(57)【要約】【課題】合金元素を特に減らさなくても効果的に冷間鍛造性を良くすることができ、加工のための所要コストを低減することのできる浸炭部品を提供する。【解決手段】圧延直後の鋼材の組織がフェライト・パーライト組織で、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での「JIS G 0551 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて測定されるフェライトの平均結晶粒度が８番以下の肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして浸炭部品を得る。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
圧延直後の鋼材の組織がフェライト・パーライト組織で、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での「JIS G 0551 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて測定されるフェライトの平均結晶粒度が８番以下である冷間鍛造性に優れた肌焼鋼。
【請求項２】
圧延直後の鋼材の組織がフェライト・パーライト組織で、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での「JIS G 0551 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて測定されるフェライトの平均結晶粒度が８番以下である肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る浸炭部品。
【請求項３】
冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る部品であって、浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であることを特徴とする浸炭部品。
【請求項４】
冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る部品であって、JIS G 0551に準拠して測定される浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８番以下であることを特徴とする浸炭部品。
【請求項５】
質量％で
Ｃ：O.1O〜O.30％
Si：0.O1〜1.50％
Mn：O.40〜1.50％
Ｓ：O.01〜O.1O％
Ｐ：O.03％以下
Cu：0.05〜1.00％
Ni：O.05〜1.00％
Cr：O.01〜2.00％
Mo：O.01〜0.50％
Nb：0.OO1％以下
s-Al：O.O05〜O.050％
Ｎ：O.005〜O.030％
Ti：O.001〜O.150％
Zr：O.000〜O.300％
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、
且つTi，Zr，Ｎの含有量[Ti]，[Zr]，[Ｎ]が下記式(１)を満たす肌焼鋼を用いて冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る請求項２〜請求項４の何れかに記載の浸炭部品。
|[Ti]/47.9＋[Zr]/91.2−[Ｎ]/14|/100≦3.5×10−６モル/g・・・式(１)
【請求項６】
質量％で
Ｃ：O.1O〜O.30％
Si：O.01〜1.50％
Mn：O.40〜1.50％
Ｓ：O.O1〜O.lO％
Ｐ：O.03％以下
Cu：0.05〜1.00％
Ni：O.05〜1.00％
Cr：O.O1〜2.00％
Mo：O.01〜O.50％
Nb：O.OO1％以下
s-A1：O.001〜O.008％
Ｎ：O.005〜O.030％
Ti：＜0.OO1％
Zr：＜0.001％
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する肌焼鋼を用いて冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る請求項２〜請求項４の何れかに記載の浸炭部品。
【請求項７】
前記肌焼鋼が、質量％で
Ｂ：O.001〜O.O1O％
を更に含有していることを特徴とする請求項５，請求項６の何れかに記載の浸炭部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は冷間鍛造性に優れた肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材を歯車その他の部品形状に加工する手段の１つとして、高温下で鋼材を鍛造する熱間鍛造が広く行われている。
しかし熱間鍛造では被鍛材を高温に加熱しなければならないとともに、金型もまた加熱が必要であることから熱エネルギーを多く消費し、また加工の工数も多くなってしまう問題がある。
