(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０４０％、Ｃｒ：０．７０〜２．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２５％、Ｃｕ：≦０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｏ：≦０．００２０％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１９０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、フェライト−パーライト組織の面積率が９０％以上で、パーライト組織中のラメラー間隔が平均で０．２０μｍ以上かつ最大で０．３５μｍ以下であり、さらに冷間加工率７０％における結晶粒粗大化温度が９３０℃以上であることを特徴とする浸炭時の耐結晶粒粗大化特性に優れかつ冷間加工の容易な機械構造用鋼の肌焼鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０４０％、Ｃｒ：０．７０〜２．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２５％、Ｃｕ：≦０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｏ：≦０．００２０％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１９０％を含有し、さらにＮｉ：０．５０〜２．００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、フェライト−パーライト組織の面積率が９０％以上で、パーライト組織中のラメラー間隔が平均で０．２０μｍ以上かつ最大で０．３５μｍ以下であり、さらに冷間加工率７０％における結晶粒粗大化温度が９３０℃以上であることを特徴とする浸炭時の耐結晶粒粗大化特性に優れかつ冷間加工の容易な機械構造用鋼の肌焼鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願の発明は、冷間鍛造後に必要に応じて切削加工を施した後、浸炭焼入・焼戻し処理して使用される浸炭部品、例えば、自動車、建設機械、工作機械などのギアやＣＶＪやシャフトなどの素材として好適である肌焼鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、熱間鍛造から冷間鍛造への変更や、冷間鍛造部品に焼ならし等を施さずに浸炭するプロセス（冷間鍛造−浸炭プロセスと呼称される。）の実現が強く要望されている。このプロセスには、製品歩留の向上、ニヤネットシェイプ化による切削工数の削減、熱間鍛造廃止による鍛造加熱の省略化、さらに冷間鍛造後の熱処理簡略化といった利点があり、実現のメリットは非常に大きい。一方、冷間鍛造は加工に際して熱間鍛造に比べて整形荷重が大幅に増大するという弱点もあり、いかに鍛造素材を柔らかくするかが課題の一つである。
【０００３】
実用上、冷間鍛造−浸炭プロセスに対しては、肌焼鋼が利用されることとなり、その最適な軟化処理としては、通常は球状化焼なましが選択される。しかし、球状化焼なまし状態の鋼を冷間鍛造後に、焼ならしや焼なましを施さずに、そのまま浸炭すると、結晶粒粗大化が起こりやすいことがもう一つの課題である。
【０００４】
そこで、ＴｉやＮｂのように結晶粒界の移動を抑制する微細析出物を形成する元素が積極利用されている。また、Ｔｉ、Ｎｂを必須の添加とせず、冷間鍛造のための鋼素材として比較的軟質なフェライト−パーライト組織を利用するものが提案されている。例えば、質量％で、０．０１５〜０．１０％のＮｂを必須の添加とし、Ｍｏを０．０１％以下に制限し、Ｎを０．００８０質量％未満を含有し、フェライトおよびパーライトの分率が８０％以上の組織を有し、Ｎｂ析出物の大きさや個数を制限した冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、ここで提案されたＴｉあるいはＮｂの添加は製造コストアップを招くため、これらの元素を添加しない方法の提案が望まれている。
【０００５】
