(57)【要約】【課題】  焼鈍による軟化特性および熱処理時の耐粗粒化性の両方が優れた機械構造用鋼材を提供すること。【解決手段】  Ｃ：０．０５〜０．５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．００２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である線状または棒状の機械構造用鋼材であって、鋼材表面から深さ０．１５×Ｒ（Ｒは鋼材半径、以下同じ）までの領域では、フェライト組織の面積率が１０％超・４０％以下であって、このフェライト組織以外の残部組織としてベイナイト組織単相、またはベイナイト組織に加えてマルテンサイト組織およびパーライト組織の１種以上が形成されており、前記表面から深さ０．１５×Ｒまでの領域の平均ビッカース硬さＨｖ１と、深さ０．５×Ｒから鋼材中心までの領域の平均ビッカース硬さＨｖ２との差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）が、２０未満である機械構造用鋼材。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０５〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．２〜２．５％、
Ｐ  ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｏ  ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物である線状または棒状の機械構造用鋼材であって、
鋼材表面から深さ０．１５×Ｒ（Ｒは鋼材半径、以下同じ）までの領域では、フェライト組織の面積率が１０％超・４０％以下であって、このフェライト組織以外の残部組織としてベイナイト組織単相、またはベイナイト組織に加えてマルテンサイト組織およびパーライト組織の１種以上が形成されており、
前記表面から深さ０．１５×Ｒまでの領域の平均ビッカース硬さＨｖ１と、深さ０．５×Ｒから鋼材中心までの領域の平均ビッカース硬さＨｖ２との差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）が、２０未満であることを特徴とする機械構造用鋼材。
【請求項２】
さらに、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．３５％以下（０％を含まない）
のいずれか１種以上を、
Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）
と共に含有する請求項１に記載の機械構造用鋼材。
【請求項３】
さらに、
Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）
のいずれか１種以上を含有する請求項１または２に記載の機械構造用鋼材。
【請求項４】
さらに、
Ｂ：０．０３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造用鋼材。
【請求項５】
さらに、
Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）、および／または
Ｍｇ：０．０５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の機械構造用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械構造部品に用いられる鋼材、殊に冷間鍛造前の焼鈍による軟化特性（冷間鍛造性）に優れ、かつ冷間鍛造後の熱処理時の結晶粒粗大化防止特性（以下、「耐粗粒化性」と省略することがある。）に優れた機械構造用鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用部品、例えばボルトは、圧延材に焼鈍または球状化焼鈍を施した後、冷間鍛造で製造されている。また最近では歯車も、生産性を向上させるために冷間鍛造で製造されており、機械構造用鋼材は、冷間鍛造性に優れることが一層求められている。冷間鍛造性を高めるため、例えば特許文献１は、特定の鋼成分を有する棒線材の表面層のみを硬くし、中心部は軟らかい組織にすることを提案しており、このようにすれば球状化焼鈍後の延性を高めることができるとしている。
【０００３】
ところで機械構造用鋼材は、冷間鍛造により様々な形状に加工された後、焼入れ・焼戻し処理、高周波焼入れ処理、浸炭処理、浸炭窒化処理などの熱処理に付されることが多く、この熱処理時に結晶粒が粗大化しないこと（耐粗粒化性が優れること）も重要な特性の一つである。特許文献１の棒線材は、耐粗粒化性が優れているとは言い難く、さらなる改善の余地を残している。
耐粗粒化性を改善する方法として、例えば特許文献２は、ＮｂやＴｉなどによって結晶粒の粗大化を防止することを提案している。しかし、特許文献２によれば常に特定の元素（Ｎｂ、Ｔｉ）を添加する必要があり、その適用範囲が限定される。
【特許文献１】特開２００１−２４０９４０号公報（段落０００７）