更に鍛造後における部品の切削加工にも多くの時間と手間を要してしまい、所要コストが高くなってしまう問題がある。
そこで加工手段として、熱間鍛造を冷間鍛造に置き換えることが進められている。冷間鍛造では加熱が不要であり、また切削加工を行うにしても加工量が少なくて済むことから所要コストを低減することができる。
【０００３】
しかしながら冷間鍛造では熱間鍛造と比較して被鍛材の変形抵抗が大きくなるため、金型の摩耗や割れが大きな問題となる。
この問題を解決するため、従来にあっては合金元素の添加を抑制することで素材（鋼材）の硬さを低下させ、鍛造加工する際の変形抵抗を小さくする手法が取られてきた。
しかしながら合金元素の添加を減らすことで硬さ，変形抵抗を小さくすることは、部品の強度を低下させてしまうことに繋がる。
【０００４】
尚、下記特許文献１には「冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法」についての発明が示され、そこにおいて冷間加工性を確保するためCrを1.25％以下としてＢ添加で焼入性を確保し、また結晶粒の異常粒成長を抑制することを狙いとして、直径０．２μｍ以下のTiＣ，NbＣ析出物粒子を１０個／μｍ２以上とするようにTiやNbの析出物粒子量を規定する点が開示されている。
この特許文献１に記載のものでは、TiＣを析出するためにTiを多く添加しており（Ti-Ｎバランスは本発明とは異なったものとなっている）、また本発明では不純物成分の扱いとなるNbを添加したものがあり、本発明とは異なる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−１８３０６４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は以上のような事情を背景とし、合金元素を特に減らさなくても効果的に冷間鍛造性を良くすることができ、加工のための所要コストを低減することのできる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
而して請求項１は肌焼鋼に関するもので、圧延直後の鋼材の組織がフェライト・パーライト組織で、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での「JIS G 0551 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて測定されるフェライトの平均結晶粒度が８番以下であることを特徴とする。
【０００８】
請求項２は浸炭部品に関するもので、圧延直後の鋼材の組織がフェライト・パーライト組織で、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での「JIS G 0551 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて測定されるフェライトの平均結晶粒度が８番以下である肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして成ることを特徴とする。
【０００９】
請求項３のものは、冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る部品であって、浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であることを特徴とする。
【００１０】
請求項４のものは、冷間鍛造にて部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る部品であって、JIS G 0551に準拠して測定される浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８番以下であることを特徴とする。
【００１１】
請求項５のものは、請求項２〜請求項４の何れかにおいて、質量％でＣ：O.1O〜O.30％，Si：0.O1〜1.50％，Mn：O.40〜1.50％，Ｓ：O.01〜O.1O％，Ｐ：O.03％以下，Cu：0.05〜1.00％，Ni：O.05〜1.00％，Cr：O.01〜2.00％，Mo：O.01〜0.50％，Nb：0.OO1％以下，s-Al：O.O05〜O.050％，Ｎ：O.005〜O.030％，Ti：O.001〜O.150％，Zr：O.000〜O.300％，残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、且つTi，Zr，Ｎの含有量[Ti]，[Zr]，[Ｎ]が下記式(１)を満たす肌焼鋼を用いて冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成ることを特徴とする。
|[Ti]/47.9＋[Zr]/91.2−[Ｎ]/14|/100≦3.5×10−６モル/g・・・式(１)
【００１２】
