JPH1112684A - 冷間鍛造用肌焼鋼 - Google Patents
冷間鍛造用肌焼鋼Info
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- JPH1112684A JPH1112684A JP16301797A JP16301797A JPH1112684A JP H1112684 A JPH1112684 A JP H1112684A JP 16301797 A JP16301797 A JP 16301797A JP 16301797 A JP16301797 A JP 16301797A JP H1112684 A JPH1112684 A JP H1112684A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 球状化焼鈍処理の迅速化が達成されて製造コ
ストの低減が可能であり、且つ冷間鍛造性に優れ、必要
によって耐摩耗性をも向上させた冷間鍛造用肌焼鋼を提
供する。 【解決手段】 （フェライト＋パーライト）の面積率が
７５％以上であり、且つフェライトの平均粒径が４０μ
ｍ以下、およびパーライトの平均粒径が３０μｍ以下で
ある。また必要によって化学成分組成を調整すると共
に、合金元素の関数として表される変形抵抗係数σｅ
ｑ、割れる発生加工率係数ＵＬ、耐摩耗性係数Ｆ(wear)
等が、下記（１）〜（３）式を満足する様に調整する。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２） Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３）
ストの低減が可能であり、且つ冷間鍛造性に優れ、必要
によって耐摩耗性をも向上させた冷間鍛造用肌焼鋼を提
供する。 【解決手段】 （フェライト＋パーライト）の面積率が
７５％以上であり、且つフェライトの平均粒径が４０μ
ｍ以下、およびパーライトの平均粒径が３０μｍ以下で
ある。また必要によって化学成分組成を調整すると共
に、合金元素の関数として表される変形抵抗係数σｅ
ｑ、割れる発生加工率係数ＵＬ、耐摩耗性係数Ｆ(wear)
等が、下記（１）〜（３）式を満足する様に調整する。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２） Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、球状化焼鈍処理の
迅速化が達成でき、且つ浸炭や浸炭窒化等の表面硬化処
理前に優れた冷間鍛造性を有し、しかも表面硬化処理後
には高い耐摩耗性を発揮することのできる冷間鍛造用肌
焼鋼に関するものであり、本発明に係る冷間鍛造用肌焼
鋼は、歯車、継手、軸受、シャフト、シリンダー等の様
に、冷間鍛造を経て製造され、表面硬化処理後には高い
耐摩耗性が必要とされる機械構造用部品に利用できるも
のである。
迅速化が達成でき、且つ浸炭や浸炭窒化等の表面硬化処
理前に優れた冷間鍛造性を有し、しかも表面硬化処理後
には高い耐摩耗性を発揮することのできる冷間鍛造用肌
焼鋼に関するものであり、本発明に係る冷間鍛造用肌焼
鋼は、歯車、継手、軸受、シャフト、シリンダー等の様
に、冷間鍛造を経て製造され、表面硬化処理後には高い
耐摩耗性が必要とされる機械構造用部品に利用できるも
のである。
【０００２】
【従来の技術】上記した各種の機械構造用部品は、ＪＩ
Ｓ規格鋼ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等が素材として汎
用され、これに球状化焼鈍処理のような軟化熱処理を施
した後、冷間鍛造を行って所定形状に成形した後（必要
によって機械加工が行われ）、浸炭処理や浸炭・窒化処
理等の表面硬化処理が施され、目標とする耐摩耗性を確
保する様にしている。
Ｓ規格鋼ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等が素材として汎
用され、これに球状化焼鈍処理のような軟化熱処理を施
した後、冷間鍛造を行って所定形状に成形した後（必要
によって機械加工が行われ）、浸炭処理や浸炭・窒化処
理等の表面硬化処理が施され、目標とする耐摩耗性を確
保する様にしている。
【０００３】こうした部品製造工程における製造コスト
を低減するという観点から、 冷間鍛造前の球状化焼鈍処理コストの低減（即ち、球
状化焼鈍処理時間の短縮）、 冷間鍛造時の金型寿命の改善を目的とした鋼材の変形
抵抗の低減、 鋼材の変形能の向上、 等の事項が要求されている。
を低減するという観点から、 冷間鍛造前の球状化焼鈍処理コストの低減（即ち、球
状化焼鈍処理時間の短縮）、 冷間鍛造時の金型寿命の改善を目的とした鋼材の変形
抵抗の低減、 鋼材の変形能の向上、 等の事項が要求されている。
【０００４】またエンジンの高出力化や部品の小型・軽
量化の動向に伴い、負荷応力が増大する傾向にあり、こ
れまで使用されてきた部品ではこうした要求を十分に対
応することができず、耐摩耗性を一層高めた部品の実現
が望まれているのが実情である。
量化の動向に伴い、負荷応力が増大する傾向にあり、こ
れまで使用されてきた部品ではこうした要求を十分に対
応することができず、耐摩耗性を一層高めた部品の実現
が望まれているのが実情である。
【０００５】こうした状況の下で、これまでにも様々な
改良技術が提案されている。まず球状化焼鈍処理の迅速
化を狙った技術として、例えば特開昭６０−９８３２号
には、圧延条件を適切に規定することによって、球状化
焼鈍処理の迅速化を達成する線材や鋼材の製造方法が提
案されている。しかしながら圧延条件を規定するだけで
は、球状化焼鈍処理の迅速化を十分に図ることはできな
い。
改良技術が提案されている。まず球状化焼鈍処理の迅速
化を狙った技術として、例えば特開昭６０−９８３２号
には、圧延条件を適切に規定することによって、球状化
焼鈍処理の迅速化を達成する線材や鋼材の製造方法が提
案されている。しかしながら圧延条件を規定するだけで
は、球状化焼鈍処理の迅速化を十分に図ることはできな
い。
【０００６】一方、冷間鍛造時の変形抵抗の低減に関し
て、例えば特開平２−２９９２４１号には、鋼の炭素当
量を規定することによって変形抵抗を抑制した浸炭用鋼
が開示されている。また特開平７−３１０１１８号に
は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等を低減することによって冷間鍛
造性を向上させた肌焼鋼が開示されている。しかしなが
ら、炭素当量を規定したり化学成分を低減することは、
良好な冷間鍛造性を確保するという観点からすれば有効
な技術といえるが、部品の高強度にとって重要な特性の
一つである耐摩耗性を向上させることができない。
て、例えば特開平２−２９９２４１号には、鋼の炭素当
量を規定することによって変形抵抗を抑制した浸炭用鋼
が開示されている。また特開平７−３１０１１８号に
は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等を低減することによって冷間鍛
造性を向上させた肌焼鋼が開示されている。しかしなが
ら、炭素当量を規定したり化学成分を低減することは、
良好な冷間鍛造性を確保するという観点からすれば有効
な技術といえるが、部品の高強度にとって重要な特性の
一つである耐摩耗性を向上させることができない。
【０００７】また耐摩耗性の向上に関しては、浸炭冷却
→球状化焼鈍処理→浸炭焼入れ処理の適用によって、耐
摩耗性を高めた耐摩耗鋼の製造方法が特開平５−５９４
２８号に開示されている。しかしながら、この方法では
工程が複雑になって製造コストが高くなることに加え、
基本的な要求特性である冷間鍛造性を向上させることが
できない。
→球状化焼鈍処理→浸炭焼入れ処理の適用によって、耐
摩耗性を高めた耐摩耗鋼の製造方法が特開平５−５９４
２８号に開示されている。しかしながら、この方法では
工程が複雑になって製造コストが高くなることに加え、
基本的な要求特性である冷間鍛造性を向上させることが
できない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、球状
化焼鈍処理の迅速化が達成されて製造コストの低減が可
能であり、且つ冷間鍛造性に優れ、必要によって耐摩耗
性をも向上させた冷間鍛造用肌焼鋼を提供しようとする
ものである。
情に着目してなされたものであって、その目的は、球状
化焼鈍処理の迅速化が達成されて製造コストの低減が可
能であり、且つ冷間鍛造性に優れ、必要によって耐摩耗
性をも向上させた冷間鍛造用肌焼鋼を提供しようとする
ものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る冷間鍛造用肌焼鋼は、（フェライ
ト＋パーライト）の面積率が７５％以上であり、且つフ
ェライトの平均粒径が４０μｍ以下、およびパーライト
の平均粒径が３０μｍ以下である点に要旨を有するもの
である。
のできた本発明に係る冷間鍛造用肌焼鋼は、（フェライ
ト＋パーライト）の面積率が７５％以上であり、且つフ
ェライトの平均粒径が４０μｍ以下、およびパーライト
の平均粒径が３０μｍ以下である点に要旨を有するもの
である。
【００１０】本発明の目的は、肌焼鋼のミクロ組織を上
記の様に調整するだけでも達成されるが、本発明の肌焼
鋼における具体的な化学成分組成としては、 Ｃ ：０．３％以下（０％を含まない） Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない） Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない） Ｐ ：０．０２％以下（０％を含む） Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない） Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない） Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない） を夫々含有する他、 Ｃｒ：３％以下（０％を含まない） Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない） Ｖ ：１．５％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物であるものが好ましい。またこ
の鋼材には、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）お
よび／またはＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）を
含有させることも有効である。
記の様に調整するだけでも達成されるが、本発明の肌焼
鋼における具体的な化学成分組成としては、 Ｃ ：０．３％以下（０％を含まない） Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない） Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない） Ｐ ：０．０２％以下（０％を含む） Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない） Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない） Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない） を夫々含有する他、 Ｃｒ：３％以下（０％を含まない） Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない） Ｖ ：１．５％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物であるものが好ましい。またこ
の鋼材には、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）お
よび／またはＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）を
含有させることも有効である。
【００１１】本発明の効果をより有効に達成する為に
は、上記各化学成分組成を有するものにおいて、合金元
素の関数として表される変形抵抗係数σｅｑおよび割れ
