JP2008240076A

JP2008240076A - 軸方向に対して直交する方向での衝撃特性に優れた冷間鍛造非調質高強度鋼部品

Info

Publication number: JP2008240076A
Application number: JP2007082824A
Authority: JP
Inventors: Masamichi Chiba; 政道千葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-03-27
Filing date: 2007-03-27
Publication date: 2008-10-09
Anticipated expiration: 2027-03-27
Also published as: JP5147272B2

Abstract

【課題】軸状部を有する冷間鍛造非調質鋼部品において強度と直交方向の衝撃特性とを両立する。
【解決手段】軸状部を有する冷間鍛造非調質高強度鋼部品は、成分がＣ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．０１０％以下であって、残部は鉄及び不可避不純物であり、かつＭｎとＣの比（Ｍｎ／Ｃ）が４以上、ＡｌとＮの比（Ａｌ／Ｎ）が８以上であり、
軸状部はフェライト−パーライト組織であり、その横断面ではＧｐ粒度番号が９．０以上、ＦＧｃ粒度番号が１０．０以上であり、長手方向断面ではＭｎＳ系介在物のアスペクト比が６〜７．５である。
【選択図】図１

Description

本発明は、軸状部を有し、軸方向に対して直交する方向での衝撃特性が求められる冷間鍛造非調質高強度鋼部品（例えば、タイロッド、ボールスタッドなど）に関するものである。

タイロッド、ボールスタッドなどは、例えば、伸線によって得られた軸状鋼（棒鋼、線材など）の片端を球形に冷間鍛造し、他端を絞り加工することによって製造される部品であり、高い引張強度（例えば、８００〜１０００Ｎ／ｍｍ²程度）が求められている。そのため、通常、冷間鍛造・絞り加工を行った後、焼入れ・焼戻し処理を行うことによって所定の強度を確保している。

近年、部品製造コストの低減、ＣＯ₂排出量削減などを目的として、冷間鍛造・絞り加工後の焼入れ・焼戻し処理を省略した非調質の鋼部品が求められている（例えば、特許文献１）。また非調質鋼部品は、焼入れ・焼戻し処理に起因する熱ひずみ変形を防止でき、矯正加工が不要である点でも優れている。

しかし、焼入れ・焼戻し処理を省略すると、強度の確保が困難である。非調質部品で所定の引張強度を確保するためには、例えば、合金成分を増大したり、加工率を向上することが考えられる。しかし合金成分を増大したり、加工率を向上すると靭性（衝撃特性）が劣化する。近年、タイロッド、ボールスタッドなどの自動車足回り部品は、軸方向に対して直交する方向（以下、単に直交方向という場合がある）での衝撃特性にも優れていることが求められており、非調質部品であっても強度と軸状部の直交方向の衝撃特性とを両立することが要求される。
特開平６−５５２３７号公報

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、軸状部を有する冷間鍛造非調質鋼部品において強度と直交方向の衝撃特性とを両立することにある。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、鋼成分を適切な範囲に調整しつつ、軸状部の組織をフェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織にすると、焼入れ・焼戻ししなくても強度と直交方向の衝撃特性とを両立できることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明に係る直交方向の衝撃特性に優れた冷間鍛造非調質高強度鋼部品は、フェライト−パーライト組織の軸状部を有しており、この軸状部の横断面を観察したとき、旧オーステナイトのＧｐ粒度番号（２００５年ＪＩＳＧ０５５１）が９．０以上、フェライトのＦＧｃ粒度番号（１９９８年ＪＩＳＧ０５５２）が１０．０以上であり、軸状部の長手方向断面を観察したとき、ＭｎＳ系介在物のアスペクト比が６〜７．５である点に要旨を有するものである。なお鋼成分も重要であり、前記鋼部品は、Ｃ：０．２０〜０．３５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０５〜０．５％（０％を含まない）、Ａｌ：０．０７％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）であって、残部は鉄及び不可避不純物であり、かつＭｎとＣの比（Ｍｎ／Ｃ）が４以上、ＡｌとＮの比（Ａｌ／Ｎ）が８以上である。また前記鋼部品は、さらにＣｕ及びＮｉを含有している場合もあり、その場合、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）に抑制されている。

