(57)【要約】【課題】  浸炭層以外の鋼材内部について強度および靱性を確保すると共に、浸炭時に結晶粒の微細化が達成できる浸炭用鋼を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：0.1〜0.4％、Si：0.5％以下、Mn：2.0％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.1〜0.5％、Mo：0.05〜1.0％、Ｓ：0.005％以下およびＮ：0.004％以下を、次式（１）を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にすると共に、鋼組織を、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトからなる組織にし、該フェライトの組織分率を50％以上にし、かつフェライト相中に粒径：20nm未満の微細析出物を１×103個／μm3以上分散させる。  0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)〕≦ 2.0   --- (1)【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.1〜0.4％、
Si：0.5％以下、
Mn：2.0％以下、
Al：0.1％以下、
Ti：0.1〜0.5％
Mo：0.05〜1.0％
Ｓ：0.005％以下および
Ｎ：0.004％以下
を、下記式（１）を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトからなり、該フェライトの組織分率が50％以上で、かつフェライト相中に粒径：20nm未満の微細析出物が１×103個／μm3以上分散していることを特徴とする浸炭用鋼。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)〕≦ 2.0   --- (1)
【請求項２】
前記鋼の組成が、さらに質量％で、
Cr：2.0％以下、
Nb：0.1％以下、
Ｖ：0.15％以下および
Ｗ：1.5％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記(1)式に代えて下記式(1)′を満足することを特徴とする請求項１に記載の浸炭用鋼。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)＋(Cr/52)＋(Nb/93)
＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)〕≦ 2.0       --- (1)′
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：0.1〜0.4％、
Si：0.5％以下、
Mn：2.0％以下、
Al：0.1％以下、
Ti：0.1〜0.5％
Mo：0.05〜1.0％
Ｓ：0.005％以下および
Ｎ：0.004％以下
を、下記式（１）を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱後、熱間加工したのち冷却するに際し、該熱間加工時および冷却過程における800〜500℃の温度範囲の冷却速度を1.0℃/s以下とすることを特徴とする浸炭用鋼の製造方法。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)〕≦ 2.0   --- (1)
【請求項４】
前記鋼素材の組成が、さらに質量％で、
Cr：2.0％以下、
Nb：0.1％以下、
Ｖ：0.15％以下および
Ｗ：1.5％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記(1)式に代えて下記式(1)′を満足することを特徴とする請求項３に記載の浸炭用鋼の製造方法。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)＋(Cr/52)＋(Nb/93)
＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)〕≦ 2.0       --- (1)′
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭用鋼およびその製造方法に関し、特に自動車用鋼材や建設機械用鋼材に適用して好適なものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車のクランクシャフトや歯車には、優れた疲労特性、耐摩耗性および耐ピッチング性が求められ、Ｃ量が0.2mass％前後のクロム鋼、クロムモリブデン鋼およびニッケルクロムモリブデン鋼等を所望の形状に成形後、浸炭処理や浸炭窒化処理を施すことにより製造されている。
【０００３】
上記の浸炭処理や浸炭窒化処理において、焼入れ時に熱処理歪が生じると、歯車の場合には歯形状が狂うため、仕上げ加工、研磨工程が必要となり、また軸条部品の場合には曲がりが生じるため、これを矯正することが必要となり、いずれの場合も生産性が阻害され、コストが上昇する。
