(57)【要約】【課題】浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安定的に抑制することができ、浸炭焼入れ後の歪みや曲がりの発生を防止することができ、ならびに高温浸炭においても粗大粒の発生を防止し、転動疲労等の十分な強度特性を得ることができ、被削性に優れた肌焼鋼とその製造方法を提供する。【解決手段】Ｔｉ：０．０５〜０．２％の他、特定成分を特定範囲含有し、Ａｌ：０．００５％未満に制限し、Ｎ：０．００５１％未満に制限し、熱間圧延後のＡｌＮの析出を抑制し、又はさらに、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限し、又はさらに、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている８〜１１番とし、又はさらに、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において下記条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下としたことを特徴とする鋼である。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００５％未満、
Ｔｉ：０．０５〜０．２％、
Ｎ：０．００５１％未満、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｏ：０．００２５％以下、
さらに、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
【請求項２】
さらに、化学成分が質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
【請求項３】
さらに、化学成分が質量％で、Ｎｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする請求項１または２記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
【請求項４】
熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限したことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
【請求項５】
熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている８〜１１番であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
【請求項６】
熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において、Ｔｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
【請求項７】
１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延したことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
【請求項８】
熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、熱間圧延後のベイナイトの組織分率が３０％以下の鋼となるようにすることを含むことを特徴とする請求項７記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
【請求項９】
熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている８〜１１番である鋼となるようにすることを特徴とする請求項７または８記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜６のうち何れか１項に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されてなること
を特徴とする浸炭部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
歯車、軸受部品、転動部品、シャフト、等速ジョイント部品は、通常、例えばＪＩＳ  Ｇ  ４０５２、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０４、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０５、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を使用し、冷間鍛造（転造も含む）又は熱間鍛造−切削により所定の形状に加工された後、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。冷間鍛造は、製品の表面肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好であるため、従来は熱間鍛造で製造されていた部品を、冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっており、冷鍛−浸炭工程で製造される浸炭部品の適用対象や用途は近年顕著に増加している。浸炭部品の大きな課題として、熱処理歪みの低減が挙げられる。これは、浸炭部品をシャフトに適用した場合に、熱処理歪みで曲げ変形してしまえばシャフトとしての機能が損なわれるためであり、また浸炭部品を歯車や等速ジョイント部品に適用した場合には、熱処理歪みが増加した場合に騒音や振動の原因を引き起こすためである。ここで、浸炭部品に発生する熱処理歪みの最大の原因は、浸炭時に発生する粗大粒に基づくものである。この浸炭時に発生する粗大粒を抑制するために、従来において、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍が行われていた。しかしながら、特に近年において、コスト削減の視点から、焼鈍省略の傾向が強くなってきている。従って焼鈍を省略した場合においても、浸炭部品内に粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。
【０００３】
一方、歯車、軸受部品、転動部品のなかで高面圧が負荷される軸受部品、転動部品においては、高深度浸炭が行われている。高深度浸炭は、通常、十数時間から数十時間の長時間を要するために、エネルギーの消費量を減らす観点から、浸炭時間の短縮が重要な課題である。浸炭時間短縮のためには、浸炭温度の高温化が有効である。通常の浸炭温度は９３０℃程度であるが、これに対して、９９０〜１０９０℃の温度域でいわゆる高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、必要な疲労特性、転動疲労特性等が得られないという問題が発生している。そのため、高温浸炭でも粗大粒が発生しない、つまり高温浸炭に適した肌焼き鋼が求められている。このような高面圧が負荷される歯車、軸受部品、転動部品は大型部品が多く、通常「棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程で製造される。浸炭時の粗大粒の発生を抑制するためには、熱間鍛造後の状態で、つまり熱間鍛造部材の状態で、粗大粒を抑制するために適正な材質を造り込んでおくことが必要があるが、そのためには、棒鋼線材の素材の状態で粗大粒を抑制するために適正な材質を造り込んでおくことが必要である。