前記軸状部の長手方向断面を観察したとき、ＭｎＳ系介在物中に析出したＡｌ₂Ｏ₃系介在物の平均粒径は、例えば、５μｍ以下である。本発明の冷間鍛造非調質高強度鋼部品は、温度２５０〜６００℃でベーキングしてもよい。本発明の冷間鍛造非調質高強度鋼部品は、軸状部の引張強さが、例えば、８５０Ｎ／ｍｍ²以上であり、軸状部から採取した幅５ｍｍのサブサイズＵノッチ試験片による衝撃吸収エネルギーＫＵ₂が、試験温度−５０℃及び２０℃のいずれでも、例えば、１００Ｊ／ｃｍ²以上である。

なお本明細書において鋼材の加熱温度は、特にことわりのない限り、炉の温度を指す。

本発明の冷間鍛造非調質高強度鋼部品によれば、鋼成分を適切な範囲に調整しつつ、軸状部の組織をフェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織にしているため、焼入れ・焼戻ししなくても強度と直交方向の衝撃特性とを両立できる。

本発明の高強度鋼部品（冷間鍛造部品）は、伸線によって得られた軸状鋼（棒鋼、線材など）から得られ、軸状鋼の一部を冷間鍛造した冷間鍛造部分と、軸状鋼の一部を冷間で縮径加工（絞り、圧延など）した軸状部とを有しており、冷間加工後に焼入れ・焼戻し処理する必要がない非調質部品である。本発明では、この高強度鋼部品の鋼成分を適切な範囲に調整しつつ、軸状部の組織をフェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織にしている。そのため、焼入れ・焼戻ししなくても強度と直交方向の衝撃特性とを両立できる。

本発明の鋼部品の成分は、以下の通りである。

Ｃ：０．２０〜０．３５％（質量％の意味、以下同じ）
Ｃは鋼材の強度と延性のバランスを支配する基本元素であり、高強度化のために必須である。従ってＣは、０．２０％以上、好ましくは０．２３％以上、さらに好ましくは０．２５％以上である。しかしＣを増量すると靭性や延性が低下し、衝撃特性が低下する。また冷間鍛造性（特に割れ発生限界圧縮率）の低下を招く。従ってＣ量は、０．３５％以下、特に０．３３％以下とする。

Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓｉは溶製時に脱酸剤として作用し、鋼材製造上、有用な元素であるが、多大に添加するとフェライトの硬化・脆化を招き、冷間鍛造性と衝撃特性を阻害する。従って本発明ではＳｉを０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは脱酸剤として作用するとともに、鋼中のＳと結合してＳによる脆化を抑制する。また非調質鋼部品の強度を確保する点からも有効な元素である。従ってＭｎは、１．０％以上、好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上とした。またＭｎは、Ｃの４倍以上（すなわちＭｎ／Ｃが４以上）、好ましくは４．２倍以上、さらに好ましくは４．５倍以上とする。Ｍｎは衝撃値の遷移温度を低下させるなどの低温衝撃特性を改善する点で優れており、低温衝撃特性を下げるＣに対して十分な量を添加する必要がある。なおＭｎが過剰になるとフェライトの脆化を招き、冷間鍛造性が劣化する。従ってＭｎは、２．０％以下、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６％以下とする。

Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｐは粒界偏析を起こして、衝撃値の低下と冷間鍛造性の低下を招くため、少ないほど望ましい。Ｐ量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。

Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓは鋼中でＭｎＳ系介在物を形成する。このＭｎＳ系介在物は、応力集中源となり、衝撃特性及び冷間鍛造性を低下させるため、Ｓは少ないほど好ましい。Ｓ量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、鋼中で炭窒化物を生成し、固溶Ｃ及び固溶Ｎによるひずみ時効を抑制するのに有効な元素である。またＣやＳｉと同様に強度上昇に寄与し、かつ冷間鍛造性に対する悪影響がＣやＳｉに比べて小さいため、重要な元素である。従ってＣｒ量は、０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上である。しかし多量に添加すると粗大な炭窒化物の生成を招き、冷間鍛造性と衝撃特性を低下させる。よってＣｒは、０．５％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１５％以下にする。