また、熱間加工後のＡｌＮの析出量を０．００５％以下に制限し、かつベイナイトの組織分率を３０％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１〜３であることを特徴とする粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。なお、このフェライトバンドとは、フェライトの縞状組織のことである。フェライトバンドの評点が４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、粗大発生の原因となるためとされる。しかしながら、この発明では、鋼の評価において、冷間据込における加工率を５０％としているため、７０％以上の加工率の冷間鍛造が現実的に行われている昨今において十分な性能のものではなくなっている。
【０００６】
また、パーライトクラスターの面積率が２．０％以下であり、かつ最大のパーライトクラスターの平均径Ｄと、パーライト粒の平均径ｄの比（Ｄ／ｄ）が５．５以下であることを特徴とする、浸炭処理時の結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼が提案されている（特許文献３）。なお、ここでいうパーライトクラスターとは、圧延方向への連続性のない集合組織であり、２本のパーライトバンドにまたがって形成されることが多いパーライトのことを指している。ここでの面積率とは、円相当径（同一の面積の円に換算したときの直径）が５０μｍ以上となるパーライトクラスターの面積率である。また、パーライト粒の平均径ｄとは、パーライトバンド中に存在するパーライト粒の直径を、切断法によって求めた値の平均値を指している。そして、浸炭前組織において粗大なパーライトクラスターの発生を抑制すれば、浸炭処理時における異常粒の発生をなくし、結晶粒粗大化防止が実現できるとされる。しかしながら、この発明においても、冷間加工の加工率を６０％で評価しているため、上記と同様に昨今の冷間鍛造用の鋼として十分なものとは言えなくなっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１２−２３７０５２号公報
【特許文献２】特開平１１−１０６８６６号公報
【特許文献３】特開２０１５−１２７４３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
発明者は、ＴｉやＮｂを添加しない鋼をベースに鋭意研究を行い、冷間鍛造−浸炭プロセスに対する冷間鍛造用の前組織としては、フェライト−パーライトを活用しつつ、冷間加工性と結晶粒度特性を高度にバランスするための技術を模索した。その結果、冷間加工性の観点では、パーライト組織中のラメラー間隔が広い（すなわち硬さが柔らかい）粗なパーライトが望ましいものの、一方で結晶粒度特性の観点では、緻密なパーライト（すなわち硬さは硬い）が適しているという背反事象が潜んでいることを探り出した。
【０００９】
そこで、本願の発明が解決しようとする課題は、フェライト−パーライト組織を主体としつつ、パーライト組織中のラメラー間隔を適正な範囲に制御することで、浸炭時の耐結晶粒粗大化特性に優れかつ冷間加工の容易な機械構造用鋼の肌焼鋼、特に電子顕微鏡レベルのパーライト組織制御により、効果的に冷間鍛造−浸炭プロセスにおける結晶粒粗大化が抑制可能な、浸炭時の結晶粒の粗大化防止特性に優れた機械構造用鋼の肌焼鋼を提供することである。
【００１０】
これに対して、上記の背景技術で挙げた、ＴｉやＮｂのように結晶粒界の移動を抑制する微細析出物を形成する元素を積極的に利用する発明や、Ｔｉ、Ｎｂを必須の添加としないで冷間鍛造のための鋼素材として比較的軟質なフェライト−パーライト組織を利用する発明の事例では、いずれも光学顕微鏡レベルにおけるフェライト―パーライト組織制御に留まっており、結晶粒粗大化特性は不十分なものに留まる。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記の課題を解決するための本願の発明の手段における、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０４０％、Ｃｒ：０．７０〜２．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２５％、Ｃｕ：≦０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｏ：≦０．００２０％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１９０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、この鋼は、さらにフェライト−パーライト組織の面積率が９０％以上で、パーライト組織中のラメラー間隔は平均で０．２０μｍ以上で、最大でも０．３５μｍ以下であり、さらに冷間加工率７０％における結晶粒粗大化温度が９３０℃以上である浸炭時の耐結晶粒粗大化特性に優れかつ冷間加工の容易な機械構造用鋼の肌焼鋼である。