【０００４】
従来における肌焼鋼の粗大粒を安定的に抑制するための技術としては、所定量のＡｌ、Ｎを含有し、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状態を適正化した粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼が開示されている（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、当該特許文献１の開示技術では、球状化焼鈍−冷間鍛造工程を経て製造される部品については粗大粒抑制の能力を安定的に発揮させることができない場合があり、また高温浸炭においても粗大粒の発生を抑制できない場合があるのが現実である。
【０００５】
また、特許文献２の開示技術には、所定量のＣ、Ｓｉ等に加えて、質量％でＴｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：０．０１％未満を含有し、鋼片熱間圧延加熱を１２５０〜１４００℃の温度範囲で行うとともに、製品圧延加熱Ａｃ３〜１０５０℃で加熱する肌焼鋼の製造方法が開示されている。また特許文献３の開示技術は、特許文献２と同様に成分からな
る肌焼鋼におけるＴｉ炭化物を微細分散させることにより、転動疲労寿命及び回転曲げ疲労寿命を向上させる技術が開示されている。この特許文献２、３に開示されている肌焼鋼もやはり粗大粒抑制の能力を安定的に発揮させることができない場合がある。また、該鋼は上記の実施例から明らかな通り、０．００５５％以上のＮを含有するとともに、製品圧延加熱：Ａｃ３〜１０５０℃のために、ＴｉＮが粗大化する。そのため、この粗大なＴｉＮが転動疲労やピッチング疲労の起点となるために、十分な疲労特性が得られないという欠点を有している。
【０００６】
さらに、特許文献４には、所定量からなるＣやＳｉ等に加えて、更に質量％でＴｉ：０．１超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ  Ｇ０５５１でＮｏ．１１以上まで微細化したマルテンサイト組織からなる高強度肌焼鋼や、質量％でＮ：０．０２０％以下で「Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０２~０．１０％、
Ｎｂ：０．０２~０．１％」のうち１種ないし２種以上を含有し、旧オーステナイト結晶
粒度がＪＩＳ  Ｇ０５５１でＮｏ．１１以上まで微細化したマルテンサイト組織からなる高強度肌焼鋼が開示されている。
【０００７】
また、特許文献５において、質量％で、Ｔｉ：０．０５〜０．２％他特定成分を特定範囲含有し、質量％でＮ：０．００５１％未満に制限し、又はさらに質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有し、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、又はさらに熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０ ％ 以下に制限し、又はさらに、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番とし、又はさらに、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において下記条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下とした浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼が開示されている。
【０００８】
しかしながら、上述した特許文献１〜５に示すようなＴｉ多量添加型の粗大粒防止鋼は、Ｔｉ多量添加により被削性が劣化してしまうという問題点があった。被削性劣化の主な原因は１）素材硬さの上昇、２）Ｔｉ系炭窒化物生成による被削性改善効果の高いＭｎＳの減少の２つである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平１１−１０６８６６号公報
【特許文献２】特開平１１−９２８６３号公報
【特許文献３】特開平１１−９２８２４号公報
【特許文献４】特開２００３−３４８４３号公報
【特許文献５】特開２００５−２４０１７５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上述の如き特許文献１〜５の開示技術では、浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安定的に抑制することができず、歪みや曲がりの発生を安定的に防止することはできないか、又は被削性の劣化が懸念されるため、適用が難しかった。本発明はこのような問題を解決して、熱処理歪みの小さい浸炭時の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上述した課題を解決するために、結晶粒の粗大化の支配因子と粗大化抑制のための多量Ｔｉ添加による被削性の劣化の改善方法について鋭意調査し、次の点を明らかにした。
【００１２】
（１）浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するには、ピン止め粒子としてＡｌＮ、ＮｂＮを活用するよりも、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を浸炭時に微細析出させることが有効である。またはさらに 上記と併用して、ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を
浸炭時に微細析出させることにより、粗大粒防止特性は一層向上する。
【００１３】
（２）上述したＴｉ系析出物またはさらにＮｂの炭窒化物を浸炭時に微細析出させる方法として、新規に以下の方法を見出した。
【００１４】
[１]上述したＴｉ系析出物またはさらにＮｂの炭窒化物を浸炭時にピン止め粒子として
活用するためには、浸炭焼入れ時にこれらの析出物を多量微細分散する必要がある。そのためには、棒鋼または線材を熱間圧延する場合の圧延加熱時に上記のＴｉ系析出物またはさらにＮｂの炭窒化物を一旦溶体化する必要がある。Ｎ量が高くて、圧延加熱時にＴｉＮが多量に残存すると、Ｔｉ系析出物はＴｉＮ主体の複合析出物となり、溶体化が困難となる。また、熱間圧延後の冷却過程で、粗大なＴｉＮ上にＴｉＣ、ＴｉＣＳまたはさらにＮｂＣが析出し、 これらの析出物の微細分散が妨げられる。そのため、Ｎ量を出来るだけ
低減することが必要である。
【００１５】
[２]また、圧延加熱時に粗大なＡｌＮが存在すると、上述したＴｉＮと同じ悪影響を及
ぼす。そのため、 ＡｌＮも圧延加熱時に溶体化しておく必要がある。ここで、 ＡｌＮを圧延加熱時に溶体化しておけば、棒鋼、線材の熱間圧延−冷却過程でＡｌＮの析出はほとんど起こらない。そのため、Ａｌ量を制限し、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、圧延加熱時のＡｌＮの溶体化状況の確認が可能である。