Ａｌ：０．０７％以下（０％を含まない）
Ａｌは、固溶ＮをＡｌＮとして固定することによってひずみ時効を防止するのに有効である。またＡｌＮによって結晶粒の粗大化を抑制するのに有効である。従ってＡｌは、Ｎに対して、８倍以上（すなわちＡｌ／Ｎが８以上）、好ましくは９倍以上、さらに好ましくは１０倍以上になるように添加する。具体的なＡｌ量は、例えば、０．０３％以上、好ましくは０．０３５％以上、さらに好ましくは０．０４０％以上である。しかしＡｌを多量に添加するとフェライトの硬度が上昇し、またＡｌ₂Ｏ₃系介在物が粗大になり、靭性や延性が低下し、冷間鍛造性が悪くなる。従ってＡｌ量は、０．０７％以下、好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０５５％以下である。

Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）
ＮはＡｌと結合して窒化物（ＡｌＮ）を形成する。Ａｌと結合できないＮは、固溶Ｎとして残存し、ひずみ時効による衝撃特性の低下や冷間鍛造性の低下を招く。従って鋼中全Ｎ量は、０．００６％以下、好ましくは０．００５％以下にする。なおＡｌＮを有効利用する視点に立てば、Ｎ量は、例えば、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。

Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｏは常温では鋼に殆ど固溶せず、硬質の酸化物として存在する。酸化物系介在物は冷間鍛造時及び衝撃応力負荷時に応力集中源として作用し、両特性を大きく低下させる。従ってＯ含有量は、極力低減すべきであり、本発明では０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下にする。

残部は、通常、鉄及び不可避不純物である。

なお本発明の鋼部品は、製鋼原料、製造プロセスなどから混入してくる不純物も含む場合がある。この不純物には、例えば、Ｃｕ、Ｎｉなどが挙げられる。それぞれの許容量とその抑制理由は、以下の通りである。

Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、少量含む場合には、衝撃値及び冷間鍛造性への悪影響が少ないが、０．１％を超えて含むと遷移温度が上昇し、低温衝撃値の低下を招く。従ってＣｕは、０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。

Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）
ＮｉもＣｕと同様、少量含む場合には、衝撃値及び冷間鍛造性への悪影響が少ないが、０．１％を超えて含むと遷移温度が上昇し、低温衝撃値の低下を招く。従ってＮｉは、０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。

そして本発明の鋼部品では、軸状部の組織をフェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織にしている。この繊維状組織は、軸方向に沿った断面（長手方向断面）では、例えば、図１（ａ）、図１（ｂ）の光学顕微鏡写真に示すような層状組織になっている。また軸方向と直交する断面（横断面）では、例えば、図２の光学顕微鏡写真に示すような微細粒状になっている。

図１より明らかなように、長手方向断面の層状の組織状態を直接定量的に示すのは難しい。フェライト−パーライトの繊維化の程度は、この長手方向断面におけるＭｎＳ系介在物のアスペクト比と相関があるため、本発明ではＭｎＳ系介在物のアスペクト比（長径／短径）によって間接的に組織状態を規定することとした。ＭｎＳ系介在物のアスペクト比は、６以上、好ましくは６．２以上、さらに好ましくは６．５以上である。なお繊維化が過剰になると（すなわちＭｎＳ系介在物のアスペクト比が大きくなり過ぎると）、かえって靭性や延性が低下し、冷間鍛造性が悪化する。従ってＭｎＳ系介在物のアスペクト比は、７．５以下、好ましくは７．４以下とする。