請求項６のものは、請求項２〜請求項４の何れかにおいて、質量％でＣ：O.1O〜O.30％，Si：O.01〜1.50％，Mn：O.40〜1.50％，Ｓ：O.O1〜O.lO％，Ｐ：O.03％以下，Cu：0.05〜1.00％，Ni：O.05〜1.00％，Cr：O.O1〜2.00％，Mo：O.01〜O.50％，Nb：O.OO1％以下，s-A1：O.001〜O.008％，Ｎ：O.005〜O.030％，Ti：＜0.OO1％，Zr：＜0.001％，残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する肌焼鋼を用いて冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成ることを特徴とする。
【００１３】
請求項７のものは、請求項５，請求項６の何れかにおいて、前記肌焼鋼が、質量％でＢ：O.001〜O.O1O％を更に含有していることを特徴とする。
【００１４】
以上のように請求項１の肌焼鋼は、圧延（熱間圧延）直後の鋼材の組織がフェライト・パーライト組織で、フェライトの平均結晶粒度が８番以下であるようにするもので、かかる請求項１のものは圧延鋼材における結晶粒度の番号が小さく、結晶粒が大粒化されていることから冷間鍛造性が良く、かかる圧延鋼材を用いて良好に冷間鍛造を行うことができる。これによって加工に要するコストを安価とすることができる。
尚ここでのフェライトの平均結晶粒度とは、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野での「JIS G 0551 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて測定されるフェライトの平均結晶粒度である。
【００１５】
ここで結晶粒が大粒化することで冷間鍛造性が良くなるのは、以下の理由による。
鋼材試験片に力（例えば引張の力）を加えると、通常リューダース変形を生じる。詳しくは、力を加えてある応力（図１（Ａ）中の上降伏点ａ）に達すると、そこで試験片の一部に集中してすべり帯が生じてそれが成長する（図１（Ｂ）（Ｉ）参照）。そして成長したすべり帯が図１（Ｂ）（II）に示すように断面積を覆ったところで降伏点（図１（Ａ）の下降伏点ｂ）に達し、その後変形帯は図１（Ｂ）（III）に示すように長さ方向に徐々に伝播し、最終的に図１（Ａ）の歪み硬化開始点ｃに達する。
更に力を加え続けると歪みが発生して応力−歪み曲線は歪み硬化によって上向きの形となり、歪みの増加に応じて応力が増大し、最終的に破断に到る。
上記の伝播する変形帯はリューダース帯と呼ばれ、リューダース帯の伝播による変形はリューダース変形と呼ばれる。
上記の上降伏点ａの応力，下降伏点ｂの応力の大きさは結晶粒の大きさに関係しており、一般則として、結晶粒が小さければ降伏点の応力は大となり、一方結晶粒が大きければ降伏点の応力は小となる。
以上のことから明らかなように、圧延直後のフェライト結晶粒の大きな請求項１の肌焼鋼は、冷間鍛造用に用いて好適なものである。
ここで圧延鋼材のフェライトの平均結晶粒度は、好ましくは７番以下，５番以上としておくのが良い。
【００１６】
尚、フェライト・パーライト組織の鋼において、結晶粒度をフェライトの結晶粒度で規定しているのは、１つにはフェライトとパーライトの結晶粒の大きさはほぼ同等であること、他の１つは冷間鍛造性、具体的には変形のし易さを支配しているのが、より軟らかいフェライトであることによる。
【００１７】
請求項２は浸炭部品に係るもので、この浸炭部品は、圧延直後の組織がフェライト・パーライト組織で、フェライトの結晶粒度が８番以下である鋼材を冷間鍛造にて部品形状に加工した上で浸炭焼入れしたものである。
【００１８】
この浸炭部品は、フェライトの平均結晶粒度が８番以下の、結晶粒が大粒化された圧延鋼材を用いて冷間鍛造し得られるもので、その際の冷間鍛造性が良く、良好に所定の部品形状に加工成形できるのに加えて、結晶粒の大粒化によって冷間鍛造性を良くしてあるために、敢えて冷間鍛造性のために合金元素の添加量を少なくしなくても良く、そのことから冷間鍛造性を良好としつつ、浸炭部品の強度を高強度に維持することができる。
【００１９】
請求項３もまた浸炭部品に係るもので、この請求項３は、析出物粒子の析出を極力少なくすること、即ち析出物粒子による結晶粒界のピンニングを極力しないようにすることを技術的思想とするものである。
【００２０】
浸炭処理前の製造工程でAlＮ等の粒子を析出分散させて粒界をピンニング（ピン止め）する技術は、結晶粒の粗大化を抑制することを狙いとして広く実施されている。
しかしながらこの種の析出物粒子によって粒界をピンニング（ピン止め）する技術にあっては、局部的に結晶粒が異常に粗大化する異常粒成長の現象を十分には防ぐことができない。
【００２１】