【００１６】
[３]なお、ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化できる条件で加熱を行えば、Ｔｉ系析出物また
はさらにＮｂＣの析出物を一旦溶体化することが可能である。そのため、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を圧延加熱時に一旦溶体化できたことの確認が可能である。
【００１７】
[４]さらに、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物のピン止め効果を安定して発揮
させるには、熱間圧延後のマトリックス中にこれらの析出物を微細析出させておくことが必要である。そのためには、熱間圧延時の冷却過程でオーステナイトからの拡散変態時に相界面析出させる必要がある。もし熱間圧延したままの組織にベイナイトが生成すると、上記の析出物の相界面析出が困難になるために、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが必須である。
【００１８】
（３）熱間圧延後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析出量を極力制限するためには、つまり熱間圧延加熱時にＴｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を溶体化するためには、圧延加熱温度を高温にする必要がある。さらに、Ａｌ量を０．００５%未満に制限し、ＡｌＮの析
出量を抑えた。
【００１９】
（４）熱間圧延後の鋼材に、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物をあらかじめ微細析出させるためには、圧延加熱温度及び圧延後の冷却条件を最適化すれば良い。すなわち圧延加熱温度を高温にすることによって、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を一旦マトリックス中に固溶させ、熱間圧延後にＴｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物の析出温度域を徐冷することによって、これらの炭窒化物を多量、微細分散させることができる。
【００２０】
（５）さらに、熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなるため、圧延仕上げ温度の適正化もポイントである。
【００２１】
（６）Ｔｉ添加鋼ではＴｉ析出物が疲労破壊の起点となるため、疲労特性、特に転動疲労特性が劣化しやすくなるが、低Ｎ化、熱間圧延温度の高温化等によりＴｉ析出物最大サイズを小さくすることにより疲労特性の改善が可能となり、粗大粒防止特性と疲労特性の両立が可能である。
【００２２】
（７）さらに、酸化物組成を調整することにより、1)酸化物を低融点化し、切削加工環境下で軟質化することで被削性を向上し、2)酸化物を硫化物系介在物の晶析出核とすることにより、冷間鍛造下で割れを発生する限界圧縮歪量を低下する硫化物系介在物を微細分散させ冷間鍛造性を向上させることができる。
【００２３】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
【００２４】
即ち、請求項１記載の発明は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｎ：０．００５１％未満、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下、さらに、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００２５】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、さらに、化学成分が質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする。
【００２６】
請求項３記載の発明は、請求項１または２記載の発明において、さらに、化学成分が質量％で、Ｎｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする。
【００２７】
請求項４記載の発明は、請求項１〜３のいずれか１項に記載の発明において、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限したことを特徴とする。
【００２８】
請求項５記載の発明は、請求項１〜４のいずれか１項に記載の発明において、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている８〜１１番であることを特徴とする。
【００２９】
請求項６記載の発明は、請求項１〜５のいずれか１項に記載の発明において、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面においてＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であることを特徴とする。
【００３０】
請求項７記載の発明は、請求項１〜６のいずれか１項に記載の発明において、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延したことを特徴とする。
【００３１】
請求項８記載の発明は、請求項７記載の発明において、熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、熱間圧延後のベイナイトの組織分率が３０％以下の鋼となるようにすることを含むことを特徴とする。
【００３２】
請求項９記載の発明は、請求項７または８記載の発明において、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている
８〜１１番である鋼となるようにすることを特徴とする。
【００３３】
請求項１０記載の発明は、請求項１〜６のうち何れか１項に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されてなる浸炭部品である。
【発明の効果】
【００３４】
本発明の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法を用いれば、冷鍛工程で部品を製造しても、浸炭時の結晶粒の粗大化が抑制されるために、疲労強度特性を向上させることができるとともに、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化を従来と比較して極めて少なくすることが可能となる。このため、これまで、粗大粒の問題から冷鍛化が困難であった部品の冷鍛化が可能になり、さらに冷鍛後の焼鈍を省略することも可能になる。また、熱間鍛造工程で製造される部品に本鋼材を適用しても高温浸炭においても粗大粒の発生を防止し、転動疲労特性等の十分な強度特性を得ることができる。また、従来から粗大粒防止鋼の問題点の１つであった切削加工性についても本発明を適用した肌焼鋼によれば良好な被削性を発揮させることが可能となるため、良好な切削加工性を得ることが可能となる。以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】シャルピー衝撃試験片を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下、本発明を実施するための形態として、浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼について詳細に説明する。
