、Ｊ
ＩＳ Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６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
鋼の適用が検討されている。しかしながら、ボロン鋼は
浸炭加熱時に一部のオーステナイト結晶粒が粗大化する
現象を起こしやすい。このような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ＣＶＪ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。こうした経緯から、冷間加工性に優
れ、かつ低浸炭歪み特性に優れた、つまり浸炭時に粗大
粒を生じないボロン鋼が強く求められている。

【０００３】このような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が提案されている。例え
ば、特開昭６１−２１７５５３号公報には、ＴｉとＮの
量を０．０２＜Ｔｉ−３．４２ＮとすることによってＴ
ｉＣ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。

【０００４】また、特開昭６３−１０３０５２号公報に
は、Ｓｉ、Ｍｎ量を低減し、Ｎ量：０．００８％以下、
Ｎｂ量：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．
００８％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ＮｂＣ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。

【０００５】また、特開平９−７８１８４号公報には、
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／１
０μｍ²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
Ａｌ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。

【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。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を
防止できて低浸炭歪み特性に優れた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、肌焼鋼の
冷間加工性を向上させるために、固溶体硬化元素である
Ｓｉ、Ｍｎを低減し、焼入れ性をボロン添加で確保する
成分を基本成分系とした。次に、本ボロン鋼の低浸炭歪
み特性を向上させるために、つまり浸炭時に粗大粒の発
生を防止するために、結晶粒の粗大化の支配因子につい
て鋭意調査し、次の点を明らかにした。

【０００８】（１） 同じ化学組成の鋼材でも、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、化学組成を制限するのみでは、粗大粒を防止するこ
とはできない。化学組成以外の要因として重要なのは、
熱間加工後の鋼材のＡｌＮの固溶状態、Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）、Ｔｉ（ＣＮ）等の微細析出物の析出量、ベイナ
イト組織の混入状況および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の程度、つまり縞状組織
の程度である。

【０００９】（２） ボロン鋼は、ボロンの焼入れ性の
効果を引き出すために、低Ｎが前提であり、浸炭時に結
晶粒の粗大化を防止するためのピン止め粒子として窒化
物が利用できない。そのため、ピン止め粒子として炭化
物主体の析出物の活用に着眼した。

【００１０】（３） ピン止め粒子として有効に寄与す
るのは、微細な析出物のみである。しかしながら、微細
な析出物は同時に析出硬化による冷間加工性の悪影響も
大きい。単位元素当たりの析出硬化量はＴｉＣに比べて
ＮｂＣの方が小さい。そこで、Ｔｉの添加はＮを固定す
るための必要最小限とし、粗大粒の防止は、微量Ｎｂ添
加によりＮｂＣ主体のＮｂの析出物を主として活用すれ
ば、冷間加工性の確保と粗大粒の防止、つまり低浸炭歪
み特性の両立が可能である。なお、微量ではあるが、同
時に生成するＴｉＣ主体のＴｉの析出物も粗大粒の防止
に活用する。なお、本願発明では、ＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎ
ｂ（ＣＮ）をＮｂの析出物、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ
Ｎ）をＴｉの析出物と呼ぶ。本願で粒制御に活用するの
は、上記のように、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）
とＴｉＣ、ＴｉＣ主体のＴｉ（ＣＮ）、およびこれらの
複合組成からなる析出物が主体であるが、一部ＮｂＮお
よびＴｉＮの微細なものも存在している。

【００１１】（４） Ｎｂの析出物、Ｔｉの析出物をピ
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ＮｂＣおよびＴｉＣ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、
ＮｂＣおよびＴｉＣの微細分散が妨げられる。そのた
め、Ｎ量を出来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が存在する
と、上記のＴｉＮと同じ悪影響を及ぼす。そのため、Ａ
ｌＮ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。また、Ａｌ₂Ｏ₃量を制限するために、
Ｏの含有量を極力制限しなければならない。

【００１２】（５） 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。

【００１３】（６） さらに、Ｎｂの析出物、Ｔｉの析
出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Ｎｂの析出物、Ｔ
ｉの析出物を微細析出させておくことが必要である。

【００１４】（７） また、熱間加工後の鋼材にベイナ
イト組織が混入すると、浸炭加熱時にフェライト−パー
ライト−ベイナイト組織からオーステナイト組織へ逆変
態した直後において、混粒組織を形成し、この混粒組織
が粗大粒へと引き継がれる。そのため、熱間加工後の鋼
材のベイナイト組織量の制限は必須の要件である。

【００１５】（８） 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９６１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３
４巻第９号の第９５７頁〜第９６２頁には、標題のとお
り「フェライト縞状組織におよ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９
６１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．４ Ｃ
ｌａｓｓｉｆｉｃａｔｉｏｎｓ ｏｆ ｆｅｒｒｉｔｅ
ｂａｎｄｓ （×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。

