(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．１５〜１．５％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００５〜０．０７％、
Ｃｒ：０．７〜３．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００３５〜０．０１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０４５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｈ：０．００００４％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合が、８５％以上、
直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度が、５個／１００μｍ2以下で、かつ
フェライト結晶粒度の標準偏差が０．１５以下、
であることを特徴とする、表面硬化用熱間加工鋼材。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下および
Ｖ：０．２０％以下
のうちの１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の表面硬化用熱間加工鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面硬化用熱間加工鋼材に関する。詳しくは、本発明は、冷間鍛造性が高く、冷間鍛造前の軟化焼鈍を省略することができるとともに、浸炭または浸炭窒化時のオーステナイト結晶粒粗大化防止特性にも優れるＢ（ボロン）を含有する表面硬化用熱間加工鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、シャフト、ギヤ等の浸炭または浸炭窒化処理が施された表面硬化部品は、いわゆる肌焼鋼を素材として用い、「軟化焼鈍―伸線」または「伸線―軟化焼鈍―スキンパス」による鋼線の製造、冷間鍛造および機械加工を経て所定の形状に形成され、次いで浸炭または浸炭窒化、焼入れおよび焼戻しの各処理を順次行うことによって製造されており、これにより、疲労強度、耐摩耗性等の特性を改善された前記部品を得ている。
【０００３】
しかしながら、冷間鍛造前の軟化焼鈍には多大なコストがかかる。このため、軟化焼鈍を省略しても容易に冷間鍛造することができる鋼材が求められている。さらに、冷間鍛造される上記の肌焼鋼素材は、浸炭または浸炭窒化時の粗大なオーステナイト結晶粒の発生を防止することが課題である。
【０００４】
このため、例えば、特許文献１〜３に、種々の技術が提案されている。
【０００５】
具体的には、特許文献１に、特定の要件を満たすＮｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ炭化物およびＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する「高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材」が提案されている。
【０００６】
特許文献２には、特定の要件を満たす炭化物および／または炭窒化物の個数密度を制御するとともに、横断面内におけるビッカース硬さの平均値が１８０以下、かつビッカース硬さの標準偏差の最大値が５以下の「耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼」とその製法が提案されている。
【０００７】
特許文献３には、Ｎｂの析出物、Ｔｉの析出物、またはＮｂとＴｉの複合組成からなる析出物の個数密度、硬さ指数Ｈおよび脱炭深さ（ＤＭ−Ｔ）を規定する「冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材」とその製造方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００７−３２１２１１号公報
【特許文献２】特開２００６−３０７２７１号公報
【特許文献３】特開２００４−１８３０６４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１で提案された熱間圧延材は、表面疵について配慮されていない。このため、冷間鍛造時の割れを減らすことができるというものではない。
【００１０】
特許文献２で提案された肌焼用鋼は、その実施例に記載されているように、軟化焼鈍の省略と優れた冷間加工性の確保の両立が果たされていないのが現状である。
【００１１】
特許文献３で提案された肌焼用鋼材も、安定的な表面キズ対策がなされていない。このため、キズのある素材を冷間鍛造すれば、割れが生じる可能性がある。
【００１２】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、浸炭または浸炭窒化時に発生するオーステナイト結晶粒粗大化を抑制することが可能であり、かつ良好な冷間鍛造性を有するために軟化焼鈍を省略することができる表面硬化用熱間加工鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、冷間鍛造が施される表面硬化用熱間加工鋼材の浸炭または浸炭窒化時に発生するオーステナイト結晶粒粗大化（以下、「結晶粒粗大化」ともいう。）について研究を重ねた。
【００１４】
その結果、結晶粒粗大化が、熱間圧延や熱間鍛造等、熱間加工後のＮｂの析出量、粗大なＮｂ析出物の個数密度およびフェライト結晶粒度の標準偏差と相関を有することを見出した。なお、「フェライト結晶粒度」とは、フェライト結晶粒の大きさを指し、粒度番号で表示される。
【００１５】
さらに、本発明者らは、冷間鍛造時の割れの抑制についても研究を重ねた。その結果、冷間鍛造時の割れが、鋼中の水素含有量およびフェライト結晶粒度の標準偏差と相関を有することを見出した。
【００１６】
具体的には、熱間加工後、
鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合が、８５％以上、
直径１００ｎｍ以上の粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度が、５個／１００μｍ2以下、
フェライト結晶粒度の標準偏差が０．１５以下、
鋼材中の水素含有量が、０．４ｐｐｍ以下、