ここで異常粒成長とは、浸炭初期には析出物粒子によるピンニング力が結晶粒成長の駆動力よりも大であったものが、浸炭中に力関係が逆転し、析出物粒子のピンニング力よりも結晶粒成長の駆動力が大となることによって起る現象で、こうした力関係の逆転は、浸炭中における析出物粒子の固溶、析出物粒子がオストワルド成長し粗大化することによってピンニング力が小さくなること等が要因となって生じる。
また冷間鍛造を施した部品では、鍛造時に部品内部に塑性歪分布が導入され、歪みが大きい領域では浸炭中に結晶粒成長の駆動力とピンニング力の逆転が起きることで、結晶粒の異常粒成長が起る。
【００２２】
図２（ロ）は、このような異常成長粒の発生をモデル的に示している。
図２（ロ）（Ａ）は浸炭初期の状態を示したもので、ｐは析出物粒子（ピン止め粒子）を表している。浸炭初期の状態ではこれら析出物粒子ｐが多数粒界に介在して結晶粒ｑの粒界をピンニングし拘束しており、結晶粒ｑが大きくなろうとするのを妨げている。
ところが粒界をピンニングしている一部析出物粒子ｐが、浸炭中に固溶により消失し、析出物粒子ｐによるピンニング（拘束）が破れると（外れると）、ここにおいて粒界でのピンニングの外れた隣接結晶粒同士が合体して１つの結晶粒に粒成長する。
【００２３】
このようにしてサイズ増大した結晶粒は粒成長のパワーを増し、相対的な析出物粒子ｐのピンニング力の低下の下に、析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングを破って次々と隣の結晶粒を呑み込んで粒成長して行く。
即ち一旦析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングが破れると、そのピンニングの破れた結晶粒界を中心として結晶粒の粒成長が連鎖的に発生し、図２（ロ）（Ｂ）に示すように異常粒成長が生じて遂には異常に巨大化した結晶粒Ｑが発生する。
【００２４】
図２（ロ）（Ｃ）は、このような異常粒成長した実例（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
このような異常粒成長が起ると、局部的な焼入性の上昇のために熱処理歪みが生じて、これが騒音や振動の原因となったり、また疲労強度が低下してしまうといった問題が生ずる。
【００２５】
従来にあっては、こうした場合に析出物粒子をより多く分散析出させ、析出物粒子による粒界のピンニング力をより一層増大させることで対策しているが、そのような対策にては異常粒成長を十分に防止できない。
特に近年においては、浸炭時間の短縮を目的とした浸炭温度の高温化、部品製造コスト低減のための冷間鍛造化、生産中のＣＯ２削減や強度の向上を目的とした真空浸炭等の環境対応技術が普及しているが、これらの技術の下では上記の異常粒成長がより生じ易い。
そこで請求項３のものでは、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル（mol）以下となるように析出物粒子密度を少なくするもので、浸炭初期から「析出物粒子のピンニング力＜結晶粒成長の駆動力」の状態とするものである。
【００２６】
以下この点を図２（イ）のモデル図に基づいて説明する。
図２（イ）のモデル図において（ここでは理解を容易にするため便宜的に析出物粒子が析出していないものとして示している）、（Ａ）の浸炭初期においては、各結晶粒ｑはほぼ同じような大きさでそれぞれの結晶粒界で互いに接している。
析出物粒子によって結晶粒界をピンニングする従来の技術にあっては、その後、先に述べたように浸炭中に析出物粒子が一部固溶し消失する等によって、ある結晶粒が特異的に粒成長を続けて粗大化し、巨大結晶粒となる異常粒成長を生じる。
これに対して本発明のモデル図２（イ）の場合には、当初から析出物粒子が結晶粒界を拘束し、ピンニングしていないため、浸炭中に結晶粒ｑは析出物粒子によるピンニング作用を受けないで自由に粒成長しようとする。
【００２７】
ところが析出物粒子によるピンニング作用を受けずに、自由に粒成長しようとする点は何れの結晶粒ｑも同じであり、結果として何れの結晶粒ｑも、周りの他の結晶粒ｑの粒成長しようとする圧力を自身の粒成長に対する抑制圧力として受けることとなり、その結果何れかの結晶粒ｑが特異的に粒成長するといったことはできず、何れの結晶粒ｑも均等にある程度の大きさまで結晶粒成長できるに留まる。
【００２８】
この結果、粒成長を止めるための析出物粒子が存在していないにも拘らず（寧ろそのような析出物粒子が存在していないからこそ）、各結晶粒ｑはそれぞれが互いに均等にある程度の大きさまで粒成長するのに留まって、何れか特定の結晶粒ｑが特異的に異常粒成長してしまうのが有効に抑制される。
因みに図２（イ）（Ｃ）は、析出物粒子の析出を極力少なくすることで異常粒成長が抑制されている実例写真（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
尚、析出物粒子を極力少なくすることで異常粒成長を抑制し、各結晶粒を均等に粒成長させ得る点は、本出願人の出願に係る特願2013-134262，特願2013-134263（何れも未公開）に開示されている。