かような熱処理歪は、浸炭処理中にオーステナイト結晶粒が粗大化し、焼入れ性が不安定となり、マルチンサイト変態時の膨張による応力不均一に起因して生じるとされ、その解消が課題となっている。
【０００４】
特許文献１および特許文献２には、鋼の熱履歴とAl，Nb，Ｎ量を調整し、AlとNb窒化物のピン止め効果によって粗大粒の発生を抑制することが提案されているが、この技術では粗大粒発生の抑制効果の安定性の点で問題がある。
また、特許文献３および特許文献４には、Al，Nb，Tiなどの窒化物、炭化物、炭窒化物形成元素の含有量と、各析出物の大きさ、分布密度、ベイナイト組織分率、フェライトバンド評点および圧延条件を制御することによって、上記課題の解決を図っているが、種々の寸法形状を圧延により製造する実操業においては、これら多数のパラメータを制御することは事実上困難である。
【０００５】
上記の問題を解決するものとして、特許文献５には、鋼中のＣ，Ti，Moの含有量を次式（Ｉ）の範囲に制御することにより、浸炭部品をフェライト単相組織とし、フェライト相中に粒径が10nm未満の微細析出物を分散析出させることによって、浸炭処理時の粗大粒の発生を防止し、熱処理歪の少なくすることが提案されている，
0.5 ≦ (Ｃ/12)／｛(Ti/48)＋(Mo/96)｝≦ 1.5       ---（Ｉ）
しかしながら、特許文献５に記載の技術では、浸炭層以外の内部については、その強度、靱性を十分に確保することができず、上述したクランクシャフトや歯車に適用するには改善の余地を残していた。
【０００６】
【特許文献１】特開昭58−45354号公報
【特許文献２】特開昭61−261427号公報
【特許文献３】特開平11−50191号公報
【特許文献４】特開平11−335777号公報
【特許文献５】特開2OO3−321731号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、浸炭層以外の内部の強度および靱性を確保しつつ、浸炭時には結晶粒の微細化を効果的に達成することができる浸炭用鋼を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、浸炭層以外の内部組織について鋭意検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
ａ）浸炭処理後に浸炭層以外の内部組織の強度および強性の向上を図るには、鋼組織を、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトが混在する組織とすることが有利である。
ｂ）上記のような内部組織を得るためには、Ｃ含有量を0.1〜0.4mass％程度に高める必要がある。
ｃ）Ｃ含有量が多い場合、微細炭化物を析出させるためには、上掲式（Ｉ）からも明らかなように、炭化物となって微細析出物を形成するTiやMoの量を増加させる必要があるが、Ｃ含有量を高くして、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトが混在する組織にした場合、上掲式（Ｉ）を満足するように成分調整を行っても十分な微細析出物は得られない。
【０００９】
そこで、発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、浸炭処理時に粗大粒の発生を防止するのに有用な微細析出物を効果的に生成させるためには、鋼成分とくに不純物として混入するＳ，Ｎ量を厳密に制御することが重要であることを新たに見出し、本発明を完成するに至ったのである。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.1〜0.4％、
Si：0.5％以下、
Mn：2.0％以下、
Al：0.1％以下、
Ti：0.1〜0.5％
Mo：0.05〜1.0％
Ｓ：0.005％以下および
Ｎ：0.004％以下
を、下記式（１）を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトからなり、該フェライトの組織分率が50％以上で、かつフェライト相中に粒径：20nm未満の微細析出物が１×103個／μm3以上分散していることを特徴とする浸炭用鋼。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)〕≦ 2.0   --- (1)
【００１１】
２．前記鋼の組成が、さらに質量％で、
Cr：2.0％以下、
Nb：0.1％以下、
Ｖ：0.15％以下および
Ｗ：1.5％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記(1)式に代えて下記式(1)′を満足することを特徴とする上記１に記載の浸炭用鋼。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)＋(Cr/52)＋(Nb/93)
＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)〕≦ 2.0       --- (1)′
【００１２】
３．質量％で、
Ｃ：0.1〜0.4％、
Si：0.5％以下、
Mn：2.0％以下、
Al：0.1％以下、
Ti：0.1〜0.5％
Mo：0.05〜1.0％
Ｓ：0.005％以下および
Ｎ：0.004％以下
を、下記式（１）を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱後、熱間加工したのち冷却するに際し、該熱間加工時および冷却過程における800〜500℃の温度範囲の冷却速度を1.0℃/s以下とすることを特徴とする浸炭用鋼の製造方法。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)〕≦ 2.0   --- (1)
【００１３】
４．前記鋼素材の組成が、さらに質量％で、
Cr：2.0％以下、
Nb：0.1％以下、
Ｖ：0.15％以下および
Ｗ：1.5％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記(1)式に代えて下記式(1)′を満足することを特徴とする上記３に記載の浸炭用鋼の製造方法。
記
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)＋(Cr/52)＋(Nb/93)
＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)〕≦ 2.0       --- (1)′
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、浸炭層以外の鋼材内部について強度および靱性を確保した上で、浸炭処理時に結晶粒の微細化が達成できる浸炭用鋼を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明の浸炭用鋼の鋼組織、成分組成および製造条件について具体的に説明する。
鋼組織
本発明に係る浸炭用鋼は、その鋼組織を、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトが混在する組織とし、かつフェライトの組織分率を全組織の50％以上とする。
浸炭処理前の鋼組織が、パーライト及び／又はベイナイトが混入していない組織であるということは、浸炭後にも同様な組織になるということであり、とすると、浸炭層以外の内部組織では、十分な強度および靱性を確保できず、歯車やクランクシャフト等の部品としての軽量化が困難となる。
また、フェライトの組織分率が50％未満では、後述するように、所望の微細析出物を析出させることができず、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を防止できない。
以上のことから、鋼組織は、フェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとし、該フェライトの組織分率を50％以上に限定した。
【００１６】
ここに、フェライトの組織分率は50〜95％、一方パーライト及び／又はベイナイトの組織分率は５〜50％とすることが好ましい。また、冷間加工性を確保する観点からは、フェライトの組織分率は70〜95％、パーライト及び／又はベイナイトの組織分率は５〜30％とすることが好ましい。なお、鋼組織としては、その他にもマルテンサイトや残留オーステナイトが混入する場合があるが、これらの混入量が10％以下であれば何ら問題はない。
なお、各組織分率は、断面組織観察（200倍の光学顕微鏡組織観察）により、面積率で求めることができる。
【００１７】
微細析出物
さらに、本発明では、フェライト組織中に、粒径：20nm未満の微細析出物が１×103個／μm3以上分散している必要がある。粒径が20nm未満の析出物の存在により、浸炭処理時の結晶粒界のピンニング効果により粒成長が効果的に防止される。この粒径：20nm未満の析出物の個数が１×103個／μm3未満では、上記したピンニング効果が不十分となり粒成長抑制効果が得られない 。
なお、微細析出物の個数は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧：200kVで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としが無いように焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察した。
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは、電子エネルギー損失分光法を用い、弾性散乱ピーク強度と非弾性散乱ピーク強度を測定することで算出する。
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実施することができる。粒子数および粒子径の測定は、試料の0.5×0.5μmの領域４箇所について行い、１μm2当たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。
