(57)【要約】      （修正有）【課題】熱間鍛造や浸炭における１１００℃以上の加熱の際に、オーステナイト粒の粗大化を抑制できる機械構造用棒鋼または線材を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．３％、sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％、sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．０２％以下、sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、insol.Ａｌ：０．０００１％以上０．００５％未満およびＯ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる棒鋼または線材。上記Ｆｅの一部に代えて、特定量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＮｂのうちの１種以上を含んでもよい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、
insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％、
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、
insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ：０．０２％以下、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ａｌ：０．０００１％以上０．００５％未満および
Ｏ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる
ことを特徴とする、棒鋼または線材。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下および
Ｎｉ：１．５％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に記載の棒鋼または線材。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｒ：２．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下および
Ｂ：０．００５％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または２に記載の棒鋼または線材。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．０５％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から３までのいずれかに記載の棒鋼または線材。
【請求項５】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％以下
を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の棒鋼または線材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、棒鋼または線材に関する。詳しくは、本発明は、高温加熱時の耐粗粒化特性に優れた機械構造用の棒鋼または線材に関し、特に、１１００℃以上で熱間鍛造および／または浸炭される、部品の素材として好適な機械構造用棒鋼または線材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や産業機械の転動部品、軸受部品、歯車、クランクシャフトなどの鋼製部品は、次の工程により製造されることが多い。
【０００３】
工程（i）：機械構造用鋼からなる圧延棒鋼または線材を準備する。機械構造用鋼は、例えばＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０およびＳＮＣＭ４２０などである。
【０００４】
工程（ii）：工程（i）で得た圧延棒鋼または線材を、熱間鍛造によって粗成形する。この熱間鍛造では、一般に１１００℃以上に加熱された後に鍛造される。
【０００５】
工程（iii）：工程（ii）で得た粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼準を行ってから、切削加工を施す。
【０００６】
工程（iv）：必要に応じて、工程（iii）で得た切削加工品に、浸炭焼入れ等の表面硬化処理を施す。この場合、一般に９００〜１０００℃で長時間浸炭した後、油冷される。なお、表面硬化処理後、必要に応じて、さらに焼戻しを施す。
【０００７】
工程（ii）の熱間鍛造では、通常１１００〜１３００℃に加熱されるため、オーステナイト粒が粗大化し、熱間鍛造後の組織も粗大化する。このため、熱間鍛造のままの「非調質」状態で使用すると、靱性や延性の劣化を招く。
【０００８】
また、工程（iv）の浸炭処理は通常９００〜１０００℃で２〜５時間の加熱条件で行われるが、省エネルギーの観点から、浸炭時間の短縮が重要な課題である。
【０００９】
浸炭時間の短縮には、浸炭温度の高温化が有効である。現在、高周波加熱により１１００℃以上での浸炭処理が可能であるが、この場合、オーステナイト粒が顕著に粗大化する。浸炭部品において、オーステナイト粒の粗大化は、焼入れ時の熱処理ひずみの大きな原因や、部品としての疲労強度の低下の原因となるため、生産性の低下および部品として用いた場合の騒音や振動の問題を生じやすい。
【００１０】
以上のとおり、熱間鍛造での加熱時や、高温での浸炭時のオーステナイト粒粗大化を防止できれば、産業上、非常に有効である。
【００１１】
そのため、上述したオーステナイト粒の粗大化防止に関して、種々の検討がなされてきた。
【００１２】
特許文献１には、Ｔｉ含有量をＮ含有量より化学量論的に多くした鋼を用いて浸炭処理することで、ＴｉＣによるピン止め効果によってオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる技術が開示されている。
【００１３】
特許文献２には、特定量のＡｌおよびＮを含有する鋼を、１２００℃以上で加熱後、熱間加工をすることにより、９８０℃で６時間の浸炭処理を施した場合でも、ＡｌＮによるピン止め効果によってオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる技術が開示されている。
【００１４】