【００１６】（９） 熱間加工後の鋼材の状態で、Ａｌ
Ｎ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。

【００１７】（１０） 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
れば良い。

【００１８】（１１） また熱間加工後の鋼材に一定量
以上のＮｂの析出物、Ｔｉの析出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、本発明は以上の新規なる知見にもとづいて
なされたものである。

【００１９】すなわち、本発明の請求項１〜２の発明
は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１
〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．６５％、Ｓ：０．０
０５〜０．１５％、Ｃｒ：０．４〜１．２５％、Ｂ：
０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．
０５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０３５％、Ｎ：０．０
０５％未満（０％を含む）を含有し、ＴｉをＮ含有量に
応じて０．０１５〜３．４Ｎ＋０．０２％の範囲含有
し、さらに、必要に応じて、Ｍｏ：０．０２〜０．３
％、Ｎｉ：０．１〜２．５％の１種または２種を含有
し、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含む）、Ｏ：０．０
０２５％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の成分からなり、ＡｌＮの析出量を
０．００５％以下に制限し、マトリックス中に直径０．
２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂ
とＴｉの複合組成からなる析出物をその合計で２０個／
１００μｍ²以上を有し、ベイナイトの組織分率を１５
％以下に制限し、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
冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼を用いるこ
とである。

【００２０】本発明の請求項３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で棒鋼または線材に熱間加工するこ
とを特徴とする冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌
焼鋼の製造方法を用いることである。

【００２１】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、浸炭時に粗大粒の発生を安定的に抑制することがで
き、これにより歪みや曲がりの発生を防止することがで
きる。

【００２２】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。

【００２３】まず、成分の限定理由について説明する。

【００２４】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。

【００２５】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。

【００２６】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．
６５％を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さ
の上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．２〜０．
６５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．３〜
０．６％である。

【００２７】Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被
削性の向上を目的として添加するが、０．００５％未満
ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超え
るとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆
化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜
０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．
００５〜０．０４％である。

【００２８】Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素であるが、０．４％未満ではその効果は不十分
であり、１．２５％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０．４〜１．２５％の範囲内にする必要がある。好適
範囲は０．６〜１．０％である。

【００２９】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。０．０００５％未満の添加で
は、上記の効果は不十分であり、０．００５％を超える
とその効果は飽和するので、その含有量を０．０００５
〜０．００５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．００１〜０．００３％である。

【００３０】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、ＮｂやＴｉ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、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０．０１５〜０．０
５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２５
〜０．０４％である。

【００３１】Ｎｂは浸炭加熱の際に鋼中のＣ、Ｎと結び
ついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、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、０．０３５％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０．００２〜０．０３５％の範囲内にする
必要がある。好適範囲は、０．００５〜０．０３％であ
る。

【００３２】Ｎは以下の２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。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ＮｂＣ、ＮｂＣ主
体のＮｂ（ＣＮ）とＴｉＣ、ＴｉＣ主体のＴｉ（ＣＮ）
の析出サイトとなり、これらのＴｉの炭窒化物、Ｎｂの
炭窒化物の微細析出を阻害し粗大粒の生成を促進する。
上記の悪影響はＮ量が０．００５％以上の場合特に顕著
である。以上の理由から、その含有量を０．００５％未
満にする必要がある。

【００３３】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。しかしなが
ら、０．０１５％未満ではその効果は不十分である。一
方、ＴｉをＮ含有量に応じて、３．４Ｎ＋０．０２％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Ｎ含有量に応じて、０．０１５〜３．４Ｎ＋
０．０２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、
０．０２〜３．４Ｎ＋０．０１５％である。

【００３４】次に、本願発明では必要に応じて、Ｍｏ、
Ｎｉの１種または２種を含有する。

【００３５】Ｍｏは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十
分であり、０．３％を超えて添加すると硬さの上昇を招
き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含有量
を０．０２〜０．３％の範囲内にする必要がある。

【００３６】Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素であるが、０．１％未満ではその効果は不十分
であり、２．５％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
０．１〜２．５％の範囲内にする必要がある。

【００３７】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。

【００３８】また、Ｏは鋼中でＡｌ₂Ｏ₃のような酸化物
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、Ｎｂの析出物、Ｔｉの析出物の析出サイトと
なり、熱間加工時にＮｂの析出物、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、Ｏ量はできるだけ低減することが望まし
い。図２にＯ量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。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った結果である。Ｏ含有
量が０．００２５％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、その含有量を０．００２５％以下に制
限する必要がある。好適範囲は０．００２％以下であ
る。

【００３９】次に、本願発明では、熱間加工後のＡｌＮ
の析出量を０．００５％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。