一方、横断面の微細粒状の組織状態は、旧オーステナイトとフェライトの結晶粒度番号によって定量的に示すことができる。横断面のオーステナイトのＧｐ粒度番号（２００５年ＪＩＳＧ０５５１）は、９．０以上、好ましくは９．５以上である。Ｇｐ粒度番号の上限は特に限定されないが、１４以下程度であっても本発明に含まれる。また横断面のフェライトのＦＧｃ粒度（１９９８年ＪＩＳＧ０５５２）は、１０．０以上、好ましくは１０．５以上、さらに好ましくは１１．０以上である。ＦＧｃ粒度番号の上限は特に限定されないが、１４以下程度であっても本発明に含まれる。

なお本発明の鋼部品は、上述したように、Ａｌや酸素を低減することによって酸化物系介在物を微細化している。酸化物系介在物の大きさは、具体的には、長手方向断面におけるＭｎＳ系介在物中に存在するＡｌ₂Ｏ₃系介在物を調べることで、より一層明確にすることができる。Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の粒径（＝（長径＋短径）／２）の平均値（平均粒径）は、例えば、５μｍ以下、好ましくは４μｍ以下、さらに好ましくは３μｍ以下である。平均粒径の下限は特に限定されないが、１μｍ以上程度であっても本発明に含まれる。

本発明の鋼部品は、概略、熱間圧延した軸状鋼（棒鋼、線材など）を、適宜酸洗、皮膜処理などし、次いで伸線した後、部品形状に冷間鍛造及び縮径加工することによって得られる。最も重要なのは、軸状部を上述したようなフェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織にする為に、伸線と縮径加工において強加工する点である。より具体的には、伸線加工の減面率を２０％以上とし、かつ縮径加工後のトータル減面率（伸線前を基準とする減面率）を４０％超（好ましくは４２％以上、さらに好ましくは４５％以上）、８０％以下（好ましくは７０％以下、さらに好ましくは６５％以下）にする。強加工の程度を調節することで、フェライト−パーライト組織の繊維化の程度を調節できる。

他の製造工程は、以下の通りにすることが推奨される。

熱間圧延における加熱温度は、１０００〜１２００℃程度の範囲から選択する。加熱温度が低いとオーステナイト相とフェライト相の混合相などが局所的に生成し、圧延時の割れ発生を招く危険性がある。また低温側では圧延時のロール負荷が上昇し、生産性が低下する。一方、加熱温度が高いと、フェライト結晶粒が粗大化し、冷間鍛造性が低下すると共に、繊維状組織化による衝撃値の改善が不十分となる。

熱間圧延の仕上温度は、８５０〜９７５℃程度（好ましくは８７５〜９５０℃程度）の範囲から選択する。仕上温度が低いと、圧延ロールへの負荷が増加し、鋼材生産性の大幅な低下を招く。また逆に仕上温度が高すぎても、フェライト粒が粗大化する。

圧延後の巻き取り温度は、８００〜９５０℃程度である。巻き取り温度が高すぎると、窒化物の析出が遅くなり、鋼材中の固溶Ｎが増加する。固溶Ｎは、ひずみ時効による変形抵抗の増加をもたらすため、冷鍛金型寿命を低下させる。

上記のようにして得られた鋼部品は、必要に応じて、ベーキングしてもよい。適切な温度でベーキングすれば、衝撃特性を悪化することなく、引張強度を高めることができる。ベーキング温度は、例えば、２５０〜６００℃程度、好ましくは２８０〜５００℃程度、さらに好ましくは３００〜４５０℃程度である。なおベーキング時間は、通常、５〜３０分程度、好ましくは１０〜２０分程度である。ベーキング後は、放冷する。

本発明の鋼部品は軸状部を有しており、ベーキング処理の有無を問わず、強度と軸状部の直交方向の衝撃特性とに優れている。軸状部の引張強さは、例えば、８５０Ｎ／ｍｍ²以上、好ましくは９００Ｎ／ｍｍ²以上であり、最も優れている場合には９５０Ｎ／ｍｍ²以上である。引張強度の上限は、特に限定されないが、１１００Ｎ／ｍｍ²以下であっても本発明に含まれる。