特許文献３には、熱間鍛造後の焼準処理を省いた部品の高温浸炭時のオーステナイト粒粗大化抑制を目的に、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎ、ＴｉおよびＯの含有量を規定し、熱間鍛造後にＮｂ（ＣＮ）を特定量以上微細析出させ、一方ＡｌＮの析出量を抑制するとともに、熱間鍛造後の組織を適正化して、浸炭加熱時にＡｌＮおよびＮｂ（ＣＮ）を微細析出させることによってピン止め効果を発現させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制する技術が開示されている。
【００１５】
特許文献４には、特定量のＡｌ、ＮｂおよびＮを含有する鋼の熱間圧延または熱間鍛造後のＮｂ（ＣＮ）、ＡｌＮの析出量を規定し、高温浸炭加熱時にＮｂ（ＣＮ）およびＡｌＮを微細分散させることによってピン止め効果を発現させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【特許文献１】特開昭６１−２１７５５３号公報
【特許文献２】特開昭５６−７５５５１号公報
【特許文献３】特開２００１−３０３１７４号公報
【特許文献４】国際公開第９９／０５３３３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
特許文献１に開示された技術では、１１００℃以上の高温で浸炭した場合、ＴｉＣの固溶やオストワルド成長による粗大化によってピン止め効果が低減し、オーステナイト粒が粗大化する。
【００１８】
特許文献２に開示された技術でも、１１００℃以上の高温で浸炭した場合、ＡｌＮの固溶やオストワルド成長による粗大化によってピン止め効果が低減し、オーステナイト粒が粗大化する。
【００１９】
特許文献３に開示された技術については、必ずしも高温浸炭時のオーステナイト粒の粗大化抑制に対して十分なピン止め効果を得られるというものではなかった。
【００２０】
特許文献４に開示された技術では、実施例に記載されているように、熱間圧延後に球状化焼鈍が施されたり、熱間鍛造後に焼準処理が行われる。このため、熱間鍛造ままや熱間圧延ままの状態で、１１００℃以上の高温で浸炭を行った場合、オーステナイト粒が粗大化する。
【００２１】
本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであって、熱間鍛造における１１００℃以上での加熱や、浸炭時の１１００℃以上の加熱の際に、オーステナイト粒の粗大化を抑制できて、自動車や産業機械の転動部品、軸受部品、歯車、クランクシャフトなどの鋼製部品の素材として好適な機械構造用棒鋼または線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】
【００２２】
本発明者らは、上記のオーステナイト粒の粗大化抑制効果を発現するために、種々の検討と実験を行った。その結果、次の（ａ）〜（ｄ）に示す知見を得た。
【００２３】
（ａ）棒鋼または線材中に、微細Ａｌ2Ｏ3および微細ＭｎＡｌ2Ｏ4を分散させることによって、熱間鍛造または浸炭時の加熱によるオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。
【００２４】
（ｂ）そのためには、微細Ａｌ2Ｏ3を分散させるための酸可溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」という。）の含有量およびＯ（酸素）含有量、ならびに、微細ＭｎＡｌ2Ｏ4を分散させるための酸不溶性Ａｌ（以下、「insol.Ａｌ」という。）の含有量を特定の範囲とする必要がある。具体的には、これらの含有量をそれぞれ、sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．００５％およびinsol.Ａｌ：０．０００１％以上０．００５％未満の範囲とする必要がある。
【００２５】
（ｃ）また、微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4を十分確保するためには、製鋼時のＳｉ脱酸を制限する必要があり、そのために、酸不溶性Ｓｉ（以下、「insol.Ｓｉ」という。）の含有量を０．００１〜０．０１％とする必要がある。これは、insol.Ｓｉの含有量が０．０１％を超えると、Ｓｉ酸化物の生成が増加して、微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4の生成に必要なＯ（酸素）量が確保できなくなるからである。
【００２６】
（ｄ）sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％およびinsol.Ａｌ：０．０００１％以上０．００５％未満という各含有量範囲を満たし、さらに、酸可溶性Ｍｎ（以下、「sol.Ｍｎ」という。）の含有量と酸不溶性Ｍｎ（以下、「insol.Ｍｎ」という。）の含有量を、それぞれ、sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％およびinsol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％の範囲に制御することにより、浸炭時のオーステナイト粒粗大化の抑制効果がより向上する。これは、上記の条件を満たす鋼を用いることにより、Ａｌ系酸化物上に微細なＭｎＳを析出させることができ、オーステナイト変態した直後のオーステナイト初期粒径の微細化効果を発現できるためと考えられる。
【００２７】
なお、酸可溶性Ｓｉを、ＡｌおよびＭｎと同様に「sol.Ｓｉ」ということにして、Ａｌ、ＳｉおよびＭｎの「sol．」と「insol.」の分別定量は、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法により、以下の方法で求めることができる。
【００２８】
まず、試料を王水で酸分解し、その溶液をろ紙でろ過する。このとき、溶液に溶けているものを「sol.」とする。また、前記ろ過後のろ紙を白金るつぼに入れ、ろ紙を焼いて灰化させた後、白金るつぼに残ったものを、ピロ硫酸カリウム（二硫酸カリウム）に溶融し、生成した融成物を希塩酸で溶解したものを「insol.」とする。このようにして得た溶液について、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて測定することにより、sol.Ａｌ、insol.Ａｌ、sol.Ｓｉ、insol.Ｓｉ、sol.Ｍｎおよびinsol.Ｍｎの値を求めることができる。
【００２９】
本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨は、下記の（１）〜（５）に示す棒鋼または線材にある。