発生加工率係数ＵＬが、夫々下記（１）式および（２）
式を満足するものであることが好ましく、こうした要件
を満足させることによって更に冷間鍛造性を向上させる
ことができる。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２）
は、上記各化学成分組成を有するものにおいて、合金元
素の関数として表される変形抵抗係数σｅｑおよび割れ
発生加工率係数ＵＬが、夫々下記（１）式および（２）
式を満足するものであることが好ましく、こうした要件
を満足させることによって更に冷間鍛造性を向上させる
ことができる。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２）
【００１２】また上記化学成分組成を有するものにおい
て、合金元素の関数として表される耐摩耗性係数Ｆ(wea
r)が下記（３）式を満足するものであることが好まし
く、こうした要件を満足させることによって耐摩耗性を
向上させることができる。 Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３） 本発明の肌焼鋼においては、必要に応じて、更に他の元
素として Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、 Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、 Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および／ま
たはＺｒ：０．０８％以下（０％を含まない）、 Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、 Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない） 等を含有させることによって、肌焼鋼としての特性を更
に改善することができる。
て、合金元素の関数として表される耐摩耗性係数Ｆ(wea
r)が下記（３）式を満足するものであることが好まし
く、こうした要件を満足させることによって耐摩耗性を
向上させることができる。 Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３） 本発明の肌焼鋼においては、必要に応じて、更に他の元
素として Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、 Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、 Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）および／ま
たはＺｒ：０．０８％以下（０％を含まない）、 Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、 Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない） 等を含有させることによって、肌焼鋼としての特性を更
に改善することができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記目的を達成す
る為に様々な角度から検討した。その結果、冷間鍛造用
肌焼鋼のミクロ組織を上記の様に適切に調整してやれ
ば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明
を完成した。まず本発明においてミクロ組織を上記の様
に規定した理由について説明する。
る為に様々な角度から検討した。その結果、冷間鍛造用
肌焼鋼のミクロ組織を上記の様に適切に調整してやれ
ば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明
を完成した。まず本発明においてミクロ組織を上記の様
に規定した理由について説明する。
【００１４】肌焼鋼に優れた冷間鍛造性を発揮させる為
には、冷間鍛造時の変形抵抗を低減する必要があるが、
本発明ではこうした観点から球状化焼鈍処理前のフェラ
イトの平均粒径を４０μｍ以下、（フェライト＋パーラ
イト）の面積率を７５％以上と規定した。こうした要件
を満足させることによって、球状化焼鈍処理後にフェラ
イト中にセメンタイトを均一に分散させることができ、
これによって冷間鍛造時の変形抵抗を低減して金型寿命
を向上させることができる。上記（フェライト＋パーラ
イト）の面積率は、好ましくは８０％以上とするのが良
く、より好ましくは８３％以上とするのが良い。尚（フ
ェライト＋パーライト）以外の組織は、ベイナイトやマ
ルテンサイトの単相またはこれらの複合組織である。ま
たフェライト粒径の定義は、下記の通りである。 フェライトの平均粒径＝（フェライト部の長径＋短径）
／２
には、冷間鍛造時の変形抵抗を低減する必要があるが、
本発明ではこうした観点から球状化焼鈍処理前のフェラ
イトの平均粒径を４０μｍ以下、（フェライト＋パーラ
イト）の面積率を７５％以上と規定した。こうした要件
を満足させることによって、球状化焼鈍処理後にフェラ
イト中にセメンタイトを均一に分散させることができ、
これによって冷間鍛造時の変形抵抗を低減して金型寿命
を向上させることができる。上記（フェライト＋パーラ
イト）の面積率は、好ましくは８０％以上とするのが良
く、より好ましくは８３％以上とするのが良い。尚（フ
ェライト＋パーライト）以外の組織は、ベイナイトやマ
ルテンサイトの単相またはこれらの複合組織である。ま
たフェライト粒径の定義は、下記の通りである。 フェライトの平均粒径＝（フェライト部の長径＋短径）
／２
【００１５】一方、良好な冷間鍛造性を確保しながら、
球状化焼鈍処理時間の短縮化を図る為には、球状化焼鈍
処理前のパーライトの平均粒径を３０μｍ以下とする必
要がある。パーライトの平均粒径を３０μｍ以下とする
ことによって、（１）フェライト／セメンタイト界面で
セメンタイトの分散を促進する、（２）パーライト中の
炭素濃度を高め、熱処理時にセメンタイトの微小核を残
存させることにより再生パーライトの生成を防止する、
等の効果が発揮され、これによって球状化焼鈍処理が促
進されるものと考えられる。尚パーライトの平均粒径と
は、フェライトに囲まれたパーライト部の平均粒径のこ
とであり、測定部位は圧延材の横断面である。またパー
ライトの平均粒径の定義は、下記の通りである。 パーライトの平均粒径＝（パーライト部の長径＋短径）
／２
球状化焼鈍処理時間の短縮化を図る為には、球状化焼鈍
処理前のパーライトの平均粒径を３０μｍ以下とする必
要がある。パーライトの平均粒径を３０μｍ以下とする
ことによって、（１）フェライト／セメンタイト界面で
セメンタイトの分散を促進する、（２）パーライト中の
炭素濃度を高め、熱処理時にセメンタイトの微小核を残
存させることにより再生パーライトの生成を防止する、
等の効果が発揮され、これによって球状化焼鈍処理が促
進されるものと考えられる。尚パーライトの平均粒径と
は、フェライトに囲まれたパーライト部の平均粒径のこ
とであり、測定部位は圧延材の横断面である。またパー
ライトの平均粒径の定義は、下記の通りである。 パーライトの平均粒径＝（パーライト部の長径＋短径）
／２
【００１６】ところで（フェライト＋パーライト）の面
積率の測定方法は、例えば光学顕微鏡を用いてランダム
に５視野の組織観察を行い（倍率：×４００程度）、画
像解析によって（フェライト＋パーライト）の面積率を
測定する。またフェライトの平均粒径やパーライトの平
均粒径の測定方法は、例えば光学顕微鏡を用いてランダ
ムに５視野の組織観察を行い（倍率：×４００程度）、
１視野当たり１０カ所のフェライトの平均粒径、パーラ
イトの平均粒径を測定し、これを更に平均化することに
よってフェライトの平均粒径およびパーライトの平均粒
径の測定値とする。
積率の測定方法は、例えば光学顕微鏡を用いてランダム
に５視野の組織観察を行い（倍率：×４００程度）、画
像解析によって（フェライト＋パーライト）の面積率を
測定する。またフェライトの平均粒径やパーライトの平
均粒径の測定方法は、例えば光学顕微鏡を用いてランダ
ムに５視野の組織観察を行い（倍率：×４００程度）、
１視野当たり１０カ所のフェライトの平均粒径、パーラ
イトの平均粒径を測定し、これを更に平均化することに
よってフェライトの平均粒径およびパーライトの平均粒
径の測定値とする。
【００１７】尚冷間鍛造用肌焼鋼のミクロ組織を上記の
様に調整するには、圧延前の加熱温度を１１００℃以下
とし、圧下率を３０％以上、圧延仕上げ温度を９５０℃
以下として圧延を行い、且つ圧延仕上げ後の冷却速度を
６０℃／ｓｅｃ以下に設定して操業する様にすれば良
い。次に、本発明の肌焼鋼における好ましい化学成分組
成について説明する。
様に調整するには、圧延前の加熱温度を１１００℃以下
とし、圧下率を３０％以上、圧延仕上げ温度を９５０℃
以下として圧延を行い、且つ圧延仕上げ後の冷却速度を
６０℃／ｓｅｃ以下に設定して操業する様にすれば良
い。次に、本発明の肌焼鋼における好ましい化学成分組
成について説明する。
【００１８】Ｃ：０．３％以下（０％を含まない） Ｃは強化元素として部品の芯部硬さを確保する上で有用
な元素であるが、過剰に含有させると冷間鍛造性の低下
や靭性の劣化等を生じるので、上限を０．３％と定め
た。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より
好ましくは０．２０％以下とするのが良い。また上記効
果を有効に発揮させる為には、Ｃは０．０５％以上含有
させることが好ましい。
な元素であるが、過剰に含有させると冷間鍛造性の低下
や靭性の劣化等を生じるので、上限を０．３％と定め
た。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より
好ましくは０．２０％以下とするのが良い。また上記効
果を有効に発揮させる為には、Ｃは０．０５％以上含有
させることが好ましい。
【００１９】Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない） Ｓｉは溶製時の脱酸剤として有用な元素であり、また鋼
の耐摩耗性を向上させるのにも有効に作用する。しかし
ながら、その含有量が０．３％を超えると冷間鍛造時の
変形抵抗の増大を招くので、上限を０．３％と定めた。
Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好まし
くは０．１０％以下に抑えるべきである。また上記効果
を有効に発揮させる為には、Ｓｉは０．０１％以上含有
させることが好ましい。
の耐摩耗性を向上させるのにも有効に作用する。しかし
ながら、その含有量が０．３％を超えると冷間鍛造時の
変形抵抗の増大を招くので、上限を０．３％と定めた。
Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好まし
くは０．１０％以下に抑えるべきである。また上記効果
を有効に発揮させる為には、Ｓｉは０．０１％以上含有
させることが好ましい。
【００２０】Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない） Ｍｎは溶製時の脱酸剤として有用な元素であるが、１．
５％を超えると冷間鍛造時の変形抵抗を高めるので、上
限を１．５％と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましい上限は
１．２％である。また上記効果を有効に発揮させる為に
は、Ｍｎは０．２％以上含有させることが好ましい。
５％を超えると冷間鍛造時の変形抵抗を高めるので、上
限を１．５％と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましい上限は
１．２％である。また上記効果を有効に発揮させる為に
は、Ｍｎは０．２％以上含有させることが好ましい。
【００２１】Ｐ：０．０２％以下（０％を含む） Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高めて鋼の変形抵抗能を低
下させる元素であるので、良好な冷間鍛造性を確保する
為には、０．０２％以下に抑制すべきである。冷間鍛造
性をより向上させるという観点からすれば、Ｐは０．０