【００２９】
このような異常粒成長を抑制した状態の下での結晶粒成長は、本発明者らの研究によれば、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下となるように鋼中の析出物粒子密度を極力少なくすることで達成できることを知得した。
【００３０】
本発明において、TiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量を旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りの単位面積で規定している理由は、
第１に、析出物粒子によるピンニング（ピン止め）の効果は粒界面積によって異なり、粒界面積が大きければ沢山の析出物粒子が必要で、逆に粒界面積が小さければ粒子の数は少なくて済むこと、
第２に、析出物粒子量はあくまで浸炭部品中に測定される析出物の粒子量であって、これには旧オーステナイト粒界に存在しているものも存在していないものも含まれている。但しその析出量が多ければ、当然に粒界に存在する量も多くなること、
第３に、本発明において問題となるのは結晶粒界における析出物粒子の量であるが、トータルの析出物量が多ければ結晶粒界に存在する析出物量も多くなるから、全体の析出物量を旧オーステナイト粒の単位面積当りに換算して整理することで、析出物粒子によるピンニングへの影響を判断できると考えられること、等による。
【００３１】
本発明では、浸炭部品における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度を８番以下としておくことができる（請求項４）。
尚、旧オーステナイト粒の平均結晶粒度の測定方法は、フェライトの平均結晶粒度の測定方法に準じる。
このようにすることで浸炭前における平均結晶粒度番号を小さくしておくこと、即ち結晶粒を大粒化しておくことができ、これによって冷間鍛造性を良くすることができ、ひいては浸炭部品を容易に加工形成することができる。
【００３２】
本発明では、請求項３に従って浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であるようにすることによって、浸炭前における圧延直後のフェライト・パーライト組織から成る鋼材組織のフェライト平均粒度を８番以下とすること、或いは請求項４に従って浸炭後における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８番以下となるように、結晶粒の大きさを制御することができる。
【００３３】
ところで、鋼材には一般的にＮが含まれる。また脱酸のためにAlを添加することでAlも鋼材中に含まれる。Ｎは鋼に固溶してこれを強化する働きをなし、またAlＮは鋼中に析出して結晶粒を微細化させる。
而してＮの固溶強化，AlＮの析出による結晶粒の微細化の作用は、何れも上記リューダース帯でのリューダース変形における降伏点を高め、冷間鍛造性を悪化させる方向に働く。
【００３４】
この場合、請求項５に規定する化学組成の鋼を用いて、請求項２〜４の浸炭部品を得ることで、単に結晶粒の大粒化による冷間鍛造性の向上のみならず、ＮとAlＮの影響を除くことで、つまりＮの固溶強化及びAlＮの析出による結晶粒の微細化の影響を除くことで、リューダース変形帯における降伏点を下げ、強度を低下させることなく冷間鍛造性を向上させることができる。
請求項５の化学組成の鋼では、上記の式(１)を充足するようにTi，Zr，Ｎの含有量を規制することで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子密度を極力少なくすることができる。
【００３５】
具体的には、例えばTi，Zrを添加することで、鋼の鋳造時に鋼中に含まれるＮとTi，Zrとの結合により結晶粒界のピンニングに対して寄与しないTiＮ，ZrＮを晶出せしめ、鋼中のＮがAlと結合してピンニング作用を持つAlＮを析出するのを抑制する。
但しTi，Zrを過剰に添加するとTiＣ，ZrＣが析出し、これらがピンニング作用を有する析出物粒子となってしまうため、それらが過剰とならないように式(１)を満たすようにすることが重要である。
【００３６】
要するに式(１)は次のような意味を有している。
即ち鋼中にＮがあったりAlがあったりすると、上記のようにＮの固溶強化とAlＮの析出による結晶粒の微細化の働きにより降伏点が高くなり、更には鋼中のＣと反応してTiＣ，ZrＣとなり得るTi，Zrが多くあったりすると、析出物粒子が鋼中に望ましくない量で析出してしまうことから、鋼中のＮとTi及びZrを凝固時に晶出物として晶出せしめることで、固溶強化元素として働き、また析出物粒子形成元素として働くＮやTi及びZrを固定し（消費し）、以て余剰のTi，Zr，Ｎを式(１)で規定して、その値を目標とする3.5×10−６モル/g以下とする。
【００３７】
