(57)【要約】  この肌焼鋼は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０５超〜１．０％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．０１％以下；Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、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。【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％；
Ｐ：０．０２５％以下；
Ｓ：０．００１〜０．１５％；
Ａｌ：０．０５超〜１．０％；
Ｔｉ：０．０５〜０．２％；
Ｎ：０．０１％以下；
Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、
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、
Ｎｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする請求項１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３】
熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下としたことを特徴とする請求項１又は２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４】
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又は２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又は２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】
請求項１又は２に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されていることを特徴とする浸炭部品。
【請求項７】
化学成分が、質量％で：
Ｃ：０．１〜０．６％；
Ｓｉ：０．０２〜１．５％；
Ｍｎ：０．３〜１．８％；
Ｐ：０．０２５％以下；
Ｓ：０．００１〜０．１５％；
Ａｌ：０．０５超〜１．０％；
Ｔｉ：０．０５〜０．２％；
Ｎ：０．０１％以下；
Ｏ：０．００２５％以下を含有し；
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種又は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鋼を用意し、
前記鋼を、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して線材又は棒鋼に熱間圧延する、
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の製造方法。
【請求項８】
さらに、化学成分が質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有する上記鋼を使用することを特徴とする請求項７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９】
上記熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、
熱間圧後の前記鋼のベイナイトの組織分率が３０％以下であることを特徴とする請求項７又は８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１０】
熱間圧延の仕上げ温度が８４０〜１０００℃であり、
熱間圧延後の前記鋼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７又は８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。
【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。
本願は、２００９年１月１６日に、日本に出願された特願２００９−００８１７４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【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には、通常、例えば日本工業規格（ＪＩＳ）において、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する。これらの部品は、通常、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。このため、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いる。この結果、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。浸炭部品の製造における大きな課題として、熱処理歪みの低減が挙げられる。この課題は、例えば、以下のような問題を解決するために求められる。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。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。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。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、浸炭時間の短縮化が重要な課題である。浸炭時間短縮化のためには、浸炭温度の高温化と浸炭前の素材炭素量の増加が有効である。通常の浸炭温度は９３０℃程度であるが、仮に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する。そのため、高温浸炭でも粗大粒が発生しない、即ち高温浸炭に適した肌焼鋼が求められている。例えば、通常浸炭時と同じ有効硬化層深さを得るためには、浸炭前の素材炭素量を通常肌焼鋼レベルの０．２％から０．３％のＣ濃度となるように高炭素化することで、浸炭時間を短縮できる計算となる。【０００４】
特に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である。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必要がある。【０００５】
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。【０００６】
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％未満を含有する鋼材を用い、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と同様の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。【０００７】
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％以下を含み、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ  Ｇ０５５１でＮｏ．１１以上まで微細化され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。また、質量％でＮ：０．０２０％以下を含み、「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以上まで微細化され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。【０００８】
また、特許文献５において、質量％で、Ｔｉ：０．０５〜０．２％含み、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番であり、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。【０００９】
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。これらの原因によって、例えば、鋼の加工に用いる工具の破損が起こりやすくなり、被削が容易でなくなる等の問題が生じる、つまり、被削性が劣化する。【００１０】
また、浸炭時間短縮のための手法として浸炭温度の上昇以外に浸炭前素材の高炭素化もあるが、この場合も素材硬さの上昇による被削性の劣化が問題となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【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
【特許文献６】特開２０００−８７１７９号公報
【特許文献７】特開２００１−１５２２８０号公報
【特許文献８】特開２００１−２２０６４５号公報
【特許文献９】特開２００１−１８０１８４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