【特許文献２】特開昭６３−４０４２号公報（第２頁左下欄第１４行〜右下欄第１６行）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明はこのような事情の下でなされたものであって、その目的は、ＮｂやＴｉを必須元素としなくても軟化特性および耐粗粒化性の両方が優れた機械構造用鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
即ち上記課題を解決し得た本発明の機械構造用鋼材とは、Ｃ：０．０５〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である線状または棒状（線材、棒鋼など）の圧延材であり、鋼材表面から深さ０．１５×Ｒ（Ｒは鋼材半径、以下同じ）までの領域では、フェライト組織の面積率が１０％超・４０％以下であって、このフェライト組織以外の残部組織としてベイナイト組織単相、またはベイナイト組織に加えてマルテンサイト組織およびパーライト組織の１種以上が形成されており、前記表面から深さ０．１５×Ｒまでの領域の平均ビッカース硬さＨｖ１と、深さ０．５×Ｒから鋼材中心までの領域の平均ビッカース硬さＨｖ２との差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）が、２０未満であることを特徴とする。
【０００６】
本発明の機械構造用鋼材中に、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３５％以下（０％を含まない）のいずれか１種以上が、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）と共に含まれていれば、殊に高温の熱処理に対して、より耐粗粒化性が高められるので好ましい。
【０００７】
また本発明の機械用構造鋼中に、Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）のいずれか１種以上が含まれていれば、焼鈍後の軟化特性がさらに向上し得るので好ましい。焼鈍後の軟化特性の観点から、Ｂ：０．０３％以下（０％を含まない）が含まれていることも望ましい。被削性を改善するために、本発明の機械用構造鋼は、Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明の機械構造用鋼材は、表層の組織が適切に制御されていると共に、表層と中心部との硬さが適切に制御されているため、焼鈍（例えば球状化焼鈍）による軟化特性に優れ、かつ熱処理時の耐粗粒化性にも優れている。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
まず本発明に用いられる機械構造用鋼材の化学成分について説明する。
［Ｃ：０．０５〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）］
Ｃは、鋼の硬さを確保するために必要な元素であり、その量が０．０５％未満であれば硬度が不足する。好ましくは０．０８％以上含有させる。しかし多すぎると靱性が低下するため、Ｃ量は０．５％以下、好ましくは０．４５％以下に抑える。
【００１０】
［Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として有効である他、耐摩耗性や耐ピッチング性にも有効に作用する。好ましくは０．０２％以上含有させる。しかし多すぎると冷間鍛造時の変形抵抗を高め、金型寿命を低下させるため、Ｓｉ量は２．５％以下、好ましくは２．０％以下に抑える。
【００１１】
［Ｍｎ：０．２〜２．５％］
Ｍｎは、脱酸剤・脱硫剤として、および焼入性向上元素として働くため、０．２％以上、好ましくは０．３％以上含有させる。しかし多すぎると冷間鍛造時の変形抵抗を高め、金型寿命を低下させるため、Ｍｎ量は、２．５％以下、好ましくは２．０％以下に抑える。
【００１２】
［Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、粒界偏析や中心偏析を引き起こし、靱性を低下させるので、０．０２５％以下、好ましくは０．０１０％以下に抑える。
【００１３】
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、被削性を向上させる元素であり添加しても良い。好ましくは０．００２％以上添加する。しかし過剰添加はＭｎＳ介在物が多量に生成して靱性が低下するため、Ｓ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下に抑える。
【００１４】
［Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）］
Ｏは、多量に存在すると、靱性を低下させる酸化物が多量に形成されるため、０．００２％以下、好ましくは０．００１５％以下に抑える。
【００１５】
本発明の機械構造用鋼材は、上記必須成分の他、必要に応じて下記任意成分を含有してもよい。任意成分は、以下の通りである。
［Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ａｌ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、Ｎと微細な窒化物を形成して結晶粒を微細化する効果を有するため、添加してもよい。それぞれの好ましい下限は、Ａｌ：０．０１％、Ｎｂ：０．０１％、Ｔｉ：０．００１％、Ｖ：０．０１％、Ｎ：０．００１％、より好ましい下限は、Ａｌ：０．０１５％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｔｉ：０．００２％、Ｖ：０．０２％、Ｎ：０．００３％である。しかしこれらの過剰添加は、窒化物が粗大になり、かえってその効果が低下するため、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｖ：０．３５％以下、Ｎ：０．０２５％以下に抑える。それぞれの好ましい上限は、Ａｌ：０．０８％、Ｎｂ：０．０４５％、Ｔｉ：０．１８％、Ｖ：０．３０％、Ｎ：０．０２０％である。
【００１６】
［Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）］
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、マルテンサイトやベイナイト組織を生成し易くする作用を有し、焼鈍後の軟化特性を向上させる効果を有するため添加してもよい。それぞれの好ましい下限はＮｉ：０．０２％、Ｃｒ：０．０２％、Ｍｏ：０．０１％、より好ましい下限はＮｉ：０．０３％、Ｃｒ：０．０３％、Ｍｏ：０．０２％である。しかし過剰添加はその効果が低下するので、Ｎｉ：２．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１％以下に抑える。それぞれの好ましい上限はＮｉ：２．０％、Ｃｒ：２．５％、Ｍｏ：０．８％である。
【００１７】
［Ｂ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｂは鋼材の焼入性を高める作用を有し、しかも結晶粒界を強化して衝撃特性を高める作用も有するため添加してもよい。好ましいＢ量の下限は０．００１％であり、より好ましくは０．００１５％以上である。しかし過剰添加はその効果が飽和し、またＢ量が多過ぎると、Ｂ窒化物が生成し易くなって冷間鍛造性に悪影響を及ぼし得るので、０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下に抑える。
【００１８】
［Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０５％以下（０％を含まない）］
ＣａおよびＭｇは、被削性を向上させる元素であり、必要に応じて添加してもよい。それぞれの好ましい下限はＣａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、より好ましい下限はＣａ：０．０１０％、Ｍｇ：０．０１０％である。しかし過剰添加により介在物が多量に生成し、靱性が低下するため、それぞれＣａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０５％以下に抑える。それぞれの好ましい上限はＣａ：０．０１８％、Ｍｇ：０．０４％である。
本発明の機械構造用鋼材は、本発明の効果を阻害しない限り、さらに別の成分を含有していてもよいが、通常、残部はＦｅおよび不可避不純物である。
【００１９】
本発明の機械構造用鋼材は、線状または棒状の圧延材（線材、棒鋼など）にした段階で、組織と硬さとが制御されている点に特徴がある。即ち本発明の機械構造用鋼材では、圧延材（線材、棒鋼など）にした段階で、表層（鋼材表面から深さ０．１５×Ｒまでの領域）の組織が、フェライト組織と他の組織（ベイナイト組織単相、またはベイナイト組織に加えてマルテンサイト組織およびパーライト組織の１種以上）との混合組織になっている。このような組織にしておけば、焼鈍（球状化焼鈍など）した後の鋼材硬さを著しく低減することができる。
【００２０】
なお前記表層におけるフェライト組織の面積率は、例えば、４０％以下、好ましくは３５％以下、さらに好ましくは３０％以下である。フェライト組織の面積率が大きすぎると、フェライト以外の他の組織がパーライト単相になりやすく、焼鈍した後の鋼材硬さの低減が不充分になる。一方、前記表層におけるフェライト組織の面積率は、例えば、１０％超、好ましくは１２％以上、さらに好ましくは１５％以上である。フェライト組織の面積率が大きいほど、後述する硬度差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）が小さくなり、熱処理時の耐粗粒化性が改善される。
【００２１】
さらに本発明の機械構造用鋼材では、圧延材（線材、棒鋼など）にした段階で、前記表層の平均ビッカース硬さＨｖ１と中心部（深さ０．５×Ｒから鋼材中心までの領域）の平均ビッカース硬さＨｖ２との差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）が小さくなっており、例えば、２０未満、好ましくは１８以下、さらに好ましくは１６以下になっている。硬さの差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）を小さくすれば、熱処理時の耐粗粒化性を改善できる。その理由の詳細については不明であるが、おそらく、表層と中心部との硬さの差を小さくしておけば、組織ムラが少なくなっていると推察され、その結果、局所的ひずみが減少し、熱処理時の結晶粒粗大化が防止されると考えられる。