以上のようにして請求項５の化学成分の鋼は、Ｎの固溶強化による降伏点の上昇と、AlＮの析出による結晶粒の微細化による降伏点の上昇の働きを抑え込み、降伏点の応力の低下、冷間鍛造性をより一層向上せしめる。
【００３８】
尚、浸炭部品用の鋼材を請求項６に規定する化学組成とすることで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子の密度を極力少なくするようになすこともできる。
具体的にはこの請求項６では、鋼中のＮを晶出物形成によって消費するTi及びZrを無添加とする一方で、これに伴って析出物粒子を形成するS-Alの添加量を微量とし、以て析出物粒子の密度を極力少なくするようにしている（但しこの請求項６の鋼では、Ｎの固溶強化による降伏点の上昇は残ってしまう）。
【００３９】
尚本発明では、上記鋼材に質量％でＢ：0.001〜0.010％を選択的成分として含有させるようになすことができる（請求項７）。
【００４０】
本発明では、旧オーステナイト粒の粒界面積，TiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物量を次のようにして求めることができる。
（粒界面積の求め方）
浸炭品の表面を垂直に切断し、浸炭品から観察用試料を切り出し、表層を含む断面を研磨し、旧オーステナイト粒界を現出させた後、JlS G 0551で規定された方法で平均結晶粒度ｎを測定する（測定の際、表層（浸炭層）を含めて測定してもよい）。そして以下の式より旧オーステナイト粒半径ｒを算出する。
ｒ＝(3/2×1/(2（ｎ＋３）×π))０．５ ・・・式(２)
尚、式（２）は以下のようにして求めたものである。
JlS G 0551における単位面積（１ｍｍ２）当たりの結晶粒の数ｍと平均結晶粒度ｎとの間には、ｍ＝2（ｎ＋３）の関係がある。この関係式より、旧オーステナイト粒を半径ｒの球形と仮定した場合の結晶粒の断面積はπｒ２＝3/2×1/ｍ＝3/2×1/(2（ｎ＋３）)となる。これより半径ｒは式（２）で表すことができる。
ここで係数3/2は、測定した断面が一般には結晶粒の中心からずれていることを考慮して定めた係数である。
【００４１】
そして粒界面積は、上記半径ｒを用いて以下の式（３）にて表すことができる。
粒界面積＝(鋼材単位質量（１ｇ）中に含まれる旧オーステナイト粒の個数)×旧オーステナイト粒１個の表面積×1/2＝(1OOO/7.8)/(4/3×π×ｒ３)×4πｒ２×1/2 ・・・式(３)
ここで(1OOO/7.8)は鋼の密度の逆数、1/2は隣接する結晶粒が互いに接していることを考慮した係数である。
従って上記式（２）及び式（３）より、旧オーステナイト粒の粒界面積は、平均結晶粒度ｎを測定することにより求めることができる。
【００４２】
（TiCの定量法）
10%アセチルアセトン-１％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール(1O％AA溶液)を用いた電解法により全析出物の抽出を行う。電解後、孔径O.2μｍのニュークリポアフィルターによって吸引ろ過し、得られた残渣の一部を混酸分解による融解で溶液としたのち、全析出物中の金属元素成分をICP発光分析法によって定量し、所定質量当りのTiの析出物量を求めて単位ｇ当りの析出物量に換算する。また得られた残渣の他の一部を1O%臭素-メタノール溶液に浸漬処理することによりTiＮのみ残渣として抽出し、質量測定によって所定質量当りのTiＮを定量し、単位ｇ当りの量に換算する。そしてTiＣ量＝(全Tiの析出物量)−(TiＮ量)からTiＣ量（単位ｇ当りのTiＣ量）を求める。
【００４３】
（ZrＣの定量法）
TiＣと同様の方法で行う。
【００４４】
（AlＮの定量法）
１４％ヨウ素-メタノール溶液による母材の溶解での残渣の一部をICP発光分析法により単位ｇ当りの全A1(AlＮ，A1２Ｏ３)の定量を行う。また残渣の他の一部を硫酸で酸分解することにより、窒化物と酸化物を分離すると残渣中には酸化物が残る。元素分析しA1量を定量すると、A1２Ｏ３量を定量したことになる。よって、AlＮ量＝全Al(AlＮ，A1２Ｏ３)−A1２Ｏ３量で求めることができる。
上記の方法で求めた粒界面積、析出物量より
旧オーステナイト粒界１ｍｍ２あたりの析出物量＝(析出物量)/(旧オーステナイト粒界面積)・・で求めることができる。
【００４５】
以下に本発明における各化学成分等の限定理由を説明する。
Ｃ：O.lO〜O.30％
Ｃは硬さ，強度を確保する上で0.10％以上含有させる。但し0.30％を超えて多量に含有させると、鋼材から歯車等の部品形状を冷間鍛造にて加工する際の加工性が低下するため、上限を0.30％とする。
【００４６】
Si：O.O1〜1.50％
Siは焼入性、強度確保のために0.01％以上含有させる必要がある。但し1.50％を超えて多量に含有させると鍛造性、被削性の低下をもたらすため、上限を1.50％とする。
【００４７】
Mn：O.40〜1.50％