１５％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０
１０％以下に抑えるべきである。
下させる元素であるので、良好な冷間鍛造性を確保する
為には、０．０２％以下に抑制すべきである。冷間鍛造
性をより向上させるという観点からすれば、Ｐは０．０
１５％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．０
１０％以下に抑えるべきである。
【００２２】Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない） ＳはＭｎＳを形成して被削性を向上させるのに有用な元
素であるが、０．０２％を超えて含有させると、冷間鍛
造時の変形能が低下する。冷間鍛造性の向上という観点
からすると、Ｓは０．０１５％以下とするのが好まし
く、より好ましくは０．０１０％以下に抑えるべきであ
る。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｓは０．
００１％以上含有させることが好ましい。
素であるが、０．０２％を超えて含有させると、冷間鍛
造時の変形能が低下する。冷間鍛造性の向上という観点
からすると、Ｓは０．０１５％以下とするのが好まし
く、より好ましくは０．０１０％以下に抑えるべきであ
る。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｓは０．
００１％以上含有させることが好ましい。
【００２３】Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない） Ａｌも溶製時に脱酸成分として有効に作用し、また鋼中
のＮと結合してＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制
する作用も有しているが、０．０６％を超えると上記効
果が飽和してくるので、上限を０．０６％と定めた。ま
た上記効果を有効に発揮させる為には、Ａｌは０．００
５％以上含有させることが好ましい。
のＮと結合してＡｌＮを生成して結晶粒の粗大化を抑制
する作用も有しているが、０．０６％を超えると上記効
果が飽和してくるので、上限を０．０６％と定めた。ま
た上記効果を有効に発揮させる為には、Ａｌは０．００
５％以上含有させることが好ましい。
【００２４】Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない） Ｎは、鋼中でＡｌと結合して（Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂを添加す
るときにはこれらとも結合する）窒化物を生成し、結晶
粒の粗大化を抑制する効果を発揮するが、この効果はや
がて飽和に達するので、上限を０．０３％と定めた。Ｎ
含有量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは
０．０１５％以下に抑えるべきである。また上記効果を
有効に発揮させる為には、Ｎは０．００１％以上含有さ
せることが好ましい。
るときにはこれらとも結合する）窒化物を生成し、結晶
粒の粗大化を抑制する効果を発揮するが、この効果はや
がて飽和に達するので、上限を０．０３％と定めた。Ｎ
含有量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは
０．０１５％以下に抑えるべきである。また上記効果を
有効に発揮させる為には、Ｎは０．００１％以上含有さ
せることが好ましい。
【００２５】Ｃｒ，ＭｏおよびＶは、耐摩耗性を向上さ
せるという観点からして同効元素であるといえるが、夫
々の作用を詳述すると下記の通りである。
せるという観点からして同効元素であるといえるが、夫
々の作用を詳述すると下記の通りである。
【００２６】Ｃｒ：３％以下（０％を含まない） Ｃｒは鋼の耐摩耗性を向上させるのに有効な元素である
が、３％を超えると冷間鍛造性を低下させることに加
え、浸炭性を阻害するので、上限を３％と定めた。Ｃｒ
含有量は、冷間鍛造性の向上という観点からして好まし
くは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下にすべ
きである。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｃ
ｒは０．２％以上含有させることが好ましい。
が、３％を超えると冷間鍛造性を低下させることに加
え、浸炭性を阻害するので、上限を３％と定めた。Ｃｒ
含有量は、冷間鍛造性の向上という観点からして好まし
くは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下にすべ
きである。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｃ
ｒは０．２％以上含有させることが好ましい。
【００２７】Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない） ＭｏはＣｒと同様に、鋼の耐摩耗性を向上させるのに有
効な元素であるが、１．５％を超えると冷間鍛造性を低
下させるので、上限を１，５％と定めた。Ｍｏ含有量
は、冷間鍛造性の向上という観点からして好ましくは
１．０％以下、より好ましくは０．５％以下にすべきで
ある。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｍｏは
０．０１％以上含有させることが好ましい。
効な元素であるが、１．５％を超えると冷間鍛造性を低
下させるので、上限を１，５％と定めた。Ｍｏ含有量
は、冷間鍛造性の向上という観点からして好ましくは
１．０％以下、より好ましくは０．５％以下にすべきで
ある。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｍｏは
０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２８】Ｖ：１．５％以下（０％を含まない） Ｖは鋼の耐摩耗性を向上させるのに非常に有効な元素で
あるが、この効果はやがて飽和に達するので、上限を
１．５％と定めた。Ｖ含有量は、冷間鍛造性の向上とい
う観点からして好ましくは１．０％以下、より好ましく
は０．５％以下にすべきである。上記効果を有効に発揮
させる為には、Ｖは０．０１％以上含有させることが好
ましい。
あるが、この効果はやがて飽和に達するので、上限を
１．５％と定めた。Ｖ含有量は、冷間鍛造性の向上とい
う観点からして好ましくは１．０％以下、より好ましく
は０．５％以下にすべきである。上記効果を有効に発揮
させる為には、Ｖは０．０１％以上含有させることが好
ましい。
【００２９】本発明の肌焼鋼における好ましい化学成分
は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物であ
るが、必要により更に他の元素として下記の様な元素を
適量含有させることによって、肌焼鋼としての特性を一
段と改善することが可能である。
は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物であ
るが、必要により更に他の元素として下記の様な元素を
適量含有させることによって、肌焼鋼としての特性を一
段と改善することが可能である。
【００３０】Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）お
よび／またはＮｂ：０．１％以下（０％を含まない） ＴｉとＮｂは、結晶粒を微細にしてフェライトやパーラ
イトの平均粒径を小さくするのに有効な元素であるが、
いずれも０．１％を超えると被削性が低下するので、上
限を０．１％と定めた。冷間鍛造性の向上という観点か
らして、これらの含有量は好ましくは０．０５％以下に
すべきである。また上記効果を有効に発揮させる為に
は、これらの元素は０．００１％以上含有させることが
好ましい。
よび／またはＮｂ：０．１％以下（０％を含まない） ＴｉとＮｂは、結晶粒を微細にしてフェライトやパーラ
イトの平均粒径を小さくするのに有効な元素であるが、
いずれも０．１％を超えると被削性が低下するので、上
限を０．１％と定めた。冷間鍛造性の向上という観点か
らして、これらの含有量は好ましくは０．０５％以下に
すべきである。また上記効果を有効に発揮させる為に
は、これらの元素は０．００１％以上含有させることが
好ましい。
【００３１】Ｃｕ：１％以下（０％を含まない） Ｃｕは耐食性を改善するのに有効な元素であるが、この
効果はやがて飽和に達するので、上限を１％と定めた。
上記効果を発揮させる為には、Ｃｕは０．２％以上含有
させることが好ましい。但し、Ｃｕを単独で添加する
と、熱間加工性が劣化するので、Ｃｕを添加する場合に
は熱間加工性を改善する作用を有するＮｉをＣｕ量と同
程度添加することが好ましい。
効果はやがて飽和に達するので、上限を１％と定めた。
上記効果を発揮させる為には、Ｃｕは０．２％以上含有
させることが好ましい。但し、Ｃｕを単独で添加する
と、熱間加工性が劣化するので、Ｃｕを添加する場合に
は熱間加工性を改善する作用を有するＮｉをＣｕ量と同
程度添加することが好ましい。
【００３２】Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない） Ｎｉは上記した作用の他、浸炭処理後の組織を微細化し
て靭性の向上に有効に作用し、安定した心部硬さを確保
するために有効な元素であるが、その効果は２．５％で
飽和するので、上限を２．５％と定めた。Ｎｉ含有量の
好ましい上限は２．０％である。上記効果を有効に発揮
させる為には、Ｎｉは０．２％以上含有させることが好
ましい。
て靭性の向上に有効に作用し、安定した心部硬さを確保
するために有効な元素であるが、その効果は２．５％で
飽和するので、上限を２．５％と定めた。Ｎｉ含有量の
好ましい上限は２．０％である。上記効果を有効に発揮
させる為には、Ｎｉは０．２％以上含有させることが好
ましい。
【００３３】Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
および／またはＺｒ：０．０８％以下（０％を含まな
い） これらの元素は、ＭｎＳを球状化させ異方性を改善する
ことによって、冷却間鍛造性の向上に寄与するが、Ｃａ
で０．０１％、Ｚｒで０．０８％を夫々超えると、その
効果は飽和する。これらの好ましい上限は、Ｃａで０．
００８％、Ｚｒで０．０６％である。また上記効果を有
効に発揮させる為には、Ｃａで０．０００５％以上、Ｚ
ｒで０．００１％以上含有させることが好ましい。
および／またはＺｒ：０．０８％以下（０％を含まな
い） これらの元素は、ＭｎＳを球状化させ異方性を改善する
ことによって、冷却間鍛造性の向上に寄与するが、Ｃａ
で０．０１％、Ｚｒで０．０８％を夫々超えると、その
効果は飽和する。これらの好ましい上限は、Ｃａで０．
００８％、Ｚｒで０．０６％である。また上記効果を有
効に発揮させる為には、Ｃａで０．０００５％以上、Ｚ
ｒで０．００１％以上含有させることが好ましい。
【００３４】Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない） Ｐｂは被削性の向上に有効な元素であるが、０．３％を
超えるとその効果が飽和するので、上限を０．３％と定
めた。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｐｂは０．０
１％以上含有させることが好ましい。
超えるとその効果が飽和するので、上限を０．３％と定
めた。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．２５％である。
また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｐｂは０．０
１％以上含有させることが好ましい。
【００３５】Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない） Ｂは焼入れ性向上に有効な元素であるが、０．００５％
を超えるとその効果が飽和するので、上限を０．００５
％と定めた。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％