【００３７】
まず、本発明を適用した肌焼鋼における化学成分の限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００３８】
Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１％未満では必要な引張強さを確保することができず、０．６％を越えると硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化するので、Ｃ量を０．１〜０．６％の範囲内にする必要がある。
【００３９】
Ｓｉ：０．０２〜１．５％
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十分である。一方、１．５％を越えると、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜１．５％の範囲内にする必要がある。冷間加工を受ける鋼材の好適範囲は０．０２〜０．３％である。特に冷鍛性を重視する場合は、０．０２〜０．１５％の範囲にするのが望ましい。一方、Ｓｉは粒界強度の増加に有効な元素であり、さらに軸受部品、転動部品においては、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。そのため、高強度化を指向する場合には、０．２〜１．５％の範囲が好適である。特に転動疲労強度の高いレベルを得るためには、０．４〜１．５％の範囲にするのが望ましい。 なお、Ｓｉ添加による軸受部品、転動部品の転動疲労
過程での組織変化、材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の組織中の残留オーステナイト量（通称、残留γ量）が３０〜４０％の時に特に大きい。残留γ量をこの範囲で制御するには、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理である。表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が適切である。なお、この場合の浸炭時の炭素ポテンシャルは０．９〜１．３％の範囲
とするのが望ましい。
【００４０】
Ｍｎ：０．３〜１．８％
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．３％未満では効果は不十分であり、１．８％を越えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．３％〜１．８％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．５〜１．２％である。なお、冷鍛性を重視する場合は、０．５〜０．７５％の範囲にするのが望ましい。
【００４１】
Ｓ：０．００１〜０．１５％
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。なお、軸受部品、転動部品においては、ＭｎＳが転動疲労寿命を劣化させるために、Ｓを極力低減する必要があり、０．００１〜０．０１％の範囲にするのが望ましい。
【００４２】
Ａｌ：０．００５％未満
Ａｌは脱酸剤として添加しても良いが、残存するＡｌ量を０．００５％未満とする。０．００５％を越えると、鋼中に存在するＡｌ系酸化物が被削性を阻害するためである。Al量を０．００５％未満にしなければ、硬質介在物アルミナ(いわゆるコランダム)を生成し、鋼中に残留する。この硬質介在物は切削工具に対してアブレッシブ摩耗を促進し、被削性を低下させるとともに、鋼中MnSの制御にはきわめて不利である。通常、ＭｎＳに代表
される介在物はＭｎＳの晶出時の核となりやすいことが知られているが、アルミナはこの効果が少なく、単独で存在することが多い。一方、酸化物の軟質化の観点で他の酸化物生成元素ＣａＺｒなどと複合添加しても０．００５％以上の添加ではきわめて安定なアルミナ系複合酸化物を生成し、硬質なままである。
【００４３】
このことは製鋼上の製造性にも大きく影響する。すなわちアルミナ系酸化物は連続鋳造に用いるノズルへの付着や詰まりを生じやすいとされている。そのため連続鋳造による大量生産に適さず安定材質の作りこみには適さなかった。
【００４４】
このようにAl量の制限は被削性、製鋼製造性、硫化物制御の点からの高品質化と品質安定性の観点から重要である。
【００４５】
Ａｌは好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下に抑制することが好ましく、それによって鋼中酸化物はより難質なＳｉ−Ｍｎ系酸化物やＣａ，Ｚｒ，Ｍｇ等の他の酸化物生成元素との複合酸化物を生成し、より軟質あるいはよりＭｎＳの制御に適する酸化物を生成しやすくなる。
【００４６】
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
Ｔｉは鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより浸炭時のγ粒の微細化を図るために添加する。 しかしながら、０．０５％未満ではその効果は不十分である。一
方、Ｔｉを０．２％を超えて添加すると、ＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性が顕著に劣化するとともに、ＴｉＮ主体の析出物が顕著となり転動疲労特性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０５〜０．２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．０５〜０．１％未満である。なお、本願発明の鋼および熱間鍛造部材は、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Ｔｉが反応して、浸炭層に微細なＴｉ（ＣＮ）が多量に析出する。そのために、軸受部品、転動部品においては、これらのＴｉ（ＣＮ）が転動疲労寿命の向上に寄与する。したがって、軸受部品、転動部品において、特に高
いレベルの転動疲労寿命を指向する場合には、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９〜１．３％の範囲で高めに設定すること、あるいは、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、上記のように浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理であるが、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が適切である。
【００４７】
本発明者はＴｉを０．０５〜０．２％の範囲内とすると、ＴｉＣＳが生成することを通じて、ＭｎＳが微細かつ少なくなり、それによって衝撃値が向上することを知見した。