MnはMnＳ等の介在物形態制御を図るとともに、焼入性を確保するために0.40％以上含有させる。またMnは0.40％未満であると芯部にフェライトを生成し、強度低下を生じるため、この意味においても0.40％以上を含有させる。但し1.50％を超えて多量に含有させると被削性の低下をもたらすため、上限を1.50％とする。
【００４８】
Ｓ：O.O1〜O.10％
Ｓは被削性確保のため0.01％以上含有させる。但し0.10％を超えて多量に含有させると強度の低下をもたらすため、上限を0.10％とする。
【００４９】
Ｐ：O.03％以下
Ｐは本発明において強度低下をもたらす不純物成分であり、0.03％以下にこれを規制する。
【００５０】
Cu：O.05〜1.00％
Cuは0.05％以上含有させることで焼入性確保に有用である。一方1.00％を超えて多量に含有させると熱間加工性の低下をもたらすため、上限を1.00％以下とする。
【００５１】
Ni：O.05〜1.00％
Niは0.05％以上含有させることで焼入性確保に有用である。一方1.00％を超えて多量に含有させると、炭化物析出量が減少し強度低下を招くため、上限を1.00％とする。
【００５２】
Cr：O.O1〜2.00％
Crは焼入性を良くし、強度向上させるのに有効な元素で、そのために0.01％以上含有させる。但し2.00％を超えて多量に含有させると加工性、特に被削性の低下を招くため、上限を2.00％とする。
【００５３】
Mo：0.01〜0.50％
Moは強度向上させる元素であり、0.01％以上含有させる。Moによる強度向上の効果をより求める場合には0.15％以上含有させることが望ましい。但し0.50％を超えて多量に含有させると、加工性の劣化を招くとともにコスト高をもたらすので、上限を0.50％とする。
【００５４】
Nb：O.001％以下
本発明においてNbは不純物元素となるものであり、Nbが含有されているとNbＣが析出し、結晶粒界をピンニングするため、0.001％以下に含有量を規制する。
【００５５】
s-A1：0.O05〜O.050％（請求項５），O.001〜O.008％（請求項６）
Alは脱酸剤としての使用により鋼に含有される。請求項５においては0.005％以上、0.050％以下の範囲内の含有量とする。
一方請求項６においては、鋼の含有成分としてのZr，Tiが実質無添加となるため、AlＮの生成を抑制するために含有量が0.008％以下に規制される。
【００５６】
Ｎ：O.005〜0.030％
Ti：O.OO1〜O.150％（請求項５），＜0.001％（請求項６）
Zr：O.OO0〜0.300％（請求項５），＜0.001％（請求項６）
これらＮ，Ti，Zrはそれぞれが互いに相互に作用し合うことで有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくする。その条件は請求項５においては式(１)を満たす範囲内である。
また請求項６においても、同様に有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくするために必要な範囲内である。
尚請求項５においては、Ti及びZrのうちTiだけを含有することで式(１)を満たすこともできる。この場合にはZrの含有は不要である。即ち請求項５においてはZrは任意成分であり、含有量は0.000を含む範囲である。
【００５７】
Ｂ：0.001〜0.010％
Ｂは焼入性を向上させる元素であり、必要に応じて0.001％以上含有させることができる。但し0.010％を超えて含有させた場合粒界にＢの析出物を形成し、強度を低下させる。
【００５８】
TiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下
浸炭後の部品の旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＮの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であることは、浸炭初期から析出物粒子を極力少なくし、析出物粒子が結晶粒界を実質的にピンニングし拘束しないように若しくはピンニングの力を弱めるようにし、異常結晶粒の発生を防ぎつつ結晶粒を大粒化する上で重要である。
【発明の効果】
【００５９】
以上のような本発明によれば、合金元素を特に減らさなくても効果的に冷間鍛造性を良くすることができ、歯車等の浸炭部品を得るに際して、加工のための所要コストを低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】（Ａ）鋼材の応力―歪み曲線の一例を示した図である。（Ｂ）リューダース変形を模式的に表した説明図である。
【図２】（イ）ピンニング粒子（析出物粒子）を極力少なくしたときの結晶粒の変化挙動を模式的に示したモデル図である。（ロ）異常成長粒の発生を説明するために示した比較例の図である。
【図３】実施例１についての応力−歪み曲線を、比較例１とともに示した図である。
【図４】実施例における冷間鍛造の工程説明図である。
【実施例】
【００６１】