【００３０】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３％、
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、
insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％、
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、
insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ：０．０２％以下、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ａｌ：０．０００１％以上０．００５％未満および
Ｏ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる
ことを特徴とする、棒鋼または線材。
【００３１】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下および
Ｎｉ：１．５％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）に記載の棒鋼または線材。
【００３２】
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｒ：２．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下および
Ｂ：０．００５％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）または（２）に記載の棒鋼または線材。
【００３３】
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．０５％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）から（３）までのいずれかに記載の棒鋼または線材。
【００３４】
（５）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％以下
を含有することを特徴とする、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の棒鋼または線材。
【発明の効果】
【００３５】
本発明によれば、熱間鍛造における１１００℃以上での加熱や、浸炭時の１１００℃以上の加熱の際に、オーステナイト粒の粗大化を抑制できて、自動車や産業機械の転動部品、軸受部品、歯車、クランクシャフトなどの鋼製部品の素材として好適な機械構造用棒鋼または線材を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下、本発明に係る棒鋼または線材の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。
【００３７】
Ｃ：０．０５〜０．３％
Ｃは、浸炭焼入れ性および鋼材の強度を確保するのに有効な元素である。その含有量が０．０５％未満では、前記の効果が不十分であり、一方、０．３％を超えると、強度が高くなりすぎるため、被削性の低下が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．３％とする。また、Ｃには、Ｃｒと結合して炭化物を形成し、ピン止め効果を補完する効果もあるため、好ましいＣ含有量の下限は０．１５％である。好ましいＣ含有量の上限は０．２５％である。
【００３８】
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸のために有効な元素である。鋼中のＳｉは、マトリックスに固溶したＳｉ（固溶Ｓｉ）として存在する酸可溶性のsol.Ｓｉと、Ｓｉ2Ｏ3等の介在物として存在する酸不溶性のinsol.Ｓｉとに区分される。
【００３９】
sol.Ｓｉ含有量が０．００１％未満であると、十分な予備脱酸効果が得られないためＯが溶鋼中に過剰に残存し清浄度が大きくなって清浄性が低下する。そのため、sol.Ｓｉ含有量は０．００１％以上とする。一方、sol.Ｓｉ含有量が過剰であると、鋼材の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、sol.Ｓｉ含有量の上限を０．３％とした。sol.Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．１％であり、好ましい下限は０．０１％である。
【００４０】
また、insol.Ｓｉは、Ｓｉ系介在物を形成するＳｉであり、オーステナイト変態した直後のオーステナイト初期粒径の微細化効果を発現する。このことにより、微細Ａｌ2Ｏ3および微細ＭｎＡｌ2Ｏ4の分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制を補完する。しかし、insol.Ｓｉ含有量が０．００１％未満では、前記効果が不十分であるため、その含有量の下限を０．００１％とした。一方、insol.Ｓｉ含有量が過剰であると、Ｓｉ系介在物が凝集粗大化し、破壊の起点となり、また、所望のＡｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4の生成に必要なＯ量の低減を招く。したがって、insol.Ｓｉ含有量の上限を０．０１％とした。insol.Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．００８％であり、好ましい下限は０．００４％である。
【００４１】
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果を有し、強度および靱性の確保に必要な元素である。また、本発明において、Ｍｎは、微細Ａｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4の生成を促進するための主要な元素である。鋼中のＭｎは、マトリックスに固溶したＭｎ（固溶Ｍｎ）として存在する酸可溶性のsol.Ｍｎと、ＭｎＳ等の介在物として存在する酸不溶性のinsol.Ｍｎとに区分される。
【００４２】
さらに、後述のsol.Ａｌ含有量およびinsol.Ａｌ含有量を満たす条件の下で、sol.Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％の範囲に制御することで、Ａｌ系酸化物上にＭｎＳを析出させ、オーステナイト粒粗大化抑制効果が向上する。
【００４３】