である。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｂは
０．０００５％以上含有させることが好ましい。
を超えるとその効果が飽和するので、上限を０．００５
％と定めた。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％
である。また上記効果を有効に発揮させる為には、Ｂは
０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００３６】ところで本発明者らは、球状化焼鈍処理材
の冷間鍛造性を更に高める為に別の角度からも検討を行
った。その結果、変形抵抗係数σｅｑや割れ発生加工率
係数ＵＬが主要合金元素の関数として表されることを見
出し、これらが夫々下記（１）式および（２）式を満足
するものであれば、変形抵抗を７００Ｎ／ｍｍ2 未満に
抑えることができると共に、割れが発生するまでの加工
率（以下、「割れが発生加工率」と呼ぶ）を高めること
ができ、これらによって冷間鍛造性を更に向上できるこ
とを突き止めた。また下記（１），（２）式から明らか
なように、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは冷間鍛造性を低下させる影
響が比較的小さいことがわかる。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２）
の冷間鍛造性を更に高める為に別の角度からも検討を行
った。その結果、変形抵抗係数σｅｑや割れ発生加工率
係数ＵＬが主要合金元素の関数として表されることを見
出し、これらが夫々下記（１）式および（２）式を満足
するものであれば、変形抵抗を７００Ｎ／ｍｍ2 未満に
抑えることができると共に、割れが発生するまでの加工
率（以下、「割れが発生加工率」と呼ぶ）を高めること
ができ、これらによって冷間鍛造性を更に向上できるこ
とを突き止めた。また下記（１），（２）式から明らか
なように、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは冷間鍛造性を低下させる影
響が比較的小さいことがわかる。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２）
【００３７】一方、本発明者らは表面処理後の耐摩耗性
を高めるという観点からも検討を行ったところ、耐摩耗
性を示す指標としての耐摩耗性係数Ｆ(wear)は主要合金
元素の関数として表されることを見出し、この耐摩耗性
係数Ｆ(wear)が下記（３）式を満足するものであれば耐
摩耗性を向上させることができることも突き止めた。ま
た下記（３）式から明らかなように、Ｖは耐摩耗性向上
への寄与がＳｉと同様に非常に大きいことがわかる。 Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３）
を高めるという観点からも検討を行ったところ、耐摩耗
性を示す指標としての耐摩耗性係数Ｆ(wear)は主要合金
元素の関数として表されることを見出し、この耐摩耗性
係数Ｆ(wear)が下記（３）式を満足するものであれば耐
摩耗性を向上させることができることも突き止めた。ま
た下記（３）式から明らかなように、Ｖは耐摩耗性向上
への寄与がＳｉと同様に非常に大きいことがわかる。 Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３）
【００３８】
【実施例】次に実施例を挙げて本発明の構成および作用
効果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
含まれる。
効果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
含まれる。
【００３９】参考例１ 下記表１に示す化学成分組成の鋼種を使用し、φ３５ｍ
ｍに圧延後、球状化焼鈍に費やす処理時間調査用の試験
片とした。このとき比較試験片として、表１に示した化
学成分組成と同じ鋼種を使用し、これをφ３５ｍｍに圧
延後、溶体化処理（１２００℃×１Ｈｒ→空冷）した鋼
材（後記表３のＮｏ．７〜１２）を用いた。
ｍに圧延後、球状化焼鈍に費やす処理時間調査用の試験
片とした。このとき比較試験片として、表１に示した化
学成分組成と同じ鋼種を使用し、これをφ３５ｍｍに圧
延後、溶体化処理（１２００℃×１Ｈｒ→空冷）した鋼
材（後記表３のＮｏ．７〜１２）を用いた。
【００４０】
【表１】
【００４１】これらの試験片に対して、図１に示す球状
化処理を施し、ＪＩＳ Ｇ ３５３９に規定されている
球状化組織の程度がＮｏ．１〜Ｎｏ．３となる熱処理時
間を球状化処理時間とした（下記表２参照）。
化処理を施し、ＪＩＳ Ｇ ３５３９に規定されている
球状化組織の程度がＮｏ．１〜Ｎｏ．３となる熱処理時
間を球状化処理時間とした（下記表２参照）。
【００４２】
【表２】
【００４３】球状化に要する処理時間を、球状化処理前
における鋼材のミクロ組織と共に、下記表３に示すが、
パーライトの平均粒径が３０μｍ以下のもの（Ｎｏ．１
〜６）は、パーライトの平均粒径が３０μｍを超えるも
の（Ｎｏ．７〜１２）に比べて、球状化処理時間が短く
なっていることが分かる。
における鋼材のミクロ組織と共に、下記表３に示すが、
パーライトの平均粒径が３０μｍ以下のもの（Ｎｏ．１
〜６）は、パーライトの平均粒径が３０μｍを超えるも
の（Ｎｏ．７〜１２）に比べて、球状化処理時間が短く
なっていることが分かる。
【００４４】
【表３】
【００４５】実施例１ 下記表４に示す化学成分組成の鋼種（Ｇ〜Ｉ）を使用
し、φ３５ｍｍに圧延後、前記図１に示した球状化焼鈍
処理を施した後、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍ
の変形抵抗調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工
率調査用の試験片を作製した。このとき表４に示した化
学成分組成と同じ鋼種（Ｇ〜Ｉ）を使用し、夫々につい
て下記（１）〜（３）の方法によって各種比較試験片も
作製した（後記表５のＮｏ．４〜１２）。
し、φ３５ｍｍに圧延後、前記図１に示した球状化焼鈍
処理を施した後、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍ
の変形抵抗調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工
率調査用の試験片を作製した。このとき表４に示した化
学成分組成と同じ鋼種（Ｇ〜Ｉ）を使用し、夫々につい
て下記（１）〜（３）の方法によって各種比較試験片も
作製した（後記表５のＮｏ．４〜１２）。
【００４６】（１）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理
（１２００℃×１Ｈｒ→空冷）後、図１に示した球状化
焼鈍処理を施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍ
の変形抵抗調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工
率調査用の試験片を作製した（後記表５のＮｏ．４〜
６）。 （２）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（９００℃×１
Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を施
し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗調
査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の試
験片を作製した（後記表５のＮｏ．７〜９）。 （３）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（１２００℃×
１Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を
施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗
調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の
試験片を作製した（後記表５のＮｏ．１０〜１２）。
（１２００℃×１Ｈｒ→空冷）後、図１に示した球状化
焼鈍処理を施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍ
の変形抵抗調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工
率調査用の試験片を作製した（後記表５のＮｏ．４〜
６）。 （２）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（９００℃×１
Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を施
し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗調
査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の試
験片を作製した（後記表５のＮｏ．７〜９）。 （３）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（１２００℃×
１Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を
施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗
調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の
試験片を作製した（後記表５のＮｏ．１０〜１２）。
【００４７】
【表４】
【００４８】これらの試験片を用い、変形抵抗、冷圧性
試験による割れ発生加工率を調査した。また球状化焼鈍
後に、図３に示す大越摩耗試験片を作製し、図４に示す
浸炭焼入れ・焼戻し処理後に大越式摩耗試験を実施し
た。尚この摩耗試験を実施するに当たり、相手材として
軸受鋼ＳＵＪ２の焼入れ・焼戻し材を用いた。また試験
条件は、乾式、最終荷重：６．３ｋｇｆ、摩擦距離：２
００ｍｍ、摩擦速度：３ｍ／ｓｅｃとした。試験片の球
状化焼鈍処理前のミクロ組織を、球状化焼鈍条件（球状
化処理温度，球状化処理時間）と共に、下記表５に示
す。また上記各試験結果を、好ましい要件である変形抵
抗係数σｅｑ、割れ発生加工率係数ＵＬおよび耐摩耗性
係数Ｆ(wear)と共に、下記表６に示す。
試験による割れ発生加工率を調査した。また球状化焼鈍
後に、図３に示す大越摩耗試験片を作製し、図４に示す
浸炭焼入れ・焼戻し処理後に大越式摩耗試験を実施し
た。尚この摩耗試験を実施するに当たり、相手材として
軸受鋼ＳＵＪ２の焼入れ・焼戻し材を用いた。また試験
条件は、乾式、最終荷重：６．３ｋｇｆ、摩擦距離：２
００ｍｍ、摩擦速度：３ｍ／ｓｅｃとした。試験片の球
状化焼鈍処理前のミクロ組織を、球状化焼鈍条件（球状
化処理温度，球状化処理時間）と共に、下記表５に示
す。また上記各試験結果を、好ましい要件である変形抵
抗係数σｅｑ、割れ発生加工率係数ＵＬおよび耐摩耗性
係数Ｆ(wear)と共に、下記表６に示す。
【００４９】
【表５】
【００５０】
【表６】
【００５１】これらの結果から明らかな様に、Ｎｏ．１
〜３のものは本発明で規定するミクロ組織（フェライト
＋パーライトの面積率、フェライトの平均粒径およびパ
ーライト平均粒径）を満足する実施例であり、いずれも
割れ発生加工率は６０％以上であり、しかも比摩耗量も
比較鋼と同等であり大きく低下していないことが分か
る。
〜３のものは本発明で規定するミクロ組織（フェライト
＋パーライトの面積率、フェライトの平均粒径およびパ
ーライト平均粒径）を満足する実施例であり、いずれも
割れ発生加工率は６０％以上であり、しかも比摩耗量も
比較鋼と同等であり大きく低下していないことが分か
る。
【００５２】これに対しＮｏ．４〜６のものは、化学成
分は本発明の好ましい組成を満足するものであるが、フ
ェライトの平均粒径およびパーライトの平均粒径が本発
明で規定する範囲よりも大きい比較例であり、割れ発生