本発明では、このようにして求めた粒径：2Onm未満の析出物の数を１×103個／μm3以上の範囲に規定する。なお、20nm未満の析出物の数は１×104個／μm3以上であることがより好ましい。
【００１８】
成分組成
上述した組織が得られ、しかも本発明の浸炭用鋼の用途である歯車やクランクシャフトといった機械構造部品として必要な特性を確保するために、本発明では成分組成を以下のように限定する。なお、以下、各成分の含有量（％）は全て質量％を意味するものとする。
【００１９】
Ｃ：0.1〜0.4％
Ｃは、必要な強度を得るために添加する。しかしながら、Ｃ量が0.1％未満では必要な強度を確保することができず、一方 0.4％を超えると硬くなり、冷間加工性を確保することが難しくなるだけでなく、浸炭後の芯部靱性が劣化するので、Ｃ量は0.1〜0.4％の範囲に限定する。より好ましくは0.2〜0.4％の範囲である。
【００２０】
Si：0.5％以下
Siは、強度、延性を向上させるために添加するが、含有量が0.5％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、冷間加工時の変形抵抗が高くなって加工性が低下するため、Si量は0.5％以下に限定する。
【００２１】
Mn：2.0％以下
Mnは、強度、焼入れ性を向上させるために添加するが、含有量が2.0％を超えるとその効果は飽和するだけでなく、冷間加工時の変形抵抗が高くなって加工性が低下するため、Mnは2.0％以下に限定する。
【００２２】
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として有用であり、また強度及び延性を向上させる効果もあるので、0.1％を上限として添加する。
【００２３】
Ti：0.1〜0.5％
Tiは、Ti系炭化物や、Moと共にTi−Mo系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、ピンニング効果を向上させる上で有用な元素である。しかしながら、含有量が0.1％未満では析出物量が少なすぎて粗大粒の抑制に必要なピンニング効果が得られず、一方0.5％を超えると析出物が粗大化し、上記したピンニング効果が低下するので、Tiは0.1〜0.5％の範囲に限定する。
【００２４】
Mo：0.05〜1.0％
Moは、Mo系炭化物や、Tiと共にTi−Mo系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、ピンニング効果を向上させる上で有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05％未満では析出物量が少なすぎて粗大粒の抑制に必要なピンニング効果が得られず、一方1.0％を超えて含有させるとベイナイト相のみならず、マルテンサイト相を形成するようになるので、Moは0.05〜1.0％の範囲に限定する。
【００２５】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、本発明のような高Ti鋼においては粗大なTiＳを形成し、ピンニング効果に寄与しないだけでなく、むしろ粗大なTiＳが存在するとTiおよびMo系の炭化物の析出サイトとなって、ピンニング効果に有効な微細析出物量を減少させる。ここに、Ｓが0.005％を超えて含有された場合には、上記の弊害が著しいので、Ｓは0.005％以下に制限することが重要である。
【００２６】
Ｎ：0.004％以下
Ｎも、本発明のような高Ti鋼においては粗大なTiＮを形成し、ピンニング効果に寄与しないだけでなく、むしろ粗大なTiＮが存在するとTiおよびMo系の炭化物の析出サイトとなって、ピンニング効果に有効な微細析出物量を減少させる。ここに、Ｎが0.004％を超えて含有された場合には、上記の弊害が著しいので、Ｎは0.004％以下に制限することが重要である。
【００２７】
以上、本発明の基本成分の好適組成範囲について説明したが、本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分で、Ｃ，Ti，Mo，ＳおよびＮについては、次式（１）の要件を満たすことが肝要である。
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)〕≦ 2.0   --- (1)
上掲式は、析出物の大きさ及び個数に影響を与えるもので、この式を満たす範囲でそれぞれの元素が含有された場合、後述する製造方法に従って製造すれば、粒径：20nm未満の微細析出物が１×103個／μm3以上分散した所望組織を得ることができる。
【００２８】
さらに、本発明では、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cr≦2.0％、Nb≦0.1％、Ｖ≦0.15％、Ｗ≦1.5％のうちから選んだ１種または２種以上