【００４８】
Ｎ：０．００５１％未満
Ｎは鋼中のＴｉと結びつくと粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成し、これがＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻害し粗大粒の生成を促進する。上記の悪影響はＮ量が０．００５１％以上の場合特に顕著である。以上の理由から、その含有量を０．００５１％未満にする必要がある。
【００４９】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。また、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。
【００５０】
Ｏ：０．００２５％以下
本発明のような高Ｔｉ鋼においては、Ｏは鋼中でＴｉ系の酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＴｉＣの析出サイトとなり、熱間圧延時にＴｉＣが粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、Ｏ量はできるだけ低減することが望ましい。以上の理由から、その含有量を０．００２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．００２０％以下である。なお、軸受部品、転動部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、Ｏ含有量が低いほど転動寿命は向上する。そのため、軸受部品、転動部品においては、Ｏ含有量を０．００１２％以下に制限するのが望ましい。
【００５１】
また、本願発明は、下記の成分範囲で規定されるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を含有する。
【００５２】
Ｃｒ：０．４〜２．０％
Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であり、さらに軸受部品、転動部品においては、浸炭後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。０．４％未満ではその効果は不十分であり、２．０％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．４〜２．０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．７〜１．６％である。なお、Ｃｒ添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の組織中の残留γ量が３０〜４０％の時に特に大きい。残留γ量をこの範囲で制御するには、いわゆる浸炭浸窒処理を行い、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるようにすることが有効である。
【００５３】
Ｍｏ：０．０２〜１．５％
Ｍｏは添加することによって焼入れ性を与える効果があり、その効果を得るためには０．０２％以上が必要である。さらに軸受部品、転動部品においては、浸炭後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。但し、１．５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き切削性、冷間鍛造性
が劣化する。以上の理由から、その含有量を１．５％以下の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．５％以下である。Ｍｏ添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制の効果についても、Ｃｒと同様に、いわゆる浸炭浸窒処理を行い、浸炭後の組織中の残留γ量が３０〜４０％の時に特に大きい。
【００５４】
Ｎｉ：０．１〜３．５％
Ｎｉは添加することによって焼入れ性を与える効果があり、その効果を得るためには０．１％以上が必要である。３．５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き切削性、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を３．５％以下の範囲内にする必要がある。好適範囲は２．０％以下である。
【００５５】
Ｖ：０．０２〜０．５％
Ｖは添加することによって焼入れ性を与える効果があり、その効果を得るためには０．０２％以上が必要である。０．５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き切削性、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．５％以下の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．２％以下である。
【００５６】
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
Ｂは添加することによって焼入れ性を与える効果があり、その効果を得るためには０．０００２％以上が必要である。さらにＢには、１）棒鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延したままで軟質化を促進する効果、２）浸炭材の粒界強度を向上させることにより、浸炭部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる効果も有している。しかしながら、０．００５％を超えてＢを添加するとその効果は飽和し、かえって衝撃強度劣化等の悪影響が懸念されるので、その含有量を０．００５％以下の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００３％以下である。
【００５７】
更に本願発明では、下記の成分範囲で規定されるＣａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｎｂを含有することができる。
【００５８】
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％
Ｃａは酸化物を低融点化し、切削加工環境下の温度上昇により軟質化することで、被削性を改善するが、０．０００２％未満では効果が無く、０．００５％を超えるとＣａＳを多量に生成し、被削性を低下するためＣａ量を０．０００２〜０．００５％とするのが望ましい。
【００５９】
さらに、Ｃａは他の酸化物との複合酸化物、硫化物を生成しやすく、酸化物、硫化物の観点からの品質安定性に適した元素である。Ａｌが０．０００５％未満の環境下でCaを添加することで酸化物はAl-Si-Ca-Mn系複合酸化物を生成する。その性質は軟質であり、被
削性に適する形態であるばかりでなく、圧延、鍛造等の強加工によって容易に分断、微細化するために、部品品質安定性を向上することができ、焼きわれの防止などに効果がある。Ａｌ：０．００５％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％の範囲に調整することにより、硫化物系介在物の晶析出核として有効な酸化物組成となるため、硫化物が微細分散するため、硫化物に起因する割れが発生する限界歪量が大きくなり、冷間鍛造性が改善する。