加工率が低下している。またＮｏ．７〜９のものは、化
学成分は本発明の好ましい組成を満足するものである
が、（フェライト＋パーライト）の面積率が本発明で規
定する範囲よりも小さい比較例であり、割れ発生加工率
が低下している。更に、Ｎｏ．１０〜１２のものは、化
学成分は本発明の好ましい組成を満足するものである
が、フェライトの平均粒径およびパーライトの平均粒径
が本発明で規定する範囲よりも大きく、且つ（フェライ
ト＋パーライト）の面積率が本発明で規定する範囲より
も小さい比較例であり、割れ発生加工率が低下してい
る。
分は本発明の好ましい組成を満足するものであるが、フ
ェライトの平均粒径およびパーライトの平均粒径が本発
明で規定する範囲よりも大きい比較例であり、割れ発生
加工率が低下している。またＮｏ．７〜９のものは、化
学成分は本発明の好ましい組成を満足するものである
が、（フェライト＋パーライト）の面積率が本発明で規
定する範囲よりも小さい比較例であり、割れ発生加工率
が低下している。更に、Ｎｏ．１０〜１２のものは、化
学成分は本発明の好ましい組成を満足するものである
が、フェライトの平均粒径およびパーライトの平均粒径
が本発明で規定する範囲よりも大きく、且つ（フェライ
ト＋パーライト）の面積率が本発明で規定する範囲より
も小さい比較例であり、割れ発生加工率が低下してい
る。
【００５３】実施例２ 表７のＮｏ．１〜２０および表８のＮｏ．２１〜３２の
化学成分組成の鋼種を使用し、φ３５ｍｍに圧延後、前
記図１に示した球状化焼鈍処理を施し、機械加工により
φ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗調査用の試験片と、図
２に示す割れ発生加工率調査用の試験片を作製した。こ
のとき表８のＮｏ．２１，２５および３１に示した化学
成分組成と同じ鋼種を使用し、夫々下記（１）〜（３）
の方法によって各種の試験片も作製した（後記表１０の
Ｎｏ．３３〜４１）。
化学成分組成の鋼種を使用し、φ３５ｍｍに圧延後、前
記図１に示した球状化焼鈍処理を施し、機械加工により
φ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗調査用の試験片と、図
２に示す割れ発生加工率調査用の試験片を作製した。こ
のとき表８のＮｏ．２１，２５および３１に示した化学
成分組成と同じ鋼種を使用し、夫々下記（１）〜（３）
の方法によって各種の試験片も作製した（後記表１０の
Ｎｏ．３３〜４１）。
【００５４】（１）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理
（１２００℃×１Ｈｒ→空冷）後、図１に示した球状化
焼鈍処理を施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍ
の変形抵抗調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工
率調査用の試験片を作製した（後記表１０のＮｏ．３３
〜３５）。 （２）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（９００℃×１
Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を施
し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗調
査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の試
験片を作製した（後記表１０のＮｏ．３６〜３８）。 （３）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（１２００℃×
１Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を
施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗
調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の
試験片を作製した（後記表１０のＮｏ．３９〜４１）。
（１２００℃×１Ｈｒ→空冷）後、図１に示した球状化
焼鈍処理を施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍ
の変形抵抗調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工
率調査用の試験片を作製した（後記表１０のＮｏ．３３
〜３５）。 （２）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（９００℃×１
Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を施
し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗調
査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の試
験片を作製した（後記表１０のＮｏ．３６〜３８）。 （３）φ３５ｍｍに圧延→焼ならし処理（１２００℃×
１Ｈｒ→衝風冷却）後、図１に示した球状化焼鈍処理を
施し、機械加工によりφ２０ｍｍ×３０ｍｍの変形抵抗
調査用の試験片と、図２に示す割れ発生加工率調査用の
試験片を作製した（後記表１０のＮｏ．３９〜４１）。
【００５５】
【表７】
【００５６】
【表８】
【００５７】これらの試験片を用い、変形抵抗、冷圧性
試験による割れ発生加工率を調査した。また球状化焼鈍
後に、図３に示す大越摩耗試験片を作成し、図４
（Ａ），（Ｂ）に示す浸炭焼入れ・焼戻し処理後に大越
式摩耗試験を実施例１と同様に実施した。試験片の球状
化焼鈍処理前のミクロ組織を、球状化焼鈍条件（球状化
処理温度，球状化処理時間）と共に下記表９，１０に示
す。また上記各試験結果を、好ましい要件である変形抵
抗係数σｅｑ、割れ発生加工率係数ＵＬおよび耐摩耗性
係数Ｆ(wear)と共に、下記表１１，１２に示す。
試験による割れ発生加工率を調査した。また球状化焼鈍
後に、図３に示す大越摩耗試験片を作成し、図４
（Ａ），（Ｂ）に示す浸炭焼入れ・焼戻し処理後に大越
式摩耗試験を実施例１と同様に実施した。試験片の球状
化焼鈍処理前のミクロ組織を、球状化焼鈍条件（球状化
処理温度，球状化処理時間）と共に下記表９，１０に示
す。また上記各試験結果を、好ましい要件である変形抵
抗係数σｅｑ、割れ発生加工率係数ＵＬおよび耐摩耗性
係数Ｆ(wear)と共に、下記表１１，１２に示す。
【００５８】
【表９】
【００５９】
【表１０】
【００６０】
【表１１】
【００６１】
【表１２】
【００６２】これらの結果から明らかな様に、表７のＮ
ｏ．１〜２０のものは本発明で規定するミクロ組織（フ
ェライト＋パーライトの面積率、フェライトの平均粒径
およびパーライトの平均粒径）、並びに好ましい要件で
ある変形抵抗係数σｅｑ、割れ発生加工率ＵＬおよび耐
摩耗性係数Ｆ(wear)を満足するものであり、加工率８０
％における変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 よりも低く、且
つ割れ発生加工率ＵＬは６０％以上であり、優れた冷間
鍛造性を有していることが分かる。また比摩耗量も１．
０×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ未満と非常に少なく、優れた耐
摩耗性を有していることが分かる。これに対しＮｏ．２
１〜４１のものは、本発明で規定する要件（または好ま
しいの要件）のいずれかを欠くものであり、下記の様に
少なくともいずれかの特性が劣っている。
ｏ．１〜２０のものは本発明で規定するミクロ組織（フ
ェライト＋パーライトの面積率、フェライトの平均粒径
およびパーライトの平均粒径）、並びに好ましい要件で
ある変形抵抗係数σｅｑ、割れ発生加工率ＵＬおよび耐
摩耗性係数Ｆ(wear)を満足するものであり、加工率８０
％における変形抵抗は７００Ｎ／ｍｍ2 よりも低く、且
つ割れ発生加工率ＵＬは６０％以上であり、優れた冷間
鍛造性を有していることが分かる。また比摩耗量も１．
０×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ未満と非常に少なく、優れた耐
摩耗性を有していることが分かる。これに対しＮｏ．２
１〜４１のものは、本発明で規定する要件（または好ま
しいの要件）のいずれかを欠くものであり、下記の様に
少なくともいずれかの特性が劣っている。
【００６３】(a) Ｎｏ．２１のものは、本発明で規定す
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、変形抵抗係数σｅｑが本発明で規定する範囲よりも
大きくなっており、金型寿命低下に対する影響は小さい
が、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 より僅かに高くなって
いる。
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、変形抵抗係数σｅｑが本発明で規定する範囲よりも
大きくなっており、金型寿命低下に対する影響は小さい
が、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2 より僅かに高くなって
いる。
【００６４】(b) Ｎｏ．２２のものは、本発明で規定す
るミクロ組織を満足するが、Ｃ含有量が本発明の好まし
い化学成分組成よりも多く、且つ変形抵抗係数σｅｑも
本発明で規定する範囲よりも大きくなっており、金型寿
命低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７００Ｎ／
ｍｍ2 より僅かに高くなっている。
るミクロ組織を満足するが、Ｃ含有量が本発明の好まし
い化学成分組成よりも多く、且つ変形抵抗係数σｅｑも
本発明で規定する範囲よりも大きくなっており、金型寿
命低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７００Ｎ／
ｍｍ2 より僅かに高くなっている。
【００６５】(c) Ｎｏ．２３のものは、本発明で規定す
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬ
が本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているので、
金型寿命低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７０
０Ｎ／ｍｍ2 より僅かに高く、割れ発生加工率も僅かに
低下している。
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬ
が本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているので、
金型寿命低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７０
０Ｎ／ｍｍ2 より僅かに高く、割れ発生加工率も僅かに
低下している。
【００６６】(d) Ｎｏ．２４のものは、本発明で規定す
るミクロ組織を満足するが、Ｍｎ含有量が本発明の好ま
しい化学成分組成よりも多く、且つ変形抵抗係数σｅｑ
および割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲
よりも大きくなっているので、金型寿命低下に対する影
響は小さいが、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2より僅かに
高く、割れ発生加工率も僅かに低下している。
るミクロ組織を満足するが、Ｍｎ含有量が本発明の好ま
しい化学成分組成よりも多く、且つ変形抵抗係数σｅｑ
および割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲
よりも大きくなっているので、金型寿命低下に対する影
響は小さいが、変形抵抗が７００Ｎ／ｍｍ2より僅かに
高く、割れ発生加工率も僅かに低下している。
【００６７】(e) Ｎｏ．２５のものは、本発明で規定す
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲よ
りも大きくなっているので、割れ発生加工率が僅かに低
下している。
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲よ
りも大きくなっているので、割れ発生加工率が僅かに低
下している。
【００６８】(f) Ｎｏ．２６のものは、本発明で規定す
るミクロ組織を満足するが、Ｓ含有量が本発明の好まし
い化学成分組成よりも多く、且つ割れ発生加工率係数Ｕ
Ｌも本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているの
で、割れ発生加工率が僅かに低下している。
るミクロ組織を満足するが、Ｓ含有量が本発明の好まし
い化学成分組成よりも多く、且つ割れ発生加工率係数Ｕ
Ｌも本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているの
で、割れ発生加工率が僅かに低下している。
【００６９】(g) Ｎｏ．２７，２８のものは、本発明で
規定するミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満
足するが、耐摩耗性係数Ｆ(wear)が本発明の好ましい範
囲よりも小さくなっているので、比摩耗量が夫々５．２
×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ，３．１×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇと
多くなっており、耐摩耗性が低下している。
規定するミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満
足するが、耐摩耗性係数Ｆ(wear)が本発明の好ましい範
囲よりも小さくなっているので、比摩耗量が夫々５．２
×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ，３．１×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇと
多くなっており、耐摩耗性が低下している。
【００７０】(h) Ｎｏ．２９のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、変形抵抗係数σｅｑが本
発明で規定する範囲よりも大きくなっており、金型寿命
低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７００Ｎ／ｍ
ｍ2 より僅かに高くなっており、しかも耐摩耗性係数Ｆ
(wear)が本発明の好ましい範囲よりも小さくなっている
ので、比摩耗量が２．０×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇと多くな
っており、耐摩耗性が低下している。
い化学成分組成を満足するが、変形抵抗係数σｅｑが本
発明で規定する範囲よりも大きくなっており、金型寿命
低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７００Ｎ／ｍ
ｍ2 より僅かに高くなっており、しかも耐摩耗性係数Ｆ
(wear)が本発明の好ましい範囲よりも小さくなっている
ので、比摩耗量が２．０×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇと多くな
っており、耐摩耗性が低下している。
【００７１】(i) Ｎｏ．３０のものは、本発明で規定す
るミクロ組織を満足するが、Ｓ含有量が本発明の好まし
い化学成分組成よりも多く、且つ割れ発生加工率係数Ｕ
Ｌも本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているの
で、割れ発生加工率が僅かに低下しており、しかも耐摩
耗性係数Ｆ(wear)が本発明の好ましい範囲よりも小さく
なっているので、比摩耗量が２．０×１０-7ｍｍ2 ／ｋ
ｇと多くなっており、耐摩耗性が低下している。
るミクロ組織を満足するが、Ｓ含有量が本発明の好まし
い化学成分組成よりも多く、且つ割れ発生加工率係数Ｕ
Ｌも本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているの
で、割れ発生加工率が僅かに低下しており、しかも耐摩
耗性係数Ｆ(wear)が本発明の好ましい範囲よりも小さく
なっているので、比摩耗量が２．０×１０-7ｍｍ2 ／ｋ
ｇと多くなっており、耐摩耗性が低下している。
【００７２】(j) Ｎｏ．３１のものは、本発明で規定す
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬ
が本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているので、
金型寿命低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７０
０Ｎ／ｍｍ2 より僅かに高く、割れ発生加工率も僅かに
低下している。
るミクロ組織およびの好ましい化学成分組成を満足する
が、変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬ
が本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているので、
金型寿命低下に対する影響は小さいが、変形抵抗が７０
０Ｎ／ｍｍ2 より僅かに高く、割れ発生加工率も僅かに
低下している。
【００７３】(k) Ｎｏ．３２のものは、本発明で規定す
るミクロ組織を満足するが、ＭｎとＰの含有量が本発明
の好ましい化学成分組成よりも多く、且つ変形抵抗係数
σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好まし
い範囲よりも大きくなっているので、変形抵抗が高く且
つ割れ発生加工率が低く、しかも耐摩耗性係数Ｆ(wear)
が本発明の好ましい範囲よりも小さくなっているので、
比摩耗量が３．２×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇと多くなってお
り、耐摩耗性が低下している。
るミクロ組織を満足するが、ＭｎとＰの含有量が本発明
の好ましい化学成分組成よりも多く、且つ変形抵抗係数
σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好まし
い範囲よりも大きくなっているので、変形抵抗が高く且
つ割れ発生加工率が低く、しかも耐摩耗性係数Ｆ(wear)
が本発明の好ましい範囲よりも小さくなっているので、
比摩耗量が３．２×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇと多くなってお
り、耐摩耗性が低下している。
【００７４】(l) Ｎｏ．３３のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ変形抵抗係数σｅｑが本発明の好ましい
範囲よりも大きくなっているので、変形抵抗が８２０Ｎ
／ｍｍ2 と高くなっており、且つ割れ発生加工率も低下
している。
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ変形抵抗係数σｅｑが本発明の好ましい
範囲よりも大きくなっているので、変形抵抗が８２０Ｎ
／ｍｍ2 と高くなっており、且つ割れ発生加工率も低下
している。
【００７５】(m) Ｎｏ．３４のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ま
しい範囲よりも大きくなっているので、割れ発生加工率
が低下している。
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ま
しい範囲よりも大きくなっているので、割れ発生加工率
が低下している。
【００７６】(n) Ｎｏ．３５のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工
率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲よりも大きくなって
いるので、変形抵抗が８２２Ｎ／ｍｍ2と高くなってお
り、且つ割れ発生加工率も低下している。
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工
率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲よりも大きくなって
いるので、変形抵抗が８２２Ｎ／ｍｍ2と高くなってお
り、且つ割れ発生加工率も低下している。
【００７７】(o) Ｎｏ．３６のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲よりも小さく、且
つ変形抵抗係数σｅｑが本発明の好ましい範囲よりも大
きくなっているので、変形抵抗が８１５Ｎ／ｍｍ2 と高
くなっており、且つ割れ発生加工率も低下している。
い化学成分組成を満足するが、（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲よりも小さく、且
つ変形抵抗係数σｅｑが本発明の好ましい範囲よりも大
きくなっているので、変形抵抗が８１５Ｎ／ｍｍ2 と高
くなっており、且つ割れ発生加工率も低下している。
【００７８】(p) Ｎｏ．３７のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲よりも小さく、且
つ割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲より
も大きくなっているので、割れ発生加工率が低下してい
る。
い化学成分組成を満足するが、（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲よりも小さく、且
つ割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ましい範囲より
も大きくなっているので、割れ発生加工率が低下してい
る。
【００７９】(q) Ｎｏ．３８のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲よりも小さく、且
つ変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが
本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているので、変
形抵抗が８１９Ｎ／ｍｍ2 と高くなっており、且つ割れ
発生加工率も低下している。
い化学成分組成を満足するが、（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲よりも小さく、且
つ変形抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが
本発明の好ましい範囲よりも大きくなっているので、変
形抵抗が８１９Ｎ／ｍｍ2 と高くなっており、且つ割れ
発生加工率も低下している。
【００８０】(r) Ｎｏ．３９のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径、
パーライトの平均粒径および（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲を外れ、且つ変形
抵抗係数σｅｑが本発明の好ましい範囲よりも大きくな
っているので、変形抵抗が８１３Ｎ／ｍｍ2と高くなっ
ており、且つ割れ発生加工率も低下している。
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径、
パーライトの平均粒径および（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲を外れ、且つ変形
抵抗係数σｅｑが本発明の好ましい範囲よりも大きくな
っているので、変形抵抗が８１３Ｎ／ｍｍ2と高くなっ
ており、且つ割れ発生加工率も低下している。
【００８１】(s) Ｎｏ．４０のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ま
しい範囲よりも大きくなっているので、割れ発生加工率
が低下している。