【００４０】圧延加熱時に粗大なＡｌＮが存在すると、
Ｎｂの析出物、Ｔｉの析出物の析出サイトとなり、熱間
加工後にＮｂの析出物、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、Ｎｂの析出物、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ＮｂＣおよび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、ＮｂＣおよびＴ
ｉＣ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。図３に熱間加工後
のＡｌＮの析出量と結晶粒粗大化温度との関係を示す。
圧延ままの棒鋼について、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
を行った結果である。ＡｌＮの析出量が０．００５％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
間加工後のＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限す
る。

【００４１】次に本願発明では、熱間加工後のマトリッ
クス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析
出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をそ
の合計で２０個／１００μｍ²以上を有するが、このよ
うに限定した理由を以下に述べる。

【００４２】結晶粒の粗大化を抑制するためには、上記
のように、結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微細に
分散させることが有効であり、粒子の直径が小さいほ
ど、また量が多いほどピン止め粒子の数が増加するため
好ましい。本願発明でいうＮｂの析出物はＮｂＣ、Ｎｂ
Ｎ、Ｎｂ（ＣＮ）をさし、またＴｉの析出物はＴｉＣ、
ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）をさす。熱間加工後の直径０．２
μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂと
Ｔｉの複合組成からなる析出物の個数の合計と結晶粒粗
大化温度との関係を図４に示す。圧下率５０％の据え込
みを行った後、各温度で５時間浸炭シミュレーションを
行った結果である。図４から、あきらかなように、直径
０．２μｍ以下のＮｂ、Ｔｉの微細析出物をその合計で
２０個／１００μｍ²以上分散させると実用上の浸炭加
熱温度域において結晶粒の粗大化が生じず、優れた結晶
粒粗大防止特性が得られる。以上から、マトリックス中
に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、
またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をその合計
で２０個／１００μｍ²以上分散していることが必要で
ある。好適範囲は５０個／１００μｍ²以上である。

【００４３】次に、本願発明では、熱間加工後のベイナ
イトの組織分率を１５％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。

【００４４】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。図５に
ベイナイト分率と結晶粒粗大化温度との関係を示す。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った結果である。ベイナ
イトの組織分率が１５％を超えると粗大粒発生温度が９
５０℃以下になり、実用的には粗大粒の発生が懸念され
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。以上の理由から、熱間加工後のベ
イナイトの組織分率を１５％以下に制限する必要があ
る。好適範囲は１０％以下である。

【００４５】次に、本願発明では、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。本願発明において、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。

【００４６】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。
図６に圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンド
の評点と結晶粒粗大化温度との関係を示す。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った結果である。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。

【００４７】次に熱間加工条件について説明する。

【００４８】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。

【００４９】次に、本願発明の請求項３は、加熱温度を
１１５０℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０
００℃、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。

【００５０】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ＮｂＣ、ＴｉＣ等を一旦マトリッ
クス中に固溶させることができず、熱間加工後に微細な
ＮｂＣ、ＴｉＣ等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、１１５０℃以上の温度で
加熱することが必要である。

【００５１】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が発生しやすく
なる。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、圧延
材の硬さが硬くなって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。好適温度は８５０〜９６０℃である。

【００５２】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℃／秒を超えると、ベ
イナイトの組織分率が大きくなり、また熱間加工後の微
細なＮｂ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℃／秒以下である。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。

【００５３】本願発明では、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、本願発明鋼は、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、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。

【００５４】

【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。

【００５５】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２３ｍｍの棒鋼を
製造した。

【００５６】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、熱間加工後の棒鋼のＮｂ
の析出物、Ｔｉの析出物の分散状態を調べるために、棒
鋼のマトリックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法
によって採取し、透過型電子顕微鏡で観察した。観察方
法は３００００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直
径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、Ｎｂ
とＴｉの複合組成からなる析出物の数を数え、１００μ
ｍ²当たりの数に換算した。また、圧延後の棒鋼の組織
観察を行い、ベイナイトの組織分率、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。

【００５７】また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測
定し、冷間加工性の指標とした。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。

【００５８】また、圧延ままの棒鋼から、別に据え込み
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ＪＩＳ Ｇ ０５５１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。

【００５９】さらに、直径２３ｍｍの圧延棒鋼を直径２
２ｍｍへ引き抜きを行った後、この材料から直径２２ｍ
ｍ×長さ２００ｍｍの試験片を作成した。本試験片を９
５０℃×５時間の条件で浸炭焼入れを行い、浸炭焼入れ
後の中央部の振れ量を測定することにより、浸炭焼入れ
による熱処理歪み量、つまり浸炭歪みを測定した。