【００６０】
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでMnSとの相互関
係を有する元素である。Ｚｒ系酸化物はＭｎＳの晶出/析出の核になりやすい。そのためMnSの分散制御に有効である。またＡｌ量が０．０００５％と少ない環境下ではＺｒ系酸化
物が増加することでこの効果が強調され、疲労強度を劣化させるＭｎＳの弊害を抑制することができる。
【００６１】
特に低ＡｌでＣａと複合添加することによりＭｎＳの析出核となる能力が飛躍的に増加し、ＭｎＳを微細に分散させ、機械的性質に悪影響を及ぼす粗大なＭｎＳを減少させることができる。Ｚｒ添加量として、ＭｎＳの球状化を狙うためには０．００３％を超えた添加が好ましいが、微細分散させるためには逆に０．０００３〜０．００５０％の添加が好ましい。製品としては後者のほうが、製造上、品質安定性(成分歩留まり等)の観点から後者、すなわちＭｎＳを微細分散させる０．０００３〜０．００５０％の方が現実的に好ましい。０．０００２％以下ではＺｒ添加効果はほとんど認められない。
【００６２】
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％
Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでＭｎＳとの相互関係を有する元素である。Ｍｇ系酸化物はＭｎＳの晶出/析出の核になりやすい。また硫
化物がＭｎとＭｇの複合硫化物となることで、その変形を抑制し、球状化する。そのためＭｎＳの分散制御に有効である。この効果はＡｌ量が０．０００５％と少ない環境下であることが好ましく、Ｍｇ系酸化物が増加することでこの効果が強調され、疲労強度を劣化させるＭｎＳの弊害を抑制することができる。これらの効果を発現させるためには、少なくともＭｇを０．０００３％添加させる必要があるが、Ｍｇ量が０．００５０％を超えるとかかる効果が飽和してしまう。
【００６３】
Ｎｂ：０．０４％未満
次に、本発明の請求項３では、請求項1〜２に加えてＮｂ：０．０４％未満を含有する
が、このように限定した理由を以下に述べる。Ｎｂは浸炭加熱の際に鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。Ｎｂ添加により「Ｔｉ系析出物による粗大粒防止」効果が一層有効になる。これは、Ｔｉ系析出物にＮｂが固溶し、Ｔｉ系析出物の粗大化を抑制するためである。そのため、本願発明の添加量の範囲内では、Ｎｂの添加量に依存して効果は増大するものの、０．０３％未満、あるいは０．０２％未満、さらには０．０１％未満といった微量添加においても、Ｎｂを添加しない場合に比較して、粗大粒防止特性は顕著に向上する。但し、Ｎｂ添加は切削性や冷間鍛造性の劣化、浸炭特性の劣化を引き起す。特に、Ｎｂの添加量がＮｂ：０．０４％以上であると、素材の硬さが硬くなって切削性、冷間鍛造性が劣化するとともに、棒鋼・線材圧延加熱時の溶体化が困難になる。以上の理由から、その含有量を０．０４％未満の範囲内にする必要がある。切削性、冷間鍛造性等の加工性を重視する場合の好適範囲は、０．０３％未満である。また、加工性に加えて、浸炭性を重視する場合の好適範囲は０．０２％未満である。さらに、特別に浸炭性を重視する場合の好適範囲は０．０１％未満である。また、粗大粒防止特性と加工性との両立を図るために、Ｎｂの添加量は、Ｔｉの添加量に応じて、調整することが推奨される。例えば、Ｔｉ＋Ｎｂの好適範囲は、０．０７〜０．１７％未満である。特に高温浸炭や、冷鍛部品において、望ましい範囲は０．０９１％超〜０．１７％未満である。
【００６４】
圧延加熱時に粗大なＡｌＮが存在すると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物の析出サイトとなり、熱間圧延後にＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物が粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。 そのため、圧延加熱時にＡｌＮを溶体化することが必要である
。ここで、ＡｌＮは、圧延加熱時に溶体化しておけば、棒鋼、線材の熱間圧延−冷却過程でＡｌＮの析出はほとんど起こらない。なお、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物をピン止め粒子として活用するためには、圧延加熱時にこれらの析出物も一旦溶体化する必要がある。ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化できる条件で加熱を行えば、上記の析出物を一旦溶体化することが可能である。そのため、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、圧延加熱時にＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物を一旦溶体化できたことの確認が可能である。
【００６５】
次に、本発明の請求項４、８では、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。また、ベイナイトの混入の抑制は冷間加工性改善の視点からも望ましい。これらの悪影響は、ベイナイトの組織分率が３０％を超えると特に顕著になる。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限する必要がある。高温浸炭等で粗大粒防止に対して浸炭条件が厳しい場合の好適範囲は２０％以下である。冷鍛経由等でさらに粗大粒防止に対して浸炭条件が厳しい場合の好適範囲は１０％以下である。
【００６６】
次に本発明における請求項５、９では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ
Ｇ0552で規定されている８〜１１番とするが、このように限定した理由を以下に述べる。熱間圧延後のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭時にオーステナイト粒が過度に微細化する。オーステナイト粒が過度に微細になると、粗大粒が生成しやすくなり、特にフェライト結晶粒度が１１番を超えるとその傾向が顕著になる。また、オーステナイト粒がＪＩＳ  Ｇ0551で規定されている11番を超えるような過度に微細になると、特許文献４に記載の鋼材と同様に、焼入れ性の劣化による強度不足等の弊害を生じる。一方、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている８番未満の粗粒にすると、熱間圧延材の延性が劣化し、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳ  Ｇ0552で規定されている８〜１１番の範囲内にする必要がある。
【００６７】