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径お
よびパーライトの平均粒径が本発明で規定する範囲より
も大きく、且つ割れ発生加工率係数ＵＬが本発明の好ま
しい範囲よりも大きくなっているので、割れ発生加工率
が低下している。
【００８２】(t) Ｎｏ．４１のものは、本発明の好まし
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径、
パーライトの平均粒径および（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲を外れ、且つ変形
抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが本発明
の好ましい範囲よりも大きくなっているので、変形抵抗
が８１６Ｎ／ｍｍ2 と高くなっており、且つ割れ発生加
工率も低下している。
い化学成分組成を満足するが、フェライトの平均粒径、
パーライトの平均粒径および（フェライト＋パーライ
ト）の面積率が本発明で規定する範囲を外れ、且つ変形
抵抗係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが本発明
の好ましい範囲よりも大きくなっているので、変形抵抗
が８１６Ｎ／ｍｍ2 と高くなっており、且つ割れ発生加
工率も低下している。
【００８３】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、球
状化焼鈍処理の迅速化が達成されて製造コストの低減が
可能であり、且つ冷間鍛造性に優れ、必要によって耐摩
耗性をも向上させた肌焼鋼を提供し得ることになった。
状化焼鈍処理の迅速化が達成されて製造コストの低減が
可能であり、且つ冷間鍛造性に優れ、必要によって耐摩
耗性をも向上させた肌焼鋼を提供し得ることになった。
【図１】球状化焼鈍処理のヒートパターンを示す図であ
る。
る。
【図２】割れ発生加工率調査用試験片を示す説明図であ
る。
る。
【図３】大越式摩耗試験片を示す説明図である。
【図４】浸炭焼入れ・焼戻し処理のヒートパターンを示
す図である。
す図である。
Claims (10)
- 【請求項１】 （フェライト＋パーライト）の面積率が
７５％以上であり、且つフェライトの平均粒径が４０μ
ｍ以下、およびパーライトの平均粒径が３０μｍ以下で
あることを特徴とする冷間鍛造用肌焼鋼。 - 【請求項２】 化学成分組成が、 Ｃ ：０．３％以下（０％を含まない：以下、特記しな
い限り質量％を意味する） Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない） Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない） Ｐ ：０．０２％以下（０％を含む） Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない） Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない） Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない） を夫々含有する他、 Ｃｒ：３％以下（０％を含まない） Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない） Ｖ ：１．５％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物である請求項１に記載の肌焼
鋼。 - 【請求項３】 鋼材が、更に他の元素として、Ｔｉ：
０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｂ：
０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである
請求項２に記載の肌焼鋼。 - 【請求項４】 合金元素の関数として表される変形抵抗
係数σｅｑおよび割れ発生加工率係数ＵＬが、夫々下記
（１）式および（２）式を満足するものである請求項２
または３に記載の肌焼鋼。 σｅｑ＝C+0.5Si+0.2Mn+3.0P+0.3Cr+0.3Mo+0.1V+0.1Ti+0.1Nb ＜１．０ …（１） ＵＬ＝C+0.2Si+0.2Mn+0.2Cr+0.2Mo+2.0P+2.0S+0.1V+0.1Ti+0.1Nb＜０．７ …（２） - 【請求項５】 合金元素の関数として表される耐摩耗性
係数Ｆ(wear)が下記（３）式を満足するものである請求
項２〜４のいずれかに記載の肌焼鋼。 Ｆ(wear)＝Si+0.2Cr+0.4Mo+V＞０．４ …（３） - 【請求項６】 鋼材が、更に他の元素として、Ｃｕ：１
％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項
２〜５に記載の肌焼鋼。 - 【請求項７】 鋼材が、更に他の元素として、Ｎｉ：
２．５％以下（０％を含まない）を含有するものである
請求項２〜６に記載の肌焼鋼。 - 【請求項８】 鋼材が、更に他の元素として、Ｃａ：
０．０１％以下（０％を含まない）および／またはＺ
ｒ：０．０８％以下（０％を含まない）を含有するもの
である請求項２〜７に記載の肌焼鋼。 - 【請求項９】 鋼材が、更に他の元素として、Ｐｂ：
０．３％以下（０％を含まない）を含有するものである
請求項２〜８のいずれかに記載の肌焼鋼。 - 【請求項１０】 鋼材が、更に他の元素としてＢ：０．
００５％以下（０％を含まない）を含有するものである
請求項２〜９のいずれかに記載の肌焼鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16301797A JPH1112684A (ja) | 1997-06-19 | 1997-06-19 | 冷間鍛造用肌焼鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16301797A JPH1112684A (ja) | 1997-06-19 | 1997-06-19 | 冷間鍛造用肌焼鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1112684A true JPH1112684A (ja) | 1999-01-19 |
Family
ID=15765617
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16301797A Withdrawn JPH1112684A (ja) | 1997-06-19 | 1997-06-19 | 冷間鍛造用肌焼鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1112684A (ja) |
Cited By (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003096539A (ja) * | 2001-07-17 | 2003-04-03 | Daido Steel Co Ltd | 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 |
| JP2006009150A (ja) * | 2004-05-28 | 2006-01-12 | Jfe Steel Kk | 浸炭用鋼およびその製造方法 |
| WO2008067805A2 (de) | 2006-12-08 | 2008-06-12 | Rational Ag | Verfahren zum anzeigen, insbesondere eines aufheiz- oder abkühlfortschrittes und gargerät zum durchführen solch eines verfahrens |
| JP2010168628A (ja) * | 2009-01-23 | 2010-08-05 | Jfe Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法 |
| JP2010180455A (ja) * | 2009-02-06 | 2010-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 肌焼鋼 |
| KR101043856B1 (ko) | 2008-10-14 | 2011-06-22 | 현대다이모스(주) | 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어 제조방법 |
| WO2012073485A1 (ja) * | 2010-11-30 | 2012-06-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 |
| JP2012126953A (ja) * | 2010-12-15 | 2012-07-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 機械構造用合金鋼鋼材 |
| JP2012237052A (ja) * | 2011-04-28 | 2012-12-06 | Jfe Steel Corp | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 |
| WO2013094475A1 (ja) * | 2011-12-19 | 2013-06-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| JP2013159794A (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷鍛窒化用圧延鋼材 |
| JP2013185204A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
| JP2013185205A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 肌焼用鋼部品 |
| JP2015127434A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 浸炭処理時の結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼 |
| JP2015140481A (ja) * | 2014-01-30 | 2015-08-03 | 大同特殊鋼株式会社 | 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 |
| EP2980242A4 (en) * | 2013-03-29 | 2016-04-20 | Jfe Steel Corp | AGE-HARDENING STEEL |
| JP2016199784A (ja) * | 2015-04-09 | 2016-12-01 | 大同特殊鋼株式会社 | 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素材及びその製造方法 |
| KR20170032449A (ko) | 2014-07-29 | 2017-03-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄 질화 베어링용 강 |
| JP2017057429A (ja) * | 2015-09-14 | 2017-03-23 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐結晶粒粗大化特性に優れた冷間鍛造用の肌焼鋼 |
| JP2017106079A (ja) * | 2015-12-10 | 2017-06-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐結晶粒粗大化特性、耐曲げ疲労強度および耐衝撃強度に優れた機械構造用鋼 |
| WO2019039610A1 (ja) | 2017-08-25 | 2019-02-28 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭軸受部品用鋼材 |