なお、sol.Ｍｎ含有量の上限を２．０％とするのは、その含有量が２．０％を超えると、焼入れ性を増大させて強度が高くなりすぎ、被削性が低下するからである。また、sol.Ｍｎ含有量の下限を０．５％とするのは、その含有量が０．５％未満では、焼入れ性向上による強度の確保が不十分で、さらにＭｎＡｌ2Ｏ4の生成も不十分になるからである。sol.Ｍｎ含有量の好ましい上限は、１．５％であり、好ましい下限は１．０％である。
【００４４】
一方、insol.Ｍｎは、その含有量を０．００１〜０．０１％の範囲に制御することで、ＭｎＳを生成し、オーステナイト変態した直後のオーステナイト初期粒径の微細化効果を発現する。このことにより、微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4によるオーステナイト粒の粗大化抑制を助長する。しかし、insol.Ｍｎ含有量が０．００１％未満では、前記効果を得られない。したがって、その下限を０．００１％とする。一方、insol.Ｍｎ含有量が０．０１％を超えると、ＭｎＳが凝集粗大化し、破壊の起点となり、さらに、所望の微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4の生成に必要なＯ量の低減を招く。したがって、insol.Ｍｎ含有量の上限を０．０１％とする。insol.Ｍｎ含有量の好ましい上限は、０．００８％であり、好ましい下限は０．００５％である。
【００４５】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界偏析を起こす不可避的不純物として鋼中に存在する。その含有量が０．０３％を超えると、Ｐの粒界偏析が顕著になって、粒界が脆化して破壊の起点となるため、疲労強度が低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。Ｐ含有量の好ましい上限は、０．０１％であり、少ないほどより好ましい。なお、経済性を考慮した場合のＰ含有量の好ましい下限は、０．００５％である。
【００４６】
Ｓ：０．００１〜０．０２％
Ｓは、Ａｌ系酸化物上に微細なＭｎＳを析出させるために必要な元素である。しかし、Ｓの含有量が０．００１％未満では、十分なＭｎＳが形成できず、ＭｎＡｌ2Ｏ4の生成が不十分となるので、その下限を０．００１％とする。一方、Ｓの含有量が多すぎると、ＭｎＳが過剰に生成、粗大化して、疲労強度が低下する。したがって、その含有量の上限を０．０２％とする。Ｓ含有量の望ましい上限は０．０１％であり、望ましい下限は０．００３％である。
【００４７】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、Ａｌ、ＮｂおよびＴｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮおよびＴｉＮを形成して、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、製鋼工程において量産で安定して多量のＮを含有させることが難しいため、その含有量の上限を０．０２％とする。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．００７％であり、好ましい下限は０．００２％である。
【００４８】
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、insol.Ａｌ：０．０００１％以上０．００５％未満
Ａｌは、代表的な脱酸元素であるとともに、本発明においてはオーステナイト粒の粗大化を抑制するためのＡｌ系酸化物を供給する重要な元素である。鋼中のＡｌは、固溶ＡｌやＡｌ窒化物として存在する酸可溶性のsol.Ａｌと、主にＡｌ2Ｏ3およびＭｎＡｌ2Ｏ4として存在する酸不溶性のinsol.Ａｌとに区分される。
【００４９】
本発明において最も重要な点はＡｌ2Ｏ3に加えてＭｎＡｌ2Ｏ4をいかに微細かつ多量に分散させるかにある。
【００５０】
sol.Ａｌ含有量が多いと、Ａｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4の微細分散に対してマイナス要因となる。すなわちsol.Ａｌが増加して全体としてsol.Ａｌ含有量が０．０００５％を超えると、ＭｎＡｌ2Ｏ4の生成が生じず、Ａｌ2Ｏ3のみが生成することになるため、１１００℃での浸炭処理に耐えることのできるだけのＭｎＡｌ2Ｏ4の微細析出を確保することが困難となる。したがって、sol.Ａｌ含有量の上限を０．０００５％とする。ただし、sol.Ａｌ含有量が０．０００１％未満では十分な脱酸効果が得られず、製造上問題となるため、その下限を０．０００１％とする。sol.Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０００４％であり、好ましい下限は０．０００３％である。
【００５１】
一方、insol.Ａｌ含有量が多いことは、Ａｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4の微細分散が十分生じていることを意味する。insol.Ａｌ含有量が０．０００１％未満であると、微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4の鋼中での分布が極めて粗となり、十分なオーステナイト粒微細化効果が得られなくなる。したがって、insol.Ａｌ含有量の下限を０．０００１％とする。しかし、insol.Ａｌ含有量が０．００５％以上になると、全体としてＡｌ量が増加し、微細Ａｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4が凝集・粗大化し所望のオーステナイト粒微細化効果が得られなくなる。したがって、insol.Ａｌ含有量を０．００５％未満とする。insol.Ａｌ含有量は、好ましくは、０．００４５％未満であり、さらに好ましくは、０．００１％以下である。また、insol.Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２５％である。
【００５２】
Ｏ：０．００１〜０．００５％
Ｏ（酸素）は、鋼の清浄性の観点から、その含有量は低い方が望ましい。しかし、所望のＡｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4を得る必要があるため、その含有量の下限を０．００１％とする。一方、Ｏ含有量が増加すると鋼の清浄度が大きくなって清浄性を低下させるだけでなく、Ａｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4の凝集粗大化を招き、所望の粒度のＡｌ系酸化物を得られなくなる。したがって、その含有量の上限を０．００５％とする。Ｏ含有量の好ましい上限は、０．００１５％であり、好ましい下限は０．００２５％である。