上述の如き特許文献１〜５の開示技術では、浸炭時に発生する粗大粒防止のための多量のＴｉ添加を行う。しかし、この結果として、被削性の劣化問題が生じるため、工業的な適用が難しかった。一方、浸炭時間短縮のための素材炭素量の上昇を行う場合は、さらなる被削性の劣化が懸念されるため、こうした技術は、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。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は本明細書で説明する新規なる知見にもとづいてなされ、浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼であり、本発明の要旨は以下の通りである。【００１４】
（１）本発明の一態様に係る肌焼鋼は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０５超〜１．０％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．０１％以下；Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、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。【００１５】
（２）上記（１）に記載の肌焼鋼は、さらに、化学成分が質量％で、Ｎｂ：０．０４％未満を含有してもよい。【００１６】
（３）上記（１）又は（２）に記載の肌焼鋼は、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下としてもよい。【００１７】
（４）上記（１）又は（２）に記載の肌焼鋼は、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番であってもよい。【００１８】
（５）上記（１）又は（２）に記載の肌焼鋼は、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、Ｔｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であってもよい。【００１９】
（６）本発明の一態様に係る浸炭部品は、上記（１）又は（２）に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されている。【００２０】
（７）本発明の一態様に係る肌焼鋼の製造方法は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０５超〜１．０％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．０１％以下；Ｏ：０．００２５％以下を含有し；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種又は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鋼を用意し、前記鋼を、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して線材又は棒鋼に熱間圧延する。【００２１】
（８）上記（７）に記載の肌焼鋼の製造方法では、さらに、化学成分が質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有する上記鋼を使用してもよい。【００２２】
（９）上記（７）又は（８）に記載の肌焼鋼の製造方法において、上記熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、熱間圧後の前記鋼のベイナイトの組織分率が３０％以下でもよい。【００２３】
（１０）上記（７）又は（８）に記載の肌焼鋼の製造方法において、熱間圧延の仕上げ温度は８４０〜１０００℃でもよく、熱間圧延後の前記鋼のフェライト結晶粒度番号は、ＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番でもよい。
【発明の効果】
【００２４】
上記（１）の肌焼鋼、上記（６）の浸炭部品、および上記（７）の肌焼鋼の製造方法によれば、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。これとともに、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、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られるため、良好な切削加工性を得ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【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】
【００２６】
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。
【００２７】
（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。これに加えて、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。
【００２８】
（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において、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ためには、浸炭よりも前の工程である、熱間圧延後段階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、析出物を相界面析出させる必要がある。仮に熱間圧延のままの組織にベイナイトが生成すると、上記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。
【００２９】
（３）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。
【００３０】
（４）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重要である。
【００３１】
（５）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。しかし、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である。この場合、粗大粒防止特性と疲労特性の両立が可能である。
【００３２】
（６）さらに、Ａｌ量を０．０５超〜１．０％に調整し、被削性改善に寄与する固溶Ａｌ量を十分に確保することにより、被削性を改善することが可能である。
【００３３】
なお、関連する公知の技術として、多量Ｔｉ添加、Ａｌの添加は、いずれも、それぞれ個別に行った場合、被削性に悪影響を与える場合があることが知られていた。
Ａｌ添加の被削性への影響については、例えば、特許文献６〜９に記載されている。特許文献７には、０．０５％以上のＡｌが含有される場合、アルミナ系酸化物量が増加する結果、被削性が低下する、という内容の記載がある。
本発明は、これらの従来の常識を覆す新たな技術的思想に基づくものである。以下に詳述するように、本発明の条件においては、０．０５％以上のＡｌ添加を行っても、必ずしもアルミナ系酸化物が増大せず、添加Ａｌは、固溶状態を保つことができる。このため、切削時の発熱に伴うアルミナ等酸化物の生成が非常に活発に発生し、この結果、被削性の大きな改善に結びつくという非常に顕著な効果を生む。
【００３４】
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。
【００３５】
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、組成の記載において、質量％を、単に％と記載する。
【００３６】
炭素（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、０．１〜０．６％の範囲内にする必要がある。
【００３７】
ケイ素（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。０．０２％未満のＳｉ含量では上記の効果が十分得られない。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。
【００３８】
マンガン（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、Ｍｎ含有量が０．３％未満では効果は不十分である。Ｍｎ含有量が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。このため、Ｍｎ含有量は、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。
【００３９】
リン（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。このため、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。