【００１２】
第２の手段では、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０４０％、Ｃｒ：０．７０〜２．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２５％、Ｃｕ：≦０．３０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｏ：≦０．００２０％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１９０％を含有し、さらにＮｉ：０．５０〜２．００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな鋼であり、この鋼は、さらにフェライト−パーライト組織の面積率が９０％以上で、パーライト組織中のラメラー間隔は平均で０．２０μｍ以上で、最大でも０．３５μｍ以下であり、さらに冷間加工率７０％における結晶粒粗大化温度が９３０℃以上である浸炭時の耐結晶粒粗大化特性に優れかつ冷間加工の容易な機械構造用鋼の肌焼鋼である。
【発明の効果】
【００１３】
ＴｉやＮｂのような炭窒化物を形成して結晶粒度特性を大きく改善する元素の添加は、冷間鍛造−浸炭プロセスに対して高い結晶粒粗大化抑制能力を発揮する。しかし、これらの元素の添加は製造上のコストアップは避けられなかった。一方、これらの元素を含有しない鋼においては、冷間鍛造後に焼ならしや焼なましを施さなければ、それに続く浸炭での結晶粒粗大化を抑制することは困難であった。また、近年、冷間鍛造前組織として球状化焼なまし組織ではなく、フェライト−パーライト組織を利用して冷間鍛造−浸炭プロセスに適合させる発明がみられるが、冷間加工率が７０％を超えるような過酷な加工が行われる昨今においては、結晶粒粗大化抑制能力は十分では無かった。このような状況の下で、本願の発明は、冷間鍛造と浸炭を組み合わせたプロセスに対して、ＴｉやＮｂを添加しない鋼を用いるものであって、さらに冷間鍛造前の組織をフェライト−パーライト組織主体に調整するだけではなく、そのフェライト−パーライト組織中のパーライトのラメラー間隔を適正な範囲内に規制することによって、過酷な冷間鍛造後に、焼ならしや焼なましを施すことなく浸炭するプロセスにおいて、結晶粒粗大化が抑制できるという従来にない優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
発明を実施するための形態に先立って、先ず、本願発明の手段における鋼の化学成分を限定した理由を以下に説明する。なお、化学成分における％は質量％である。
【００１５】
Ｃ：０．１４〜０．２５％、望ましくは０．１５〜０．２３％
Ｃは、機械構造用部品として鋼材の浸炭処理後の芯部強度を確保するために必要な元素である。その目的のためにはＣは０．１４％以上が必要である。一方、Ｃが多すぎると鋼の冷間加工性を損ない、また、鋼を冷間鍛造後に浸炭温度まで昇温する過程でフェライト再結晶粒を微細化する作用を通じて、浸炭時の結晶粒粗大化を促進するため、Ｃは０．２５％以下とする。そこで、Ｃは０．１４〜０．２５％とし、望ましくはＣは０．１５〜０．２３％とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、望ましくはＳｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、鋼の精錬における脱酸に必要な元素であり、その目的のため、Ｓｉが０．０５％以上必要である。一方、Ｓｉはフェライトを強化する効果があるため、過剰な添加により、冷間加工性が損なわれるので、Ｓｉは０．５０％を上限とする。そこで、Ｓｉは０．０５〜０．５０％、望ましくはＳｉは０．０５〜０．３０％とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、望ましくはＭｎ：０．２５〜０．９０％