【００５３】
本発明に係る棒鋼または線材は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分を意味する。
【００５４】
本発明に係る棒鋼また線材には、必要に応じて、上述のＦｅの一部に代えて、次の第１群から第４群までに示される元素から選択される１種以上の元素を含有させることができる。
(1)第１群：ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上、
(2)第２群：Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１種以上、
(3)第３群：ＣａおよびＲＥＭうちの１種以上、
(4)第４群：Ｎｂ。
【００５５】
(1)第１群：ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上
第１群の元素であるＣｕおよびＮｉは疲労強度を向上させる作用を有するので、必要に応じて、いずれか一方または両方を含有させることができる。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
【００５６】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を向上させることができる元素である。しかし、その含有量が１．０％を超えると、熱間延性を低下させ、熱間加工性が著しく悪化する。したがって、Ｃｕの含有量は１．０％以下とする。Ｃｕの含有量の好ましい上限は０．７％である。なお、Ｃｕによる効果を得たい場合には、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
【００５７】
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、疲労強度を向上するために有効な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、鋼材の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は１．５％以下とする。Ｎｉの含有量の好ましい上限は０．７％である。なお、Ｎｉによる効果を得たい場合には、Ｎｉを０．１％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
【００５８】
第１群の元素であるＣｕとＮｉを共存させると、ＣｕまたはＮｉを単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避でき、所望の疲労強度と被削性のバランスをとりやすくなる。この場合、ＣｕとＮｉの合計含有量を２．０％以下に制御することが望ましい。
【００５９】
(2)第２群：Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１種以上
第２群の元素であるＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢはいずれも鋼材の焼入れ性を増加させ、浸炭焼入れ時の強度を確保する作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうち１種以上を含有させることができる。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
【００６０】
Ｃｒ：２．５％以下
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。しかし、Ｃｒの含有量が２．５％を超えると、強度が高くなり過ぎて切削性が低下するので、Ｃｒ含有量は２．５％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５％である。なお、Ｃｒによる効果を得たい場合には、Ｃｒの含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
【００６１】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。具体的には、Ｍｏは、曲げ疲労強度および面疲労強度の向上に有効であるとともに、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％である。なお、Ｍｏによる効果を得たい場合には、Ｍｏの含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
【００６２】
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度、なかでも焼入れ浸炭時の強度を確保するために有効である。しかし、Ｖの含有量が０．２％を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｖ含有量は０．２％以下とする。なお、Ｖによる効果を得たい場合には、Ｖの含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。
【００６３】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度、なかでも焼入れ浸炭時の強度を確保するために有効である。しかし、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｂによる効果を得たい場合には、Ｂの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【００６４】
第２群の元素を２種以上含有させると、それぞれの元素を単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、強度への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と被削性のバランスをとりやすくなる。この場合、それらの元素の合計含有量を２．０％以下に制御することが望ましい。
【００６５】
(3)第３群：ＣａおよびＲＥＭのうちの１種以上
第３群の元素であるＣａおよびＲＥＭはいずれも硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させる作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうち１種以上を含有させることができる。以下、第３群の元素について詳しく説明する。