【００４０】
硫黄（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。しかし、０．００１％未満のＳ含有量ではその効果は不十分である。一方、Ｓ含有量が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る。このため、Ｓ含有量を０．００１〜０．０１％の範囲にするのが望ましい。
【００４１】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０５超〜１．０％
Ａｌ（鋼中の全Ａｌ）は、一部はＮと結びついてＡｌＮとして析出し、残りは固溶Ａｌとして存在する。この固溶Ａｌ量は、切削性改善に寄与するため、できるだけ多いほうが望ましい。良好な切削性を発揮させるためには、０．０５％超の十分な固溶Ａｌ量を確保する必要がある。一方、固溶Ａｌ量が１．０％を超えると変態特性に大きく影響を与える。このため、固溶Ａｌ量の上限を１．０％とする。さらに好ましくは固溶Ａｌ量を０．０８〜１．０％にする、より好ましくは０．１％〜１．０％の範囲にするのが望ましい。
【００４２】
チタン（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粒の微細化を図り、粗大粒防止効果を期すために添加される。しかしながら、Ｔｉ含有量が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る。この結果、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。Ｔｉ含有量の好適範囲は、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において、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。この処理には、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。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。
【００４３】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
Ｎが鋼中のＴｉと結びつくと、粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成する。このＴｉＮがＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなるため、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出は、逆に阻害される。この結果、粗大なＴｉＮの生成は、粗大粒の生成を促進するという、悪影響をもたらす。このＴｉＮに基づく悪影響は、Ｎ量が０．０１％を超える場合特に顕著である。以上の理由から、Ｎの含有量を０．０１％以下にする必要がある。更に好ましくは、Ｎの含有量を０．００５１％未満に制限するのが望ましい。
【００４４】
酸素（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、この介在物がＴｉＣの析出サイトとなる。この結果、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、Ｏ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。
【００４５】
また、本発明では、鋼材に、下記の成分範囲で規定されるクロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、バナジウム（Ｖ）、ホウ素（Ｂ）の１種又は２種以上を含有させる。
【００４６】
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る。一方、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％の範囲内にするのが好適である。更に好適な含有量の範囲は、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。
【００４７】
Ｍｏ：０．０２〜１．５％
Ｍｏは添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果があり、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り、その効果を得るためには０．０２％以上の含有量が好適である。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のが好適である。更に好適な範囲は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。
【００４８】
Ｎｉ：０．１〜３．５％
Ｎｉは添加することによって、鋼に強度、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％以上の含有量が好適である。ただし、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、Ｎｉの含有量を３．５％以下の範囲内にするのが好適である。更に好適なＮｉ含有量の範囲は２．０％以下である。
【００４９】
Ｖ：０．０２〜０．５％
Ｖは添加することによって、鋼に強度、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％以上の含有量が好適である。ただし、０．５％を越えてＶを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のが好適である。更に好適なＶ含有量の範囲は０．２％以下である。
【００５０】
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
Ｂは添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。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。その効果を得るためには０．０００２％以上の含有量が好適である。
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のが好適である。更に好適なＢ含有量の範囲は０．００３％以下である。
【００５１】
次に、本発明の一態様では、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４％未満を含有してもよい。このような態様の効果を以下に述べる。
【００５２】
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。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。０．０３％未満、あるいは０．０２％未満、さらには０．０１％未満といった微量のＮｂ添加を行った場合でも、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こす。
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。これとともに、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、Ｎｂの含有量を０．０４％未満の範囲内にするのが好適である。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、調整することが好ましい。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。
【００５３】
次に、本発明の一態様では、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限してもよい。このような態様の効果を以下に述べる。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％以下に制限するのが好適である。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。
【００５４】
次に、本発明の一態様では、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番としてもよい。このような態様の効果を以下に述べる。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番の範囲内にするのが好適である。
【００５５】
本発明の一態様では、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以下としてもよい。このような態様に係る方法によって得られる効果を以下に述べる。本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以下とするのが好適である。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、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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