であれば、冷間鍛造が施される表面硬化用熱間加工鋼材の浸炭または浸炭窒化時の耐結晶粒粗大化特性および冷間鍛造性を向上できることを見出した。
【００１７】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す表面硬化用熱間加工鋼材にある。
【００１８】
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．１５〜１．５％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００５〜０．０７％、
Ｃｒ：０．７〜３．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００３５〜０．０１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０４５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％および
Ｈ：０．００００４％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合が、８５％以上、
直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度が、５個／１００μｍ2以下で、かつ
フェライト結晶粒度の標準偏差が０．１５以下、
であることを特徴とする、表面硬化用熱間加工鋼材。
【００１９】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：０．５０％以下および
Ｖ：０．２０％以下
のうちの１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の表面硬化用熱間加工鋼材。
【００２０】
Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の「直径」とは、長径と短径の算術平均を指す。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の表面硬化用熱間加工鋼材は、冷間鍛造後の浸炭または浸炭窒化時に発生する結晶粒粗大化を抑制することが可能であり、かつ良好な冷間鍛造性を有するために軟化焼鈍を省略することができるので、シャフト、ギヤ等の表面硬化部品の素材として好適である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２３】
（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、シャフト、ギヤ等の表面硬化部品の生地の強度を確保するのに必要な元素であり、その含有量が０．１０％未満では添加効果に乏しい。一方、その含有量が０．３０％を超えると、前記表面硬化部品の生地の靱性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．３０％とした。Ｃの含有量は０．１２％以上とすることが望ましく、また０．２５％以下とすることが望ましい。
【００２４】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であるが、含有量が過剰になると加工性の低下をきたすほか、表面硬化部品の表面部に粒界酸化層を生成させて疲労強度の低下を招く。そのため、上限を設け、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とした。望ましいＳｉの含有量は０．３５％以下である。なお、脱酸作用を安定して確保するためにはＳｉの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。
【００２５】
Ｍｎ：０．１５〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、０．１５％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、被削性および機械加工性（切削性）が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．１５〜１．５％とした。Ｍｎの含有量は０．３０％以上とすることが望ましく、また１．２％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、靱性を低下させる不純物であり、その含有量が多いと靱性の低下が著しいため、Ｐの含有量は０．０４％以下とした。Ｐの含有量は０．０３％以下とすることが望ましい。
【００２７】
Ｓ：０．００５〜０．０７％
Ｓは、被削性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、０．００５％以上のＳ含有量が必要である。しかしながら、Ｓの含有量が０．０７％を超えると、冷間鍛造性および熱間加工性が低下するとともに、シャフト、ギヤ等の表面硬化部品における表面硬化層の靱性も低下する。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０７％とした。Ｓの含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、また０．０５％以下とすることが望ましい。
【００２８】
Ｃｒ：０．７〜３．０％
Ｃｒは、シャフト、ギヤ等の表面硬化部品の生地の焼入れ性を向上させる効果を有する。上記の効果を得るためには、０．７％以上のＣｒを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、素材の被削性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０．７〜３．０％とした。Ｃｒの含有量は０．９％以上とすることが望ましく、また２．５％以下とすることが望ましい。
【００２９】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、脱酸剤として鋼に０．０１％以上の量を含有させる。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、疲労破壊の起点となる巨大なアルミナ介在物を生成し、疲労強度を低下させる場合がある。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。Ａｌの含有量は０．０２％以上とすることが望ましく、また０．０４％以下とすることが望ましい。