【００６６】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させるために有効である。しかし、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度が大きくなり清浄性を害するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる効果を得たい場合には、Ｃａの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【００６７】
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させるために有効である。しかし、ＲＥＭの含有量が０．０５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度が大きくなり清浄性を害するので、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下とする。なお、ＲＥＭによる効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することでＲＥＭを含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００６８】
第３群の元素であるＣａとＲＥＭを複合して含有させると、ＣａまたはＲＥＭを単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、被削性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と被削性のバランスをとりやすくなる。この場合、ＣａとＲＥＭの合計含有量を０．０５％以下に制御することが望ましい。
【００６９】
(4)第４群：Ｎｂ
第４群の元素であるＮｂは、窒化物を生成し、浸炭時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
【００７０】
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を形成しやすく、Ａｌ2Ｏ3とＭｎＡｌ2Ｏ4のピン止め効果による浸炭時のオーステナイト粗大化抑制を補完する。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、強度が高くなり過ぎて被削性が低下するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｎｂによる効果を得たい場合には、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とするのが好ましく、０．００８％以上とするのがより好ましい。
【００７１】
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】
【００７２】
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｚ、Ａ１およびＢ１を転炉にて成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片を得て、８００℃まで冷却した。
【００７３】
表中の鋼Ａ〜Ｒはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｓ〜Ｚ、Ａ１およびＢ１は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【００７４】
【表１】
2014047356.tif 000002
【００７５】
次に、各鋳片を１２８０℃に加熱後、分塊圧延にて１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。
【００７６】
さらに、上記の鋼片を１２００℃に加熱した後、仕上げ圧延温度が９５０〜１０５０℃の条件で熱間圧延を行い、直径３５ｍｍの棒鋼を得た。
【００７７】
得られた直径３５ｍｍの棒鋼から、機械加工により直径３０ｍｍで高さ８０ｍｍの円柱状試験片を切り出した
このようにして得た円柱状試験片を用いて、浸炭での加熱を模擬するために、各鋼について、表２に記載の温度で１時間保持した後、水冷によって室温まで冷却した。
【００７８】
冷却後の各試験片を高さ方向に２等分した切断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍でランダムに１０視野観察して、オーステナイト粒の異常粒成長の有無および粗大化発生の状況を調査した。
【００７９】
オーステナイト結晶粒度の測定は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準じて、切断法による評価により行った。
【００８０】
ランダムに１０視野観察した範囲内において３以上異なった粒度番号の視野が２０％以上存在する場合に、「混粒」と判断し、「異常粒成長」が生じたとみなすこととした。また、１０視野の平均の結晶粒度番号が２．０未満の場合に、「結晶粒粗大化」が生じたと判断した。
【００８１】
上記判定になる「異常粒成長」および「結晶粒粗大化」がともに生じなかった場合に、目標とするオーステナイト粒の粗大化防止が達成できたとして、表２に、「○」で表記した。
【００８２】
これに対して、上記判定になる「異常粒成長」および「結晶粒粗大化」の少なくとも一方が生じた場合に、目標とするオーステナイト粒の粗大化防止が達成できなかったとして、表２に、「×」で表記した。
【００８３】
【表２】
2014047356.tif 000003
【００８４】
本発明に係る化学組成の範囲内にある本発明例の鋼（鋼Ａ〜Ｒ）は、表２の「オーステナイト粒の粗大化防止の達成」欄がいずれも「○」であって、１０視野の粒度番号の平均が２．０番以上を満足し、かつ異常粒成長が生じず、優れた耐粗粒化特性を示すことが分かる。
【００８５】
これに対して、本発明に係る化学組成の範囲外にある比較例の鋼（鋼Ｓ〜Ｚ、Ａ１およびＢ１）は、表２の「オーステナイト粒の粗大化防止の達成」欄がいずれも「×」であって、結晶粒粗大化および異常粒成長のうち少なくとも一方が生じ、耐粗粒化特性が劣ることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００８６】
本発明の棒鋼または線材は、熱間鍛造における１１００℃以上での加熱や、浸炭時の１１００℃以上の加熱の際に、オーステナイト粒の粗大化を抑制できる。このため、本発明の棒鋼または線材は、自動車や産業機械の転動部品、軸受部品、歯車、クランクシャフトなどの鋼製部品の素材として好適に用いることができる。