Crは、強度および靱性を向上させるのに有効なだけでなく、Tiと共に微細な炭化物を形成する有用元素であるが、含有量が2.0％を超えると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するため、2.0％以下とする。
Nbは、Tiと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、組織を微細化し、結晶粒の整粒化により延性を向上させる効果もあるが、0.1％を超えて含有させると過度に微細化し、延性が低下するため、0.1％以下とする。
Ｖは、Tiと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、組織を微細化し、結晶粒の整粒化により延性を向上させる効果もあるが、0.15％を超えて含有させると過度に微細化し、延性が低下するため、0.15％以下とする。
Ｗは、Tiと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、組織を微細化し、結晶粒の整粒化により延性を向上させる効果もあるが、1.5％を超えて含有させると過度に微細化し、延性が低下するため、1.5％以下とする。
【００２９】
また、Cr，Nb，Ｖ，Ｗのうちから選んだ１種または２種以上を添加する場合には、上掲式（１）と同じ理由から、次式（１）′の要件を満足させる必要がある。
0.3 ≦ (Ｃ/12)／〔｛Ti−(48Ｓ/32)−(48Ｎ/14)｝/48＋(Mo/96)＋(Cr/52)＋(Nb/93)
＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)〕≦ 2.0       --- (1)′
【００３０】
なお、上記した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
【００３１】
次に、本発明の製造条件について説明する。
上述した好適成分組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱後、仕上げ加工温度：800℃以上、1000℃以下で熱間加工したのち、800〜500℃の温度範囲を1.0℃/s以下の速度で冷却する必要がある。以下、各処理条件を上記のように限定した理由について説明する。
【００３２】
加熱温度：1100℃以上
本発明では、熱間加工前の加熱時に炭化物を十分に固溶させ、熱間加工時およびその後の冷却過程で微細析出物を析出させる。この際、加熱温度が1100℃未満では、炭化物をマトリックス中に十分に固溶させることができないため、熱間加工後に粗大な炭化物が生成し易く、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、熱間加工に際しては加熱温度を1100℃以上とする必要がある。好ましくは1150℃以上、より好ましくは1200℃以上である。
【００３３】
800〜500℃の温度範囲の冷却速度：1.0℃/s以下
熱間加工時およびその後の冷却過程において、800〜500℃の温度範囲の冷却速度が1.0℃/s超となると微細析出物が十分に析出しない。さらに、フェライトの組織分率が小さくなり、浸炭時に粗粒化が発生し易くなるだけでなく、圧延材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化する。そのため、冷却速度は1.0℃/s以下に制限する。好ましくは0.5℃/s以下、より好ましくは0.3℃/s以下である。
なお、冷却速度を小さくする方法としては、圧延また鍛造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。
【００３４】
なお、熱間加工時の仕上げ加工温度が800℃未満では、バンド組織が形成され易く、浸炭加熱 の逆変態時に混粒が生じ、粗大粒発生の原因となる。一方、仕上げ温度が1000℃を超えると、加工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、熱間加工時の仕上げ加工温度は800〜1000℃とすることが好ましい。
ここで、熱間加工は、浸炭処理直前の熱間加工のことを言い、棒鋼に対して、熱間加工を施さず、冷間加工や切削加工により部品形状に成形した後に浸炭処理を施す場合には、棒鋼製造時の熱間圧延時に上記の加熱温度、仕上げ加工条件、その後の冷却条件を適用すればよい。また、部品形状に成形を行うに当たって熱間鍛造工程を経る場合には、熱間鍛造時に上記の加熱温度、仕上げ加工条件、その後の冷却条件を適用すればよい。
【実施例１】
【００３５】
表１に示す種々の成分組成になる鋼を、100kg真空溶解炉にて溶製し、150mm角に鍛伸後、ダミービレットに溶接し、熱間圧延を表２に示す種々の加熱温度、仕上げ温度および冷却速度の条件下で行い、直径：20〜35mmの棒鋼を製造した。
かくして得られた棒鋼から微細析出物観察用試料を採取し、析出物サイズと量を求めた。また、同様にしてミクロ組織観察用試料を採取して組織観察を行い、フェライト面積率を求めた。
【００３６】
なお、微細析出物の個数および全析出物に占める割合は、以下の方法により求めた。