【００３０】
Ｎ：０．００３５〜０．０１０％
Ｎは、Ｃとともに、ＮｂとＴｉと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るために、Ｎの含有量を０．００３５％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有すると冷間鍛造性の低下をきたすだけではなく、Ｂと結合してＢＮを形成し、ＢＮを形成したＢは焼入れ性向上に寄与しないため、Ｂの焼入れ性向上効果が十分には得られなくなってしまう。そのため、Ｎの含有量を０．００３５〜０．０１０％とした。Ｎの含有量は０．００５０％以上とすることが望ましく、また０．００９０％以下とすることが望ましい。
【００３１】
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、Ｂの焼入れ性を確保する作用を有する。Ｔｉはさらに、ＣおよびＮとともに炭窒化物を形成し、その粒界ピン止め作用によってオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．００５％未満では、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が乏しく、０．１０％を超えると、冷間鍛造性の低下を招く。そのため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．１０％とした。Ｔｉの含有量は０．０１５％以上とすることが望ましく、また０．０７０％以下とすることが望ましい。
【００３２】
Ｎｂ：０．０２〜０．０７％
Ｎｂは、ＣおよびＮとともに炭窒化物を形成し、その粒界ピン止め作用によってオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０２％未満では、耐粗粒化効果が乏しく、０．０７％を超えると、冷間鍛造性の低下を招く。そのため、Ｎｂの含有量を０．０２〜０．０７％とした。Ｎｂの含有量は０．０２５％以上とすることが望ましく、また０．０６０％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。Ｂの含有量が０．０００５％未満では、焼入れ性向上の効果が十分ではなく、一方、０．００５０％を超えると、その効果が飽和する。そこで、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．００５０％とした。Ｂの含有量は０．００１０％以上とすることが望ましく、また０．００３０％以下とすることが望ましい。
【００３４】
Ｈ：０．００００４％以下
鋼材中のＨ（水素）の含有量が０．００００４％を超えた場合、分塊圧延後に表皮下および内部に微細な割れが発生することが多くなり、この割れは棒鋼圧延等熱間での圧延後にもキズとして残存し、冷間鍛造時にそのキズが開くことにより、割れが発生する。したがって、良好な冷間鍛造特性を得るためには、Ｈの含有量はなるべく低いことが好ましいので、上限を設け、０．００００４％以下とした。好ましいＨの含有量は、０．００００３％以下である。
【００３５】
本発明の表面硬化用熱間加工鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。
【００３６】
残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ等、あるいは環境などから混入するものを指す。
【００３７】
本発明の表面硬化用熱間加工鋼材の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、下記の量のＭｏおよびＶのうちの１種以上を含有する化学組成を有するものである。
【００３８】
ＭｏおよびＶは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有するので、必要に応じて、これらの元素を含有させてもよい。以下、任意元素であるＭｏおよびＶの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００３９】
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性およびシャフト、ギヤ等の表面硬化部品における生地の硬さを向上させる作用を有する。これらの効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかし、Ｍｏの含有量が過剰になると、冷間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合の望ましいＭｏの量は０．４０％以下である。
【００４０】
一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は、０．０５％以上であることが望ましい。
【００４１】
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、少量の含有によって、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。これらの効果を得るためにＶを含有してもよい。しかし、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＶの量を０．２０％以下とした。含有させる場合のＶの量は０．１５％以下であることが望ましい。
【００４２】
一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＶの量は、０．０１０％以上であることが望ましい。
【００４３】
上記のＭｏおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。ＭｏとＶを複合して含有させる場合の合計量は、ＭｏおよびＴｉの含有量がそれぞれ上限値である場合の０．７０％であってもよいが、０．５０％以下とすることが好ましい。
【００４４】
（Ｂ）鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合：
鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合が８５％未満では、浸炭または浸炭窒化時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果が不十分である。上記のＮｂの割合は、９０％以上であることが好ましく、高ければ高いほどより好ましい。