表１に示す化学組成の鋼材を溶解し、１２５０℃に加熱し、４ｈ保持した後、９５０℃以上で熱間圧延し、φ３０ｍｍの棒鋼にした。
この棒鋼から横断面での圧延後のフェライト粒度測定用の試料を切り出して作製した。鏡面研磨後、飽和ピクリン酸溶液で腐食し、光学顕微鏡の１００倍の視野で２５ｍｍ２の視野において測定を行った。測定は５視野について行い、その平均値を求めた。
また、通常冷間鍛造される部品は鍛造前に軟化熱処理を行うので、この棒鋼を７６０℃×４ｈで保持した後に、１５℃／ｈで６５０℃まで温度を下げ空冷する軟化熱処理を行った。
【００６２】
軟化熱処理を施した棒鋼からφ１５×２２．５Ｌｍｍの冷間鍛造用試験片１０（図４（Ｉ）参照）を作製した。この試験片１０を図４（II），（III）に示すように一対の鍛造型１２Ａ，１２Ｂを用いてプレスし、圧下率＝７０％，圧下速度（ひずみ速度）６．７（１／Ｓ）で冷間鍛造をして、降伏点（上降伏点）と最大変形抵抗を測定した。降伏点と最大変形抵抗は各鋼種ｎ＝３で試験を実施し、その平均を求めた。
【００６３】
旧オーステナイト粒界１ｍｍ２当りの析出物量を求めるため、冷間鍛造後の試験片で浸炭処理を行った。
浸炭処理はガス浸炭で、浸炭温度：９５０℃，浸炭ガス：プロパン，ＣＰ（カーボンポテンシャル）：０．８％で３ｈ保持し、その後更に８５０℃，ＣＰ＝０．８％で０．５ｈ保持した後、８０℃の油で焼入れを行った。
【００６４】
その後、縦断面の観察ができるように試験片を縦断方向に半分に切断した後、切断面を鏡面研磨し、過飽和ピクリン酸で腐食し、旧オーステナイト結晶粒界の現出を行って、結晶粒度の測定を行った。測定は縦断面の中心部について行い、JIS G 0551 に準じ、フェライト粒度測定と同様の方法に従って行い、５視野についての平均値を求めた。
【００６５】
また前述した方法にて浸炭処理品に含まれるTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量（mol）を定量化して鋼材１００ｇ当りに換算するとともに、測定した旧オーステナイト粒の平均結晶粒度ｎから求めた鋼材１ｇ当りの旧オーステナイト粒の粒界面積（ｍｍ２）を鋼材１００ｇ当りに換算し、これから旧オーステナイト粒界面積１ｍｍ２当りの析出物粒子量を算出した。
これらの結果が表２に併せて示してある。
【００６６】
【表１】
2015140481.tif 000002
【００６７】
【表２】
2015140481.tif 000003
【００６８】
表１，表２の結果に示しているように、比較例では式(１)の左辺の値が大きく、何れも請求項５の条件を満たしていないとともに、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界単位面積当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モルを超えて多量である。
その結果比較例のものは、何れも鍛造前のフェライト結晶粒度が８番超で粒度番号が大きく、圧下率７０％で軸方向に圧縮変形させる冷間鍛造を行った際の、降伏点（上降伏点）の応力が何れも６００ＭＰａを超えて大であり、冷間鍛造性において劣るものであった。
【００６９】
これら比較例のものに比べて、実施例のものは鍛造前のフェライト結晶粒度が何れも８番以下、詳しくはここでは６番以上の範囲内であり、軸方向に圧縮変形させる冷間鍛造を行った際の上降伏点の値が、何れも４００ＭＰａレベルで変形抵抗が小さく、冷間鍛造性に優れている。
【００７０】
因みに図３は、冷間鍛造において圧縮変形の力を加えたときの比較例１と実施例１についての応力−歪み曲線を示している。
この図から、実施例１のものは上降伏点ａが比較例１のものに比べて明らかに低下しており、実施例１のものは比較例１に比べて変形抵抗が小さく、冷間鍛造性に優れていることが見て取れる。
【００７１】
実施例１では、化学成分Ti，Zr，Ｎが式(１)を満たしており、AlＮの析出物粒子の析出による結晶粒の微細化が抑制されることで変形抵抗が小さくされていることに加えて、鋼中へのＮの固溶による変形抵抗も抑制されており、また炭化物TiＣ，ZrＣそのものによる硬さ上昇も抑制されていることで、上降伏点の応力が比較例に比べて効果的に低減せしめられている。
【００７２】
また各実施例は、浸炭後における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８以下で且つ６〜４．３の範囲内に揃っており、結晶粒度のバラツキも少ない。
【００７３】
以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図１】
2015140481.tif 000004
【図３】
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【図４】
2015140481.tif 000006
【図２】
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