軸状部から採取した幅５ｍｍのサブサイズＵノッチ試験片による衝撃吸収エネルギーＫＵ₂は、試験温度−５０℃の場合で、例えば、１００Ｊ／ｃｍ²以上、好ましくは１０５Ｊ／ｃｍ²以上、さらに好ましくは１１０Ｊ／ｃｍ²以上である。温度−５０℃におけるＫＵ₂の上限は特に限定されないが、１５０Ｊ／ｃｍ²以下であっても本発明に含まれる。また試験温度２０℃における衝撃吸収エネルギーＫＵ₂は、例えば、１００Ｊ／ｃｍ²以上、好ましくは１２０Ｊ／ｃｍ²以上であり、最も優れている場合には１５０Ｊ／ｃｍ²以上である。なお温度２０℃でのＫＵ₂の上限は特に限定されないが、２００Ｊ／ｃｍ²以下であっても本発明に含まれる。

なお軸状部のＨＲＣ硬さは、例えば、１０〜４０程度（好ましくは２５〜４０程度）である。ＨＲＣ硬さが高いほど、引張強度が優れているといえる。

本発明の鋼部品は、軸状部の引張強度と衝撃特性に優れていることから、例えば、タイロッド、ボールスタッドなどのような、タイロッドアウターソケットと連結する為の軸状部品に用いることができる。この軸状部品は、冷間鍛造部品である点、より詳細には伸線によって得られる軸状鋼（棒鋼、線材など）の一部を冷間鍛造する一方、他の一部を縮径加工（絞りなど）することによって得られる点で共通しており、この縮径加工された軸状部において、直交方向での優れた衝撃特性が求められる点に特徴がある。

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。

実験Ｎｏ．１〜２４
表１に示す成分の供試材を真空溶製にて各１５０ｋｇ製造した。溶製材を１５５ｍｍ×１５５ｍｍ角に鍛造加工し、ダミービレット材に溶接した後、加熱温度１０５０℃、仕上温度９２５℃、巻取温度８２５℃の条件で熱間圧延して、表２に示す直径の圧延材を得た。この圧延材を硫酸洗浄、水洗、塩酸洗浄、水洗の順で処理し、皮膜処理（燐酸亜鉛被膜）した後、表２に示す直径まで伸線した。

得られた線材を後述する方法によって冷間鍛造して冷間鍛造性を調べた。また得られた線材を冷間で縮径加工（スキンパス圧延）して非調質の軸状部相当品を製造し、一部の例（Ｎｏ．８〜１１）ではさらにベーキングした。得られた軸状部相当品の詳細（組織、粒度、ＭｎＳ系介在物のアスペクト比、Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の平均粒径、ＨＲＣ硬さ、引張強さ、衝撃値）を後述する方法によって調べた。

実験Ｎｏ．２５〜２７
前記実験Ｎｏ．１〜２４と同様にして、表２に示す最終径の線材を得た。

この線材を後述する方法によって冷間鍛造して冷間鍛造性を調べた。またこの線材を焼入れ（加熱温度８４０℃、加熱時間３０分、冷却条件：油冷）、焼戻し（加熱温度４２０〜５３０℃、加熱時間１２０分、冷却条件：空冷）して調質の軸状部相当品を製造した。得られた軸状部相当品の詳細を後述する方法によって調べた。

冷間鍛造性、粒度、ＭｎＳ系介在物のアスペクト比、Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の平均粒径、ロックウェル硬さ、引張強さ、及び衝撃値の評価方法は以下の通りである。

（１）冷間鍛造性
線材の軸方向と平行に直径１０ｍｍ×高さ１５ｍｍの試料を採取し、軸方向に端面拘束圧縮（ひずみ速度＝１０／秒）した。圧縮後の割れ発生の有無と圧縮率との関係を調べ、割れ発生限界圧縮率を求めた。

（２）組織
軸状部相当品の横断面を露出させた状態で支持基材内に埋め込み、研磨後、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒間浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によってＤ／４（Ｄは直径）部位の組織を４００倍で１０視野撮影した。また軸状部相当品の長手方向断面（縦断面）について、横断面と同様にして腐食させた後、光学顕微鏡によってＤ／４部位の組織を４００倍で１０視野撮影した。これらの顕微鏡写真から、組織状態（フェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織であるか否か）を確認した。なお微細化の程度は、結晶粒度番号によって定量化される。また繊維化の程度はＭｎＳ系介在物のアスペクト比によって定量化される。