【００４５】
（Ｃ）直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度：
直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）が５個／１００μｍ2を超えて存在すると、浸炭または浸炭窒化時に析出物のオストワルド成長が促進され、結晶粒粗大化抑制に効果的な微細析出物が消失してしまい、粗大化防止特性が劣化する。上記の直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度は、４個／１００μｍ2以下であることが好ましく、また全く存在しないことが最も好ましい。
【００４６】
（Ｄ）フェライト結晶粒度の標準偏差：
フェライト結晶粒度の標準偏差が０．１５以下であれば、オーステナイトへ変態するときのフェライト結晶粒のばらつきが少ないので、均一にオーステナイトへ変態し、粗大なオーステナイト結晶粒を生じにくい。また、フェライト結晶粒度の標準偏差が０．１５以下であれば、冷間鍛造時に均一に変形するので、冷間鍛造時の割れを抑制できる。フェライト結晶粒度の標準偏差は、０．１２以下であることが好ましく、０が最も好ましい。
【００４７】
なお、本発明の表面硬化用熱間加工鋼材の組織は、特に規定するものではないが、フェライトとパーライトの混合組織（以下、「フェライト・パーライト組織」という。）の面積分率が７０％未満であると冷間鍛造性が低くなり、球状化焼鈍を省略することができなくなる可能性がある。このため、フェライト・パーライト組織の面積分率は、７０％以上であることが好ましく、７５％以上であれば一層好ましい。上記フェライト・パーライト組織の面積分率は、１００％が最も好ましい。
【００４８】
（Ｅ）本発明の表面硬化用熱間加工鋼材の製造方法の例
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を溶製して、連続鋳造法あるいは鋼塊法によって鋳片あるいはインゴットを得、これらに、例えば、次の〈１〉〜〈５〉の工程を施すことによって、上記（Ｂ）〜（Ｄ）項で述べた「鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合」、「直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度」および「フェライト結晶粒度の標準偏差」の本発明に係る表面硬化用熱間加工鋼材を製造することができる。
【００４９】
〈１〉分塊圧延前に、１２５０〜１３５０℃の温度で、５〜１０時間の均熱処理を施す。
【００５０】
〈２〉均熱処理した鋳片またはインゴットを、仕上げ圧延温度を１０００〜９００℃として分塊圧延する。
【００５１】
〈３〉分塊の仕上げ圧延後、０．２℃／秒以下の冷却速度で室温まで冷却する。
【００５２】
〈４〉上記のようにして冷却した鋼材を７５０〜９５０℃の温度で１０〜１２０分加熱した後、仕上げ圧延温度を９５０〜８００℃として熱間圧延する。
【００５３】
〈５〉熱間圧延仕上げ温度から０．５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する。
【００５４】
上記〈１〉の工程における、分塊圧延前の１２５０〜１３５０℃の温度で、５〜１０時間均熱処理することによって、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の析出物を母材（生地）に固溶することができる。
【００５５】
〈３〉の分塊の仕上げ圧延後、０．２℃／秒以下の冷却速度で室温まで冷却することによって、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を再析出させることができ、また鋼材内のＨ含有量を低減することができる。
【００５６】
その後さらに、〈４〉の７５０〜９５０℃の温度で１０〜１２０分加熱した後、仕上げ圧延温度を９５０〜８００℃として熱間圧延し、〈５〉の熱間圧延仕上げ温度から０．５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却することによって、分塊圧延後の冷却で再析出した微細Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を固溶させず、さらに成長させずに冷却することができるので、微細なＮｂ（Ｃ、Ｎ）を析出させることができる。
【００５７】
上記の各処理における加熱および均熱の温度は炉温を示し、圧延温度および冷却速度は鋼材表面の温度および冷却速度を示す。
【００５８】
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００５９】
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｋを５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製し、鋳込んだ後のインゴットの表面温度において、１３００℃から９００℃までの冷却を、鋼Ａ〜Ｈでは０．０５℃／秒、鋼Ｉ〜Ｋでは０．３℃／秒の冷却速度で行い、インゴットを作製した。
【００６０】
【表１】
0005644483.tif 000002
【００６１】
このようにして得たインゴットを、１３００℃に加熱して１０時間保持してから、仕上げ温度が９５０℃となるように熱間鍛造し、熱間鍛造終了後に大気中で放冷して、直径７０ｍｍの丸棒とした。
【００６２】
その後、上記直径７０ｍｍの丸棒を長さ方向に分割し、各分割材をそれぞれ、表２に示す温度（７７０〜１１９５℃）で６０分間加熱した後、表２に示す仕上げ温度（８４５〜１０５０℃）で熱間鍛造し、直径３０ｍｍの丸棒を作製した。熱間鍛造終了後は、表２に示す冷却速度（０．０９〜１．３℃／秒）で室温まで冷却した。
【００６３】
【表２】
0005644483.tif 000003
【００６４】
このようにして得た直径３０ｍｍの各丸棒から試験片を切り出し、下記〔１〕〜〔７〕に示す各調査を行った。
【００６５】
〔１〕Ｈの含有量：
直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から、５ｇのＨ分析用試料を採取した。Ｈ分析用試料は、採取後、Ｈの含有量を測定するまでの間、ドライアイスまたは液体窒素により冷却した。
【００６６】
Ｈの含有量は、試験片を室温から８００℃まで昇温した際に、放出されたＨ量の合計として、ガスクロマトグラフィー法にて測定した。