Ｍｎは、焼入性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｍｎが０．１０％未満では焼入性への効果は十分に得られず、Ｍｎが１．００％を超えると冷間加工性を低下させる。そこで、Ｍｎ０．１０〜１．００％、望ましくはＭｎは０．２５〜０．９０％とする。
【００１８】
Ｐ：≦０．０２５％
Ｐはスクラップから含まれる不可避な元素であるが、フェライトを強化して冷間加工性を低下させるので、Ｐは０．０２５％以下に規制する必要がある。そこで、Ｐは０．０２５％以下とする。
【００１９】
Ｓ：≦０．０４０％
Ｓは、Ｍｎと結合して被削性を向上させる非金属介在物であるＭｎＳを形成する。しかし、ＭｎＳは冷間加工時の割れ発生を助長するため、Ｓは０．０４０％以下の添加とする必要がある。そこで、Ｓは０．０４０％以下とする。
【００２０】
Ｃｒ：０．７０〜２．３０％、望ましくはＣｒ：１．００〜２．００％、さらに望ましくはＣｒ：１．２０〜１．８０％
Ｃｒは、パーライトのラメラー間隔に影響を及ぼし、結晶粒度特性改善のために不可欠となる適度に緻密なパーライトを形成するために重要な元素である。この効果を得るためには、Ｃｒは０．７０％以上が必要である。一方、Ｃｒは過剰に添加すると冷間加工性を損ない、また、浸炭性を阻害するので、Ｃｒは２．３０％以下とする。そこで、Ｃｒは０．７０〜２．３０％、望ましくはＣｒは１．００〜２．００％、さらに望ましくはＣｒは１．２０〜１．８０％とする。
【００２１】
Ｍｏ：０．１０〜０．２５％
Ｍｏは、焼入性および靱性を向上させる元素であるのみならず、ソリュートドラッグ効果（すなわち、界面偏析による溶質引き摺り作用）により、冷間加工した鋼を浸炭する場合において、結晶粒粗大化を効果的に抑制する重要元素である。この効果の発現理由は次のように説明されると推測している。フェライト−パーライト組織を主体とする鋼を冷間鍛造すると、フェライト部には多量の転位が導入される。このとき、加工率で７０％もの過酷な冷間加工を行った際には、転位同志はお互いに絡み合い、微細な転位セル構造を形成する。この微細な転位セル構造が導入された鋼に対し、浸炭のために昇温を行うと、その昇温過程において今度は転位セル構造の大きさに影響を受けながらフェライトの再結晶が起こる。このとき、再結晶粒は、昇温の過程で徐々に成長したり、あるいは後述するパーライト中の炭化物の存在によって成長が抑制されたりするが、いずれにしても加工前のフェライト粒径に比べて微細になる。ところで、Ｍｏは低温では鋼中で拡散しにくいため、転位セル構造の発達や再結晶の成長段階に対し、影響を及ぼしにくい。しかし、再結晶過程がある程度進行したオーステナイト化温度付近まで達すると、再結晶フェライト粒界付近にＭｏが偏析しやすくなる。その後、オーステナイト化を経由して浸炭温度に保持する過程において、結晶粒はよりエネルギー的に安定な状態を取ろうとして粒成長しようとするが、粒界の移動に対して界面付近に偏析したＭｏが抵抗になる、いわゆるソリュートドラッグ効果によって粒成長が抑制される。後述するようなパーライト組織中のラメラー間隔が広い場合とは異なり、Ｍｏは再結晶フェライト粒の微細化に対して強く影響を及ぼさないためにオーステナイト化後の結晶粒径を過度には微細化させず、よって浸炭温度域における粒成長を効果的に抑制する効果を持つと考えられる。この効果のためにＭｏは少なくとも０．１０％以上の添加が必須である。しかし、Ｍｏは０．２５％を超えて含有すると、ベイナイトの生成が促進されることにより冷間加工性を低下させるため、Ｍｏは０．２５％以下とする。そこで、Ｍｏは０．１０〜０．２５％とする。
【００２２】
Ｃｕ：≦０．３０％
Ｃｕは、スクラップから含有される不可避な元素であるが、時効性を有し、強度を上昇させる。しかし、Ｃｕは０．３０％を超えると熱間加工性を低下する。そこで、Ｃｕは０．３０％以下とする。
【００２３】
Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、望ましくはＡｌ：０．００２５〜０．０４０％