（３）粒度
上記組織観察で撮影した横断面の光学顕微鏡写真（１０視野）に基づき、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｇｐ（２００５年ＪＩＳＧ０５５１の６．３．３．３「初析フェライト法」）とフェライト結晶粒度番号ＦＧｃ（１９９８年ＪＩＳＧ０５５２）を求めた。

（４）ＭｎＳ系介在物のアスペクト比
上記組織観察で撮影した長手方向断面の走査型電子顕微鏡写真（断面数２×観察箇所数５＝１０視野）に基づき、ＭｎＳ系介在物のアスペクト比を求めた。５つの観察箇所とは、Ｄ／８（Ｄは直径）部位からの２箇所、Ｄ／４（Ｄは直径）部位からの２箇所、及びＤ／２（Ｄは直径）部位からの１箇所である。より具体的には、各視野において電子顕微鏡の反射電子像を撮影（倍率：４００倍）した。この反射電子像は、化学成分によって輝度が変化する（図３（ａ）参照）。次にＥＤＳスペクトルによってＭｎＳ部（ＭｎＴｉＳなども含む）を同定し（図３（ｂ）参照）、画像解析ソフトを利用してＭｎＳ部に相当する輝度の箇所を前記反射電子像から抽出した。この操作によってＭｎＳ系介在物は、黒色部として抽出される（図３（ｃ）参照）。厚さが０．５μｍ以上のＭｎＳ系介在物についてアスペクト比を求め、その平均（算術平均）を算出し、ＭｎＳ系介在物のアスペクト比とした。

（５）Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の平均粒径
また軸状部相当品の長手方向断面（縦断面）について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によってＤ／８（Ｄは直径）から２視野、Ｄ／４（Ｄは直径）部位から２視野、及びＤ／２（Ｄは直径）部位から１視野を観察した。それぞれの視野についてまず倍率４００倍で反射電子像を撮影し、著しい偏析がないことを確認した（図３（ａ）参照）。この反射電子像は、化学成分によって輝度が変化する。輝度変化の認められる部分について拡大撮影（倍率１６００倍）し、ＥＤＳスペクトルによって成分を調べ、Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を探した（図３（ｂ）参照）。また見つかったＡｌ₂Ｏ₃系介在物の周囲にＭｎＳ系介在物が存在するかも確認した。周囲にＭｎＳ系介在物が存在し、かつ短径が０．５μｍ以上であるＡｌ₂Ｏ₃系介在物についてその粒径（＝（長径＋短径）／２）を求め、５視野全ての介在物の粒径の算術平均を平均粒径とした。

（６）ロックウェル硬さ
ＪＩＳＺ２２４５に基づき、軸状部相当品の横断面のロックウェル硬さ（スケールＣ）を測定した。

（７）引張強さ
軸状部相当品からＪＩＳＺ２２０１に規定する１４号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に従って引張強さを求めた。

（８）衝撃値
軸状部相当品から幅５ｍｍのサブサイズＵノッチ試験片（試験片の長さ方向は軸状部相当品の軸方向と同じである）を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に従って室温（２０℃）又は−５０℃での衝撃吸収エネルギーＫＵ₂を求めた。

結果を下記表に示す。また長手方向断面の光学顕微鏡写真の一例（実験Ｎｏ．３の例）を図１（ａ）（倍率：１００倍）と図１（ｂ）（倍率：４００倍）に示し、横断面の光学顕微鏡写真の一例（実験Ｎｏ．３，５の例）を図２（倍率：４００倍）に示す。