【００６７】
〔２〕鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合：
直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、直径１４ｍｍで高さが２１ｍｍの円柱状試験片を削り出し、下記[1]〜[6]の手順で、抽出残渣法によって、目開き０．２μｍメッシュのフィルターで捕集された残渣中のＮｂ量を測定することによって、鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合を求めた。
【００６８】
[1]１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリド−メタノール溶液による電解によって試験片を溶解し、Ｎｂの析出物を試験片表面に露出させる。
【００６９】
[2]超音波によって、エタノール中でＮｂの析出物を剥離させ、吸引濾過によってフィルター上にＮｂ析出物残渣を捕集する。
【００７０】
[3]捕集した残渣を白金坩堝中に入れてバーナで焼き、炭酸ナトリウムと四硼酸ナトリウムのアルカリ融剤を添加した後、さらにバーナで焼いて、Ｎｂの析出物残渣を含むガラスを作製する。
【００７１】
[4]上記ガラスを塩酸を含む水溶液で溶かし、ＩＣＰ発光分析によって抽出残渣中のＮｂの質量を定量する。
【００７２】
[5]「抽出残渣中のＮｂの質量」を、「（上記電解前の試験片の質量）−（上記析出物剥離後の試験片の質量）」で除し、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの鋼中含有率を算出する。
【００７３】
[6]上記[5]で算出した析出Ｎｂの含有率（百分率換算）を、表１に示すＮｂの含有率で除し、百分率換算したものを、鋼中のＮｂのうちでＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出しているＮｂの割合とした。
【００７４】
〔３〕直径１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度：
直径３０ｍｍの丸棒について、横断面から、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率３００００倍、１視野あたりの面積６μｍ2で、ランダムに２０視野観察した。
【００７５】
観察において、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の長径と短径を算術平均して「直径」を求め、次いで、面積１００μｍ2あたりについて、直径が１００ｎｍ以上のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の個数密度を求めた。
【００７６】
〔４〕ミクロ組織とフェライト結晶粒度の標準偏差：
直径３０ｍｍの丸棒を横断した後、切断面を鏡面研磨して、ナイタールで腐食を行った。その後、光学顕微鏡で４００倍の倍率で、Ｒ／２部をランダムに１６箇所観察して、「相」を同定するとともにフェライト・パーライト組織の面積分率を測定し、さらに、フェライト結晶粒度を測定した。
【００７７】
フェライト結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に準じ、切断法による評価方法によって求めた。
【００７８】
得られたフェライト結晶粒度の結果から、フェライト結晶粒度の標準偏差を求めた。
【００７９】
〔５〕耐粗粒化温度：
直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、直径１４ｍｍで高さが２１ｍｍの円柱状試験片を削り出し、これを高さ方向で７５％冷間圧縮した。次いで、冷間鍛造後の浸炭または浸炭窒化を模擬するために、上記の高さ方向に７５％の圧縮加工を施した試験片を、大気雰囲気で８８０〜１０２０℃の各温度に加熱して３時間保持し、その後、水冷した。
【００８０】
このようにして得られた試験片を中心軸を含む面で縦断した後、切断面を鏡面研磨し、アルカリ性ピクリン酸ナトリウムで腐食した。
【００８１】
次いで、旧オーステナイト結晶粒度の測定をＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）に準じ４００倍の倍率で行い、結晶粒度標準図との比較による評価方法によって、最大のオーステナイト結晶粒度番号を調査した。
【００８２】
ＪＩＳに規定される粒度番号で４番以下の粗大なオーステナイト粒が存在しない最高加熱温度を「耐粗粒化温度」とした。
【００８３】
〔６〕ビッカース硬さ：
直径３０ｍｍの丸棒を横断した後、切断面を鏡面研磨し、Ｒ／２部を、試験力を９．８０７Ｎとして８点測定し、算術平均してビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）を求めた。
【００８４】
〔７〕限界圧縮率：
直径３０ｍｍの丸棒の中心部から、直径１４ｍｍで高さが２１ｍｍの円柱状試験片を削り出し、深さ０．８ｍｍ、先端Ｒ０．１５ｍｍのＶノッチを、円柱状試験片の側面に縦方向に形成して、据え込み試験を行い、割れが発生する限界の変形量（％）で、冷間鍛造性のうちの変形能を評価した。
【００８５】
表３に、上記の各調査結果を示す。
【００８６】
【表３】
0005644483.tif 000004
【００８７】
表３から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１、２、５、７、８、１０、１２、および１４の「本発明例」の場合は、「耐粗粒化温度」が９８０℃以上であって、冷間鍛造後の浸炭または浸炭窒化時に発生する結晶粒粗大化を抑制するのに十分な効果を有するとともに、限界圧縮率が５１．０％以上で冷間鍛造にも優れていることが明らかである。
【００８８】
これに対して、本発明で規定する条件を満たさない「比較例」の試験番号３、４、６、９、１１、１３および１５〜２９は、「耐粗粒化温度」と「限界圧縮率」の少なくとも何れか一方が劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
本発明の表面硬化用熱間加工鋼材は、冷間鍛造後の浸炭または浸炭窒化時に発生する結晶粒粗大化を抑制することが可能であり、かつ良好な冷間鍛造性を有するために軟化焼鈍を省略することができるので、シャフト、ギヤ等の表面硬化部品の素材として好適である。