Ａｌは、鋼の精錬における脱酸材として使用される元素であり、また、後述のようにＮと結合してＡｌＮとして微細に析出し、結晶粒粗大化抑制効果に重要な役割を果たす。この効果を得るため、Ａｌは０．０１５％以上を添加する。一方、Ａｌは０．０４０％を超えると、粗大なＡｌＮが増加することと相反して微細なＡｌＮが減少することにより結晶粒粗大化抑制効果を低下させるため、上限を０．０４０％とする。そこで、Ａｌは０．０１５〜０．０４０％とし、望ましくはＡｌは０．００２５〜０．０４０％とする。
【００２４】
Ｏ：≦０．００２０％
Ｏは、不可避的に含有される元素である。しかし、Ｏが０．００２０％を超えて含有されると酸化物の増加による加工性や疲労強度の低下を招く。そこで、Ｏは０．００２０％以下とする。
【００２５】
Ｎ：０．０１２０〜０．０１９０％、望ましくはＮ：０．０１２０〜０．０１７０％
Ｎは、鋼中でＡｌＮとして微細析出し、結晶粒粗大化防止効果を発揮する。しかし、Ｎが０．０１２０％未満ではその効果は小さく、Ｎが０．０１９０％を超えると粗大なＡｌＮが増加することと相反して微細なＡｌＮが減少することにより結晶粒粗大化抑制効果を損なう。そこで、Ｎは０．０１２０〜０．０１９０％、望ましくはＮは０．０１２０〜０．０１７０％とする。
【００２６】
Ｎｉ：０．５０〜２．００％
第２の手段におけるＮｉは、焼入性および靱性を向上させる元素である。その目的のためには０．５０％以上の添加が必要である。しかし、Ｎｉが２．００％を超えて含有すると切削性を低下させ、かつ、コストアップとなる。そこで、Ｎｉは０．５０〜２．００％とする。
【００２７】
フェライト−パーライト組織の面積率：９０％以上
本発明では、冷間鍛造性を確保する観点から、フェライト−パーライト組織の面積率を９０％以上とする。本発明はＭｏを必須添加としているため、ベイナイトが生成する場合があるが、ベイナイトは結晶粒度特性を低下させないものの、硬さを上昇させるため冷間鍛造性を損なう。そこで、フェライト−パーライト面積率は９０％以上とする。
【００２８】
パーライト組織中のラメラー間隔：平均０．２０μｍ以上でかつ最大０．３５μｍ以下
本発明では、冷間鍛造性と結晶粒度特性を両立する観点から、パーライト組織中のラメラー間隔を平均０．２０μｍ以上で、かつ最大０．３５μｍ以下に規制する。パーライト組織中のラメラー間隔の平均を０．２０μｍ以上に規制する理由は、パーライト組織の硬さが軟質化して冷間鍛造性が向上するためである。また、パーライト組織中の最大ラメラー間隔を０．３５μｍ以下とするのは、このようなパーライト組織は当然ながら冷間鍛造性向上に寄与するものの、その一方で、結晶粒粗大化を促進するためである。
【００２９】
パーライト組織のラメラー間隔が結晶粒粗大化に関与するメカニズムについて、発明者は以下のように推測している。フェライト−パーライト組織を有する鋼を冷間鍛造してから、浸炭のために昇温する過程において、前述の通り、先ず、フェライトの再結晶が起こる。この際、パーライトもその構成要素としてフェライト組織を含むため再結晶しようとする。しかし、もう一方のパーライトの構成要素である炭化物が、冷間鍛造による加工を受けた状態から昇温されることによって球状化していく反応が同時進行する。この同時進行的に形成された球状炭化物によって、再結晶粒界がピン止めされて微細なままに留まる。このような再結晶過程を反映して、それに続くオーステナイト化時の結晶粒が微細に形成され、そのような微細なオーステナイト粒では結晶粒成長に対する駆動力が高いために、浸炭温度での保持中に結晶粒粗大化が起こるというプロセスを辿る。しかしながら、冷間鍛造前にフェライト−パーライト組織の状態にあっても、パーライト組織中のラメラー間隔が最大０．３５μｍ以下に規制されている場合、上記記載と同様過程で球状化した炭化物は比較的微細な状態で留まり、結果的に、昇温過程で徐々に溶解して再結晶フェライト粒の成長を促す。このために、それに続くオーステナイト化過程では、オーステナイト粒が比較的大きく形成され、結晶粒成長の駆動力は低くなる。そこで、このことにより、浸炭温度での保持中の結晶粒粗大化が起きにくくなるというものである。
【００３０】
次いで、発明を実施するための形態について記載する。表を参照して説明する。先ず、表１に示す本発明の実施例のＮｏ．１〜１３と比較例のＮｏ．１４〜２９の化学成分を含有するそれぞれの鋼を、１００ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）で溶製し、インゴットに鋳造した。なお、表１において、比較例のＮｏ．１５〜２２の網かけで示す元素の添加量は本願の発明の請求範囲を外れるものである。これらの実施例および比較例の鋼材において、結晶粒界のピン止めに有効なＡｌＮをいったん固溶させるために、１２５０℃に２時間保持した後、直径３４ｍｍに鍛伸し、空冷した。なお、このような加熱は通常の鋼の製造方法においては、連続鋳造したブルームあるいは鋳込み法による鋼塊をいったん中間製品形状にする際の加熱工程により代えることが可能である。