実験Ｎｏ．１〜２は、伸線と縮径加工での加工が不十分であってフェライト−パーライト組織の微細繊維状化が不十分であるため、引張強さ、衝撃値などが低い。Ｎｏ．６は、フェライト−パーライト組織の繊維化が過度に進行しており、冷間鍛造性が悪い。Ｎｏ．８及び１１は、ベーキング温度が低すぎたり高すぎたりして、かえって引張強さ又は衝撃値が悪化している。Ｎｏ．１２はＭｎ／Ｃが低い点、Ｎｏ．１３はＡｌ／Ｎが低い点、Ｎｏ．１４はＣ量が不足する点、Ｎｏ．１５はＣが過剰である点、Ｎｏ．１６はＳｉが不足する点、Ｎｏ．１７はＭｎが不足する点、Ｎｏ．１８はＭｎが過剰である点、Ｎｏ．１９はＰが過剰である点、Ｎｏ．２０はＳが過剰である点、Ｎｏ．２１はＣｒが過剰である点、Ｎｏ．２２はＡｌが過剰である点、Ｎｏ．２３はＮが過剰である点、Ｎｏ．２４はＯが過剰である点でいずれも不適切であり、冷間鍛造性、引張強さ、衝撃値のいずれかが悪化する。

実験Ｎｏ．２５〜２７は、調質した冷間鍛造品（Ｓ４５Ｃ−Ｗ相当）を模擬したものであり、衝撃値が低い。

これらに対してＮｏ．３〜５、７、及び９〜１０では、鋼成分を適切な範囲に調整しつつ、軸状部の組織をフェライト−パーライトからなる微細な繊維状組織にしているため、焼入れ・焼戻ししなくても強度と直交方向の衝撃特性とを両立できる。

図１は本発明の冷間鍛造非調質高強度鋼部品の軸状部の長手方向断面の組織状態を示す光学顕微鏡写真である。図２は本発明の冷間鍛造非調質高強度鋼部品の軸状部の横断面の組織状態を示す光学顕微鏡写真である。図３（ａ）は介在物の測定方法を説明するための電子顕微鏡写真である。図３（ｂ）は介在物の測定方法を説明するための電子顕微鏡写真とＥＤＳスペクトルを組み合わせた図である。図３（ｃ）は介在物の測定方法を説明するための画像解析処理後の電子顕微鏡写真である。

Claims

軸状部を有する冷間鍛造非調質高強度鋼部品において、
該鋼部品は、成分がＣ：０．２０〜０．３５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０５〜０．５％（０％を含まない）、Ａｌ：０．０７％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）であって、残部は鉄及び不可避不純物であり、かつＭｎとＣの比（Ｍｎ／Ｃ）が４以上、ＡｌとＮの比（Ａｌ／Ｎ）が８以上であり、
軸状部は、フェライト−パーライト組織であり、
この軸状部の横断面を観察したとき、旧オーステナイトのＧｐ粒度番号（２００５年ＪＩＳＧ０５５１）が９．０以上、フェライトのＦＧｃ粒度番号（１９９８年ＪＩＳＧ０５５２）が１０．０以上であり、
前記軸状部の長手方向断面を観察したとき、ＭｎＳ系介在物のアスペクト比が６〜７．５であることを特徴とする、
軸方向に対して直交する方向での衝撃特性に優れた冷間鍛造非調質高強度鋼部品。
さらにＣｕ及びＮｉを含有しており、その量が、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）に抑制されている請求項１に記載の冷間鍛造非調質高強度鋼部品。
前記軸状部の長手方向断面を観察したとき、ＭｎＳ系介在物中に析出したＡｌ₂Ｏ₃系介在物の平均粒径が５μｍ以下である請求項１又は２に記載の冷間鍛造非調質高強度鋼部品。
請求項１〜３のいずれかに記載の冷間鍛造非調質高強度鋼部品を温度２５０〜６００℃でベーキングすることによって得られる冷間鍛造非調質高強度鋼部品。
軸状部の引張強さが８５０Ｎ／ｍｍ²以上、軸状部から採取した幅５ｍｍのサブサイズＵノッチ試験片による衝撃吸収エネルギーＫＵ₂が、試験温度−５０℃及び２０℃のいずれでも１００Ｊ／ｃｍ²以上である請求項１〜４のいずれかに記載の冷間鍛造非調質高強度鋼部品。