本発明の請求項６、７では、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積：100ｍｍ２、検査回数16視野、予測を行なう面積：30000ｍｍ２の条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下とするが、このように限定した理由を以下に述べる。本願発明で対象とする浸炭部品の要求特性の一つに転動疲労特性や面疲労強度のような接触疲労強度がある。粗大なＴｉ系析出物が鋼中に存在すると接触疲労破壊の起点となり、疲労特性が劣化する。極値統計により、検査基準面積：100ｍｍ２、検査回数16視野、予測を行なう面積：30000ｍｍ２の条件で測定した時のＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍを超えると、特に接触疲労特性に及ぼすＴｉ系析出物の悪影響が顕著になる。以上の理由から、極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径を４０μｍ以下とする必要がある。極値統計による析出物の最大直径の測定、予測方法は、例えば、村上敬宜“金属疲労  微小欠陥と介在物の影響”養賢堂ｐｐ２３３〜２３９（１９９３年）に記載の方法による。なお、本願発明で用いているのは、二次元的検査により一定面積内（予測を行なう面積：30000ｍｍ２）で観察される最大析出物を推定するという二次元的
検査方法である。詳細な測定手順は、下記の実施例欄で詳述する。
【００６８】
次に本発明を適用した肌焼鋼の製造方法における熱間圧延条件について説明する。
【００６９】
上述した化学成分からなる本発明鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材または棒鋼に熱間圧延して圧延素材を製造する。
【００７０】
次に、本発明の請求項７は、この製造した圧延素材を１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱の温度で加熱する。加熱条件が、１１５０℃未満であるか、あるいは加熱温度が１１５０℃以上でも保熱時間が１０分未満では、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物およびＡｌＮを一旦マトリックス中に固溶させることができない。そのため、熱間圧延後の鋼材に、一定量以上のＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物をあらかじめ微細析出させることができず、熱間圧延後に粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物が存在し、浸炭時に粗大粒の発生を抑制することができない。そのため、熱間圧延に際して、１１５０℃以上の温度で保熱時
間１０分以上加熱することが必要である。好適範囲は１１８０℃以上の熱間圧延温度で保熱時間１０分以上である。
【００７１】
次に、本発明の請求項８は、熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する。冷却条件は、１℃／秒を超えるとＴｉ系析出物の析出温度域を短時間しか通過させることができず、熱間圧延後の微細なＴｉＣ系析出物の析出量が不十分となり、さらにまた、ベイナイトの組織分率が大きくなる。そのため、浸炭時に粗大粒の発生を抑制することができなくなる。また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化するため、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。好適範囲は０．７℃／秒以下である。なお、冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバーまたは熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。
【００７２】
次に、本発明の請求項９は、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とする。仕上げ温度が８４０℃未満では、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、その後の浸炭時に粗大粒が発生しやすくなる。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、圧延材の硬さが硬くなって冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とする。冷間鍛造用途で、焼鈍なしで使用する場合は、８４０〜９２０℃の範囲が、それ以外では９２０〜１０００℃の範囲が望ましい。
【００７３】
本発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延条件については特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。
【００７４】
本発明は、冷間鍛造工程で製造される部品、熱間鍛造で製造される部品いずれにも適用可能である。熱間鍛造工程の例としては、「棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程があげられる。本願発明の鋼材を用いて、例えば１１５０℃以上の加熱温度で熱間鍛造を行い、その後必要に応じて焼準処理を行なうことにより、９５０℃〜１０９０℃の温度域での浸炭のような厳しい条件での浸炭焼入れ熱処理においても、粗大粒の発生の抑制が可能となり、優れた材質特性が得られる。例えば、軸受部品、転動部品の場合であると、高温浸炭を行っても、優れた転動疲労特性が得られる。
【００７５】
本発明では、浸炭条件を特に限定するものではない。軸受部品、転動部品において、特に高いレベルの転動疲労寿命を指向する場合には、上記のように、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９〜１．３％の範囲で高めに設定すること、あるいは、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理であるが、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が適切である。これらの条件を選択することにより、浸炭層に微細なＴｉ（ＣＮ）が多量に析出し、また残留γが３０〜４０％導入されることが、転動寿命の向上に寄与する。
【００７６】
なお本発明では、上述した構成からなる肌焼鋼を用い、部品形状に加工されてなる浸炭部品も含まれることは勿論である。
【実施例１】
【００７７】
以下、本発明の実施例について説明をする。
【００７８】
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径２４〜３０ｍｍの棒鋼を製造した。
【００７９】
【表１】
2010163666.tif 000002
【００８０】
熱間圧延後の棒鋼について、ミクロ観察を行い、ベイナイト分率の測定、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５2の規定に従ってフェライト結晶粒度の測定を行なった。さらに、ビッカース硬さ
を測定し、冷間加工性の指標とした。
【００８１】