電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧：200kVで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としが無いように焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行った。また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは、電子エネルギー損失分光法を用い、弾性散乱ピーク強度と非弾性散乱ピーク強度を測定することで算出した。この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実施することができる。粒子数および粒子径の測定は、試料の0.5×0.5μmの領域４ヶ所について行い、１μm3当たりに分布する析出物を粒径ごとに算出し、粒径が20nm未満の析出物量を求めた。
【００３７】
また、フェライト面積率は、200倍の光学顕微鏡を用いて、試料の断面組織を観察することにより求めた。
【００３８】
さらに、圧延ままの棒鋼から８mmφ×12mmの据え込み試験片を作成し、圧下率：70％の据え込みを行った後、浸炭シミュレーションを行った。浸炭シミュレーンョンの条件は、950〜1025℃に３時間加熱−水冷である。その後、切断面を研磨・エッチングを行い、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900〜950℃の温度域で行われるため、粗粒化温度が950℃以下のものは結晶粒粗大化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 O551に準拠し、400倍で10視野測定し、粒度番号５以下の粗粒が１つでも存在すれば粗粒発生と判定した。
【００３９】
またさらに、得られた棒鋼からJIS Z 2202に規定するシャルピー衝撃試験用の２mmＵノッチ３号試験片を作成し、JIS Z 2242に準拠して試験温度：20℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。
【００４０】
【表１】
2006009150.tif 000002
【００４１】
【表２】
2006009150.tif 000003
【００４２】
No.１，２，４，５，６，８，９，11，12，13，14，15，24, 25および28は発明例で、いずれも熱間圧延後のフェライト組織分率が50％以上で、かつ20nm未満の析出物を１×103個／μm3以上含有していた。その結果、いずれも浸炭シミュレーション実験時の粗粒化温度は1025℃以上という優れた特性を得た。また、吸収エネルギーも70Ｊ/cm2以上という優れた値が得られた。
なお、鋼ａ（No.１）および鋼ｃ（No.５）において、圧延後の棒鋼を740℃×５時間加熱の球状化焼鈍処理を行ったものについても上記と同様に据え込み率：70％の冷間鍛造を行った後、浸炭シミュレーションを行ったが、ともに1025℃でも粗大粒の発生は認められなかった。
このように、本発明鋼は、冷間鍛造の前に焼鈍工程を経由する場合においても、優れた粗大粒防止特性を有していた。
【００４３】
これに対し、No.３，７，10はそれぞれ、熱間圧延条件が本発明の適正範囲を外れたため、フェライト組織分率と析出物の個数のいずれかあるいは両方が本発明の要件を満足せず、その結果、粗大粒発生温度は950℃以下と、粗大化防止特性に劣っている。
また、No.16は、Ｓ量が本発明の上限を超えて多量に含有されていて、粗大な析出物が形成されるため、微細析出物が減少し、粗大化防止特性に劣っている。
No.17は、Ｎ量が本発明の上限を超えて多量に含有されていて、粗大な析出物が形成されるため、微細析出物が減少し、粗大化防止特性に劣っている。
No.18は、Ti量が本発明の適正範囲より少ないため、微細析出物が減少し、粗大化防止特性に劣っている。
No.19は、Ti量が本発明の適正範囲より多すぎることから、粗大な析出物が形成された結果、微細析出物が減少し、粗大化防止特性に劣っている。
No.20は、Moが含有されていないため、微細析出物が減少し、粗大化防止特性に劣っている。
No.21は、Mo量が本発明の適正範囲より多いため、フェライト組織率が50％未満となり、粗大化防止特性に劣る。
No.22は、Ａ値が本発明で規定した適正範囲より小さいため、粗大な析出物が形成されて微細析出物が減少し、粗大化防止特性が劣化している。
No.23は、Ａ値が本発明で規定した適正範囲より大きいため、やはり粗大な析出物が形成されて微細析出物が減少し、粗大化防止特性が劣化している。
No.26は、加熱温度が本発明の下限を大きく下回っていたため、微細析出物が減少し、粗大化防止特性に劣っている。また、吸収エネルギーも10Ｊ/cm2と靱性も劣っていた。
No.27は、加熱温度が本発明の下限を下回っていたため、微細析出物の量や粗大化防止特性は満足されたものの、吸収エネルギーが30Ｊ/cm2と靱性に劣っていた。