【００３１】
【表１】
0006632281.tif 000002
【００３２】
上記の直径３４ｍｍに鍛伸した実施例および比較例の鋼については、１００ｍｍの長さに切断した。続いて、実施例の鋼について、徐冷法または等温焼なましによる熱処理を加えた。これらの熱処理は適正なフェライト−パーライト面積分率、およびパーライト組織中のラメラー間隔を得るために行った。徐冷法はオーステナイト化温度での保持後、連続冷却する方法により行い、この場合、８６０〜１０００℃、望ましくは８７０℃〜９６０℃のオーステナイト化温度を選択した。また、オーステナイト化温度範囲での保持後からパーライト変態が完了する温度までの冷却速度は５０〜４５０℃／ｈを選択した。保持時間については、炉に装入した鋼材においてオーステナイト化が完了する時間を考慮し、ここでは１．５時間の保持とした。実用上も、この保持時間は鋼材の炉装入量や寸法を考慮して決めるのが良い。なお、オーステナイト化温度まで昇温するのは、実用上、圧延棒鋼のミクロ組織や、冷間鍛造に先立っていったん粗成形のための熱間鍛造等を行った場合等のミクロ組織を、再度オーステナイト化温度に加熱することで均質化することを目的としたものである。ここでは、発明例のＮｏ．１〜４およびＮｏ．１１が徐冷法による熱処理を加えたものである。
【００３３】
等温焼なましについては、上記と同様に直径３４ｍｍで長さ１００ｍｍの鋼材について、徐冷法と同様のオーステナイト化温度範囲に昇温して１．５時間保持した後、より低温に保持した別の炉に素早く移し替えを行い、炉内温度が設定温度に到達してから空冷する方法により行った。オーステナイト化温度に加熱する目的は前述と同様の理由による。オーステナイト化温度での保持時間の選定についても徐冷法の場合と同様に炉に装入する鋼材の量や寸法を考慮するものとする。それに続く低温側での保持温度としては７５０℃〜５５０℃から選択した。なお、保持温度が６６０℃を超えるもの、ならびに６１０℃を下回るものは、本願発明の範囲の対象外である。また、保持時間については、オーステナイトからフェライト−パーライトを主体とする組織に変態を完了するまでの時間を考慮して調整するものとした。ここでは、発明例のＮｏ．５〜１０、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１３に等温焼なましによる熱処理を加えた。なお、実際の製造工程への等温焼なましの適用にあたっては、例えば高温側の一次側加熱と低温保持側の二次側加熱が仕切られた炉を用いると良く、一次側炉と二次側炉との間の温度域を比較的速やかに冷却するための冷却室を設けても良い。一次側炉と二次側炉の間の温度域を冷却するための手段としては、例えば冷却ファンあるいは温風を当てるための装置を導入しても良い。また、比較例として、上記の直径３４ｍｍに鍛伸し、長さ１００ｍｍに切断した、本発明範囲の成分を満たす鋼Ｎｏ．１４について９００℃で１．５時間加熱した後、空冷する焼ならしを施した。この空冷時の冷却速度は、前述の徐冷法を行う際の冷却速度上限の目安となる４５０℃／ｈよりもかなり速い。また、直径３４ｍｍに鍛伸し、長さ１００ｍｍに切断した、成分のいずれかが本願発明の請求の範囲を外れる比較例の鋼Ｎｏ．１５〜２２に対しては、前述の徐冷法もしくは等温焼なましの条件に準じて熱処理を施した。また、化学成分が本願発明の請求の範囲を満たすＮｏ．２３〜２９の鋼については、前述の徐冷法もしくは等温焼なましの条件範囲を外れる条件で熱処理を行った。
【００３４】
以上の通りの熱処理を施した鋼材について、フェライト−パーライトの面積率、およびパーライト組織中のラメラー間隔を測定した。先ず、鋼材鍛伸方向から１０ｍｍ角程度の断面を切り出し、鏡面研磨した後、５％ナイタールで腐食を行った。フェライト−パーライト面積率は、光学顕微鏡によって８００μｍ四方の組織写真を撮影し、画像解析により８００μｍ四方の全面積からベイナイト部の面積を除外し、残りのフェライト−パーライト部の面積をもとに算出した。パーライト組織中のラメラー間隔の測定は次の要領で行った。まず、走査型電子顕微鏡を用いてパーライト組織中のラメラー間隔測定が容易な視野を３視野撮影した。続いて、それらの写真から線分法により９箇所における平均ラメラー間隔を測定し、それをさらに平均したものを本発明における平均ラメラー間隔とした。一方、同様に走査型電子顕微鏡にていくつかのパーライト粒を包含する任意の２００μｍ四方の全パーライト組織を観察し、視野中でラメラー間隔が最大の値を最大ラメラー間隔とした。