上記の工程で製造した棒鋼について、球状化焼鈍を行った後、据え込み試験片を作成し、圧下率５０％の据え込みを行った後、浸炭シミュレーションを行った。浸炭シミュレーションの条件は、９１０℃〜１０１０℃に５時間加熱−水冷である。その後、切断面に研磨−腐食を行い、旧オーステナイト粒径を観察して粗粒発生温度（結晶粒粗大化温度）を求めた。浸炭処理は通常９３０〜９５０℃の温度域で行われるため、粗粒発生温度が９５０℃以下のものは結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。なお、旧オーステナイト粒度の測定はＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準じて行い、４００倍で１０視野程度観察し、粒度番号５番以下の粗粒が１つでも存在すれば粗粒発生と判定した。また、極値統計法によるＴｉ系析出物の最大直径の予測は次の方法で行なった。析出物がＴｉ系であるか否かは、光学顕微鏡におけるコントラストの違いからを判別した。コントラストの違いによる判別法の妥当性は、あらかじめエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置付き走査型電子顕微鏡にて確認した。試験片長手方向断面において検査基準面積100ｍｍ２（10mm×10mmの領域）の領域をあ
らかじめ16視野分準備した。そして各検査基準面積100ｍｍ２におけるＴｉ系の最大析出
物を検出し、これを光学顕微鏡にて1000倍で写真撮影した。これを各々の各検査基準面積100ｍｍ２の16視野について、16回繰り返し行なった（つまり検査回数16視野）。得られ
た写真から各検査基準面積における最大析出物の直径を計測した。楕円形の場合は長径と短径の相乗平均を求めその析出物の直径とした。得られた最大析出物直径の16個のデータを、村上敬宜“金属疲労  微小欠陥と介在物の影響”養賢堂ｐｐ２３３〜２３９（１９９３年）に記載の方法により、極値確率用紙にプロットし、最大析出物分布直線（最大析出物直径と極値統計基準化変数の一次関数）を求め、最大析出物分布直線を外挿することにより、予測を行なう面積：30000ｍｍ２における最大析出物の直径を予測した。さらに、
熱間圧延後の直径２４〜３０ｍｍの棒鋼に焼準＋調整冷却の熱処理を施し、全数フェライト-パーライト組織とした後、直径２２〜２８ｍｍで高さ２１ｍｍの円柱試験片を切出し
フライス仕上を施したものをドリル切削用試験片とした。ドリル切削用試験片に対し、表２に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、本発明例及び比較例の各鋼材の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。
【００８２】
【表２】
2010163666.tif 000003
（NACHI通常ドリルとは株式会社不二越製の型番SD3.0のドリルを示す。）
【００８３】
次に、圧下率５０％で冷間鍛造を行なった各鋼材から、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片を作成し、９５０℃×5時間、炭素ポテンシャル０．８％の条件で浸炭を行
なった。焼入れ油の温度は１３０℃、焼戻しは１８０℃×２時間である。これらの浸炭焼入れ材について、浸炭層のγ粒度を調査した。さらに、点接触型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力５８８４ＭＰａ）を用いて転動疲労特性を評価した。疲労寿命の尺度として、「試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数」として定義されるＬ10寿命を用いた。
【００８４】
これらの調査結果をまとめて、表３に示す。転動疲労寿命は比較例１２のＬ10寿命を１とした時の各材料のＬ10寿命の相対値を示した。
【００８５】
【表３】
2010163666.tif 000004
【００８６】
本発明例の結晶粒粗大化温度は９９０℃以上であり、９５０℃浸炭材のγ粒も細整粒であり、転動疲労特性もすぐれていることが明らかである。また、被削性の指標であるＶＬ１０００で評価した被削性も本発明例では全て３６ｍ／分以上で良好であり、被削性にすぐれていることが明らかである。
【００８７】
一方、比較例１９はJISのSCr420の特性であるが粗大粒発生温度は低く、950℃浸炭材のγ粒が粗大化している。また、比較例２９はNの含有量が本願規定の範囲を上回りさらに
Ｔｉ系析出物の最大直径が本願規定の範囲を上回った場合であり、粗大粒の生成が顕著に見られるとともに、転動疲労特性も良くない。比較例２１はＡｌ含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、被削性に劣っていた。比較例２２はTi含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、Tiのピン止め効果が小さいため、粗大粒の抑制に効果を表していない。比較例２３はCa含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、被削性に劣っていた。比較例２４は成分は本願規定の範囲内であるが、熱間圧延後の冷却速度が本願発明の範囲を上回り、熱間圧延後のベイナイト組織分率が本願規定の範囲を越えており、これも粗大粒が生成する。比較例２５は仕上げ温度が本願発明の範囲を下回り、圧延後のフェライト結晶粒度が本願発明の範囲より微細となった場合であり、粗大粒防止特性は劣っていた。比較例２６は圧延加熱温度が本願発明の範囲を下回り、熱間圧延後のＡｌＮの析出量が本願規定の範囲を上回った場合であり、粗大粒防止特性は劣り、転動疲労特性も良好でなかった。
【実施例２】
【００８８】
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径７０ｍｍの棒鋼を製造した。この棒鋼を素材として、熱間鍛造を行い直径４０ｍｍの熱間鍛造部材に仕上げた。熱間鍛造の加熱温度は１１００℃〜１２９０℃である。
【００８９】
上述した工程で製造した熱間鍛造部材について、９００℃×１時間加熱空冷の条件で焼準処理を行った。その後、加熱時間5時間の条件で浸炭シミュレーションを行い、実施例
１と同様に、粗大粒発生温度を求めた。また、上記の熱間鍛造部材を焼準した後、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片と図１に示す１０Ｒノッチ付きシャルピー衝撃試験片を作成し、１０５０℃×１時間、炭素ポテンシャル１．０％の条件で浸炭焼入れを行った。焼入れ油の温度は１３０℃、焼戻しは１８０℃×２時間の条件である。転動疲労寿命試験については実施例１と同様の条件で行った。シャルピー衝撃試験については室温にて実施し、吸収エネルギーで整理した。これらの調査結果をまとめて、表３に示す。転動疲労寿命は比較例１２のＬ10寿命を１とした時の各材料のＬ10寿命の相対値を示した。
【００９０】
また表４に示した通り、本発明例では、結晶粒粗大化温度は１０７０℃超である。また、１０５０℃浸炭材のγ粒は８番以上の細粒であり、転動疲労寿命も比較例に比べて２倍以上と極めて良好である。
【００９１】
一方、比較例は、実施例1と同様に本願発明の要件の範囲から逸脱しており、粗大粒防
止特性は劣り、転動疲労特性本発明例と比較して低下していた。
【００９２】
【表４】
2010163666.tif 000005
【図１】
2010163666.tif 000006