| DE112019006504T5 (de) | 2018-12-27 | 2021-09-16 | Jtekt Corporation | Stahlmaterial als ausgangsmaterial für karbonitrierte lagerkomponente |
| DE112019006482T5 (de) | 2018-12-27 | 2021-11-04 | Jtekt Corporation | Karbonitrierte lagerkomponente |
-
1997
- 1997-06-19 JP JP16301797A patent/JPH1112684A/ja not_active Withdrawn
Cited By (43)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003096539A (ja) * | 2001-07-17 | 2003-04-03 | Daido Steel Co Ltd | 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 |
| JP4556770B2 (ja) * | 2004-05-28 | 2010-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 浸炭用鋼およびその製造方法 |
| JP2006009150A (ja) * | 2004-05-28 | 2006-01-12 | Jfe Steel Kk | 浸炭用鋼およびその製造方法 |
| WO2008067805A2 (de) | 2006-12-08 | 2008-06-12 | Rational Ag | Verfahren zum anzeigen, insbesondere eines aufheiz- oder abkühlfortschrittes und gargerät zum durchführen solch eines verfahrens |
| KR101043856B1 (ko) | 2008-10-14 | 2011-06-22 | 현대다이모스(주) | 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어 제조방법 |
| JP2010168628A (ja) * | 2009-01-23 | 2010-08-05 | Jfe Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法 |
| JP2010180455A (ja) * | 2009-02-06 | 2010-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 肌焼鋼 |
| WO2012073485A1 (ja) * | 2010-11-30 | 2012-06-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 |
| JP2013082988A (ja) * | 2010-11-30 | 2013-05-09 | Jfe Steel Corp | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 |
| KR20130058069A (ko) * | 2010-11-30 | 2013-06-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 냉간 단조성이 우수한 침탄용 강 및 그 제조 방법 |
| CN103154293A (zh) * | 2010-11-30 | 2013-06-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法 |
| CN103154293B (zh) * | 2010-11-30 | 2015-09-16 | 杰富意钢铁株式会社 | 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法 |
| CN104630634A (zh) * | 2010-11-30 | 2015-05-20 | 杰富意钢铁株式会社 | 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法 |
| JP2012126953A (ja) * | 2010-12-15 | 2012-07-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 機械構造用合金鋼鋼材 |
| JP2012237052A (ja) * | 2011-04-28 | 2012-12-06 | Jfe Steel Corp | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 |
| TWI486455B (zh) * | 2011-12-19 | 2015-06-01 | Kobe Steel Ltd | Steel for mechanical construction for cold working and its manufacturing method |
| KR20140095099A (ko) * | 2011-12-19 | 2014-07-31 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그 제조 방법 |
| JP2013147728A (ja) * | 2011-12-19 | 2013-08-01 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| WO2013094475A1 (ja) * | 2011-12-19 | 2013-06-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| US9890445B2 (en) | 2011-12-19 | 2018-02-13 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for mechanical structure for cold working, and method for manufacturing same |
| JP2013159794A (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷鍛窒化用圧延鋼材 |
| JP2013185204A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 |
| JP2013185205A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 肌焼用鋼部品 |
| EP2980242A4 (en) * | 2013-03-29 | 2016-04-20 | Jfe Steel Corp | AGE-HARDENING STEEL |
| US11512375B2 (en) | 2013-03-29 | 2022-11-29 | Jfe Steel Corporation | Case hardening steel |
| JP2015127434A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 浸炭処理時の結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼 |
| JP2015140481A (ja) * | 2014-01-30 | 2015-08-03 | 大同特殊鋼株式会社 | 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 |
| KR20170033414A (ko) | 2014-07-29 | 2017-03-24 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄 질화 베어링 부품 |
| KR20170032449A (ko) | 2014-07-29 | 2017-03-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄 질화 베어링용 강 |
| KR20190027967A (ko) | 2014-07-29 | 2019-03-15 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄 질화 베어링용 강 |
| KR20190028568A (ko) | 2014-07-29 | 2019-03-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 침탄 질화 베어링 부품 |
| US10358706B2 (en) | 2014-07-29 | 2019-07-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Carbonitrided bearing part |
| US10538832B2 (en) | 2014-07-29 | 2020-01-21 | Nippon Steel Corporation | Steel for carbonitrided bearing |
| JP2016199784A (ja) * | 2015-04-09 | 2016-12-01 | 大同特殊鋼株式会社 | 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素材及びその製造方法 |
| JP2017057429A (ja) * | 2015-09-14 | 2017-03-23 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐結晶粒粗大化特性に優れた冷間鍛造用の肌焼鋼 |
| JP2017106079A (ja) * | 2015-12-10 | 2017-06-15 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐結晶粒粗大化特性、耐曲げ疲労強度および耐衝撃強度に優れた機械構造用鋼 |
| WO2019039610A1 (ja) | 2017-08-25 | 2019-02-28 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭軸受部品用鋼材 |
| US11168387B2 (en) | 2017-08-25 | 2021-11-09 | Nippon Steel Corporation | Steel material for carburized bearing part |
| KR20200044861A (ko) | 2017-08-25 | 2020-04-29 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 침탄 베어링 부품용 강재 |
| DE112019006504T5 (de) | 2018-12-27 | 2021-09-16 | Jtekt Corporation | Stahlmaterial als ausgangsmaterial für karbonitrierte lagerkomponente |
| DE112019006482T5 (de) | 2018-12-27 | 2021-11-04 | Jtekt Corporation | Karbonitrierte lagerkomponente |
| US11965231B2 (en) | 2018-12-27 | 2024-04-23 | Nippon Steel Corporation | Steel material to be starting material of carbonitrided bearing component |
| DE112019006504B4 (de) | 2018-12-27 | 2025-02-20 | Jtekt Corporation | Stahlmaterial als ausgangsmaterial für karbonitrierte lagerkomponente |
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