【００２２】
表層の組織、および表層と中心部との硬さの差を所定範囲に制御するためには、鋼材の成分に応じて、圧延仕上げ温度、圧延後の冷却速度などを適切に設定する必要がある。例えば線材または棒鋼は、熱間圧延後、ステルモアによって冷却されることが多く、また前記特許文献１などのように水冷される場合もある。しかしステルモアによる冷却では、通常、冷却速度が遅く表層がフェライト−パーライト相になる。このような場合には、冷却速度をより早くすればフェライト組織と他の組織（ベイナイト組織単相、またはベイナイト組織に加えてマルテンサイト組織およびパーライト組織の１種以上）との混合組織を形成できる。また、前記水冷による場合には、通常、表層と中心部との硬さの差が大きくなり過ぎる。このような場合には、冷却速度を遅くすることで、表層と中心部との硬さの差を小さくすることができる。
【００２３】
上記のようにして得られた本発明の機械構造用鋼材（線材、棒鋼など）は、焼鈍（球状化焼鈍など）した時の軟化特性に優れ、また熱処理した時の耐粗粒化性に優れている。そのため極めて容易に冷間鍛造でき、その後、熱処理しても靱性などが劣化する虞が無い。そのため冷間鍛造によって製造される種々の機械構造用部品（ボルト、歯車など）を製造するのに極めて有用である。
【実施例】
【００２４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００２５】
表１に示す成分組成の鋼材を、圧延開始温度：１０５０℃および仕上げ温度：８７５℃の条件で熱間圧延し、冷却することによって、線材（棒鋼）を得た。Ｎｏ．１〜５および１１〜１４のφは５５ｍｍ、Ｎｏ．６〜１０のφは１５ｍｍ、Ｎｏ．１５〜２０のφは２５ｍｍである。
【００２６】
熱間圧延後、温度６００℃までの冷却速度を表２に示す。得られた鋼材の表層（鋼材表面から深さ０．１５×Ｒまでの領域）の組織を観察した。また表層における鋼材縦断面からランダムに５視野選んで、光学顕微鏡（Ｎｉｋｏｎ社製の商品名「エピフォトＴＭＥ２００」）により倍率４００倍で組織観察し、画像解析によってフェライト組織の面積率を求めた。そしてビッカース硬度計により、荷重３００ｇで表面から深さ０．１５×Ｒまで０．２ｍｍ間隔で硬さを測定して、その平均値として表層の平均硬さ（Ｈｖ１）を算出し、同様に深さ０．５×Ｒから中心までを０．２ｍｍ間隔で硬さを測定して、その平均値として中心部の平均硬さ（Ｈｖ２）を算出し、その差（Ｈｖ１−Ｈｖ２）を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００２７】
次に線材Ｎｏ．１〜５については１５％伸線した後、Ｎｏ．６〜２０については伸線すること無く、球状化焼鈍（７００℃×１０時間、その後徐冷）した。球状化焼鈍後の線材の硬さ（Ｈｖ）を、ビッカース硬度計により荷重１ｋｇで表面から深さ０．２５×Ｒ、０．５×Ｒ、Ｒ（中心部）の位置で硬さを測定し、平均値を求めた。その結果を表２に示す。
球状化焼鈍後の線材を冷間鍛造し（高さ＝直径×１．５の試験片を圧下率５０％で押しつぶし）、次いで焼入れ（８５０℃×１時間加熱した後に油冷）または浸炭焼入れ（９３０℃×３時間加熱した後に油冷）した。表面から深さ０．５×Ｒの位置でのオーステナイト結晶粒度（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１）を測定した。その結果を表２に示す。
【００２８】
【表１】
2007023310.tif 000002
【００２９】
【表２】
2007023310.tif 000003
【００３０】
表２のＮｏ．１〜１０は、成分組成、表層のフェライト面積率、フェライト以外の残部組織、中心部と表層との平均硬さの差の要件を満たしている本発明鋼である。これらの本発明鋼は、焼鈍後の硬さが低く、冷間鍛造性に優れている。また本発明鋼は、大きな結晶粒度番号を有し、熱処理に対する耐粗粒化性に優れている。
【００３１】
表２のＮｏ．１１〜１４は、本発明の成分組成の要件を満たす鋼（Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｆ）から製造したものであるが、圧延後の冷却速度が遅く（１℃／秒）、本発明の組織要件を満たしていない（表層のフェライト以外の残部組織がパーライトの１種のみ）。これらの鋼材は球状化焼鈍後の硬さが高くなっており、冷間鍛造性に劣っている。
【００３２】
表２のＮｏ．１５〜１７は、本発明の成分組成の要件を満たす鋼（Ｅ、Ｆ、Ｇ）から製造したものであるが、圧延後の冷却速度が速く（６℃／秒）、本発明の組織要件および硬さ要件を満たしていない（表層のフェライト組織面積率が１０％以下、および中心部と表層との平均硬さの差がＨＶ２０以上）。これらの鋼材は、熱処理後に結晶が粗大化しており、耐粗粒化性に劣っている。
【００３３】
表２のＮｏ．１８〜２０は、本発明の組織要件および硬さ要件を満たしているが、成分組成が範囲外である鋼（Ｋ、Ｌ、Ｍ）から製造したものである。Ｎｏ．１８〜２０は、それぞれＣ、ＳｉおよびＭｎ量が過剰であるため、焼鈍後の硬さが高くなっており冷間鍛造性に劣っている。Ｎｏ．１８〜２０のような硬い鋼を用いると、冷間鍛造時の金型寿命が大幅に低下することが予想される。