【００３５】
以上の熱処理を施した発明例および比較例の鋼は、引き続いて直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの寸法を有し、さらに加工時に上下端面を拘束するためのノッチを設けた冷間据込み用試験片に加工した。続いて、高さ比で７０％の冷間据込みを施してから、疑似浸炭試験を実施した。この方法により、冷間鍛造後に焼ならしや焼なましなどを施さずにそのまま浸炭する冷間鍛造−浸炭プロセスを模した。このとき、７０％冷間加工時の変形抵抗を指標化した値（基準はＮｏ．１０の鋼の７０％冷間加工時の変形抵抗を１．００とした。）をもって冷間鍛造性の指標とした。
【００３６】
なお、疑似浸炭とは、実際の浸炭は行わずに浸炭の熱履歴のみを与える方法であるが、通例、浸炭が直接的に結晶粒粗大化挙動に影響を及ぼすことは無いため、この方法にて結晶粒粗大化温度を適切に評価すること可能である。疑似浸炭においては、一般的な浸炭過程の昇温速度を想定した３００℃／ｈで昇温して８５０℃〜９７０℃で５時間保持した後、水冷した。その後、据え込み試験片の断面を割出し、鏡面研磨後に５０℃に保持した飽和ピクリン酸溶液中で結晶粒界を腐食してから、顕微鏡観察により結晶粒粗大化の有無を確認した。結晶粒粗大化の判定基準として、試験片断面において冷間据込みにより１．０を超えるせん断ひずみが導入された領域内を観察し、領域内に７０μｍを超える粒が観察された場合に、結晶粒粗大化が発生したと判断した。なお、冷間据込みによるせん断ひずみが１．０以下の領域においては、冷間加工が不十分なために、疑似浸炭昇温過程において再結晶フェライト粒が微細に形成されず、それに続いてより高温側で起こるオーステナイト化後の結晶粒が、その再結晶フェライト粒の大きさを反映して大きくなることにより、結晶粒粗大化ではないものの７０μｍを超える結晶粒が観察されることがあるため、そこで、上記領域に限定して結晶粒粗大化を判定した。以上の結果について表２にまとめる。
【００３７】
【表２】
0006632281.tif 000003
【００３８】
なお、表２において、フェライトパーライトの面積率（％）、平均パーライト間隔（μｍ）、最大パーライト間隔（μｍ）、結晶粒粗大化温度（℃）における比較例の欄の網かけ部は請求の範囲を外れるものを示す。さらに、７０％加工時の変形抵抗における比較例の欄の網かけ部は発明例Ｎｏ．１０の鋼を１．００の基準値とした時に、この基準値を超えるものを示している。
【００３９】
発明例のＮｏ．１〜１３の鋼は、成分範囲が本願の請求項の範囲を満たすものであり、なおかつフェライト−パーライト面積率、パーライト組織中の平均パーライト間隔、および最大パーライト間隔が規制の範囲を満足しており、発明例の鋼のＮｏ．１０を基準として指標化した７０％冷間加工時の変形抵抗が１．００か、それを下回っており、かつ結晶粒粗大化温度が少なくとも実用浸炭温度の９３０℃以上であり、優れた冷間鍛造性と耐結晶粒粗大化特性を兼ね備えた鋼である。
【００４０】
比較例のＮｏ．１４〜２９の鋼は、化学成分、フェライト−パーライト面積率、パーライト組織中の平均パーライト間隔および最大パーライト間隔のいずれかまたは複数の指標が、規制の範囲を外れるものである。比較例のＮｏ．１４、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２６〜２９の鋼は、７０％冷間加工時の変形抵抗が１．００を超えており、最低でも１．１５以上であり、冷間鍛造性に劣っている。また、比較例のＮｏ．１５〜１７、Ｎｏ．２０〜２２、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２５の鋼は、結晶粒粗大化温度が最高のものでも実用浸炭温度以下の８９０℃であり、耐結晶粒粗大化特性に劣っている。すなわち、比較例の鋼においては、冷間鍛造性と耐結晶粒粗大化特性を兼備した鋼は一つもないことが明らかである。