【００６０】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。９５０℃浸炭時のγ粒度もあわせて示し
た。比較例１８、１９はＪＩＳのＳＣｒ４２０およびＳ
ＣＭ４２０の特性であるが、本願発明例の冷間変形抵抗
は、比較例１８、１９に比較して約１割小さく、また限
界据え込み率も優れている。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９５０℃では、粗大粒の発生を防止できること
が明らかである。また、本発明例の浸炭歪みは、０．２
６〜０．２９ｍｍと小さい。

【００６１】

【表１】 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、比較例１１はＭｎ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。

【００６２】比較例１２はＡｌの含有量が本願規定の範
囲を上回り、熱間加工後の析出物の数も本願規定の範囲
を下回った場合であり、粗大粒防止特性は劣り、浸炭歪
みも大きい。これは、粗大なＡｌＮが存在し、Ｎｂ、Ｔ
ｉの析出物の微細分散が妨げられたためである。比較例
１３はＮｂの含有量が本願規定の範囲を下回った場合で
あり、やはり熱間加工後の析出物の数も本願規定の範囲
を下回り、粗大粒防止特性は劣り、浸炭歪みも大きい。
一方、比較例１４はＮｂの含有量が本願規定の範囲を上
回った場合であり、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。比較例１５はＮの含
有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、Ｔｉの析
出物等が粗大になり、熱間加工後の析出物の数も本願規
定の範囲を下回り、粗大粒防止特性は劣り、浸炭歪みも
大きい。比較例１６はＴｉの含有量が本願規定の範囲を
上回った場合であり、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。

【００６３】比較例１７は、Ｏの含有量が本願規定の範
囲を上回った場合であり、熱間加工後の析出物の数も本
願規定の範囲を下回り、粗大粒防止特性は劣り、浸炭歪
みも大きい。

【００６４】次に、比較例２０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った場合であり、粗大粒発生温度は
低く、浸炭歪みも大きい。また、比較例２１は熱間圧延
時の仕上げ温度が本願規定の範囲を下回り、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、粗大粒発生温度は９３０℃と実
用上問題のあるレベルであり、浸炭歪みも大きい。比較
例２２、２３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、浸炭歪みも大きい。

【００６５】

【表２】 実施例−２ 実施例−１で製造した鋼水準Ａ〜Ｇおよび、Ｓ、Ｔ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および結晶粒粗大化特性、
浸炭歪みの調査を行った。これらの調査結果をまとめて
表３に示す。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
願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。さらに、本
発明例の結晶粒粗大化温度は９７０℃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。また、本発明鋼は、浸炭歪みも小さい。

【００６６】なお、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
と低浸炭歪み特性を有する。

【００６７】

【表３】

【００６８】

【発明の効果】本発明の冷間加工性と低浸炭歪み特性に
優れた肌焼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を安定的に抑制することがで
き、これにより、歪みや曲がりの発生を防止することが
できる。そのため、これまで、粗大粒の問題から冷鍛化
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】Ｏ量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。

【図３】熱間加工後のＡｌＮの析出量と結晶粗大化温度
の関係について解析した一例を示す図である。

【図４】熱間加工後のマトリックス中の直径０．２μｍ
以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉ
の複合組成からなる析出物の個数の合計と結晶粒粗大化
温度の関係について解析した一例を示す図である。

【図５】熱間加工後のベイナイト分率と結晶粒粗大化温
度の関係について解析した一例を示す図である。

【図６】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と結晶粒粗大化温度との関係につ
いて解析した一例を示す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓ
   ｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜０．６５
   ％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．４〜１．
   ２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．
   ０１５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０３５
   ％、Ｎ：０．００５％未満（０％を含む）を含有し、Ｔ
   ｉをＮ含有量に応じて０．０１５〜３．４Ｎ＋０．０２
   ％の範囲含有し、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含
   む）、Ｏ：０．００２５％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の成分からなり、
   ＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限し、マトリッ
   クス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出物、Ｔｉの析
   出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物をそ
   の合計で２０個／１００μｍ²以上を有し、ベイナイト
   の組織分率を１５％以下に制限し、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
   ことを特徴とする冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた
   肌焼鋼。
2. 【請求項２】 さらに、重量％で、Ｍｏ：０．０２〜
   ０．３％、Ｎｉ：０．１〜２．５％のうち、１種または
   ２種の成分を含有することを特徴とする請求項１記載の
   冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼。
3. 【請求項３】 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０．００５％以下に制限
   し、マトリックス中に直径０．２μｍ以下のＮｂの析出
   物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からな
   る析出物をその合計で２０個／１００μｍ²以上を有
   し、ベイナイトの組織分率を１５％以下に制限し、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である鋼となるようにすることを特徴とする冷
   間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼の製造方法。