次に、本発明の一態様では、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してもよい。この場合、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分未満の場合に比較して、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効率よく固溶させることができる。その結果、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効率よく微細析出させることができる。これによって、熱間圧延後に粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物、ＡｌＮを存在させ、浸炭時に粗大粒の発生を抑制することができる。従って、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好適である。さらに好適な条件は、１１８０℃以上の熱間圧延温度で保熱時間１０分以上である。
【００５９】
次に、本発明の一態様では、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してもよい。冷却条件は、１℃／秒を超えるとＴｉ系析出物の析出温度域を不十分な時間しか通過させることができない。このため、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。このため、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。この冷却速度の好適範囲は０．７℃／秒以下である。なお、冷却速度を下げる方法として、圧延ラインの後段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、徐冷を行う方法等を適用してもよい。
【００６０】
次に、本発明の一態様では、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃としてもよい。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、圧延材の硬さが増加し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℃とするのが好ましい。冷間鍛造用途で、焼鈍なしで使用する場合、この仕上げ温度は、８４０〜９２０℃の範囲が、それ以外では９２０〜１０００℃の範囲が望ましい。
【００６１】
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、添付の請求項に記載される本発明の要件を満足すれば、いずれの条件でも良い。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ができる。これにより、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。この結果、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。
【００６２】
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してもよく、あるいは、いわゆる浸炭浸窒処理を行ってもよい。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。この処理を行う場合、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が好ましい。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。
【００６３】
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。
【実施例１】
【００６４】
以下、本発明の実施例について説明をする。【００６５】
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。【００６６】
【表１】
2010082481.tif 000002
表１において、各化学成分は質量％で表示されている。【００６７】
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  Ｇ０５５２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。【００６８】
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。つまり、上記範囲内の異なる温度で複数の浸炭シミュレーションを行い、ある特定の温度以上の浸炭シミュレーションによって作成された試験片に結晶粒粗大化が認められた場合、その温度を粗粒発生温度とした。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。【００６９】
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）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。【００７０】
さらに、熱間圧延後の直径２４〜３０ｍｍの棒鋼に焼準並びに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。この後、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（穿孔）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、本発明鋼及び比較鋼の各鋼材の被削性を評価した。【００７１】
【表２】
2010082481.tif 000003
表２において、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。このドリルの特徴は、例えば、株式会社不二越、２００８年工具ハンドブック等に記載されており、直径３．０ｍｍ、溝長４２ｍｍ、全長７１ｍｍの汎用ドリルである。【００７２】
このとき、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。
ここでドリル寿命を示す指標ＶＬ１０００とは、累積穴深さ１０００ｍｍまで穿孔可能な最大のドリル周速のことを指す。この値が大きいほど高速で切削可能であり、被削性に優れることを意味する。累積穴深さ１０００ｍｍを達成する最大周速度であるＶＬ１０００を求める手順は以下のとおりである。異なる切削速度を用いて、毎回新たなＮＡＣＨＩ通常ドリルを使用して、表２の条件でドリル穿孔試験を複数回行った。この結果、各試験中に使用したドリルが破損するかどうかを観察した。上記の試験を繰り返すことによって、ドリルを破損せずに１０００ｍｍの穿孔を安定して終了できる最大の切削速度を求め、これをＶＬ１０００とした。【００７３】
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。【００７４】
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鋼の鋼Ｎｏ２３のＬ１０寿命を１とした場合の各鋼ＮｏのＬ１０寿命の相対値を示している。【００７５】
【表３】
2010082481.tif 000004
【００７６】
本発明鋼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。【００７７】
一方、比較鋼のＮｏ１８、２０、２１、２６、２７、２８、２９はＡｌ量が本発明の範囲から外れているため、被削性が悪化し、ＶＬ１０００は何れも３１ｍ／分以下であった。比較鋼のＮｏ１９は、Ｎ量が本願規定から外れているため、Ｔｉ系介在物の最大サイズも発明例の４０μｍに対して５９μｍと大きく、転動疲労寿命が悪く、さらに結晶粒粗大化温度も低い。比較鋼のＮｏ２２は本願規定の範囲内の成分であるが、熱間圧延後の冷却速度が速いため、熱間圧延後のベイナイト組織分率が本願規定の範囲を超えており、粗大粒特性が悪かった。比較鋼のＮｏ２３、２４についてはＴｉ量が本発明の範囲を下回っており、粗大粒特性が悪いのに加え、衝撃値が低かった。また比較鋼のＮｏ２５についてはＴｉ量が本発明の範囲を上回っており、粗大粒特性が悪いのに加え、被削性も悪化していた。
【実施例２】
【００７８】
実施例１で用いた表１に示す組成の１６２ｍｍ角の圧延素材の一部から、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。【００７９】
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。【００８０】
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鋼のＮｏ１２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。【００８１】
表３に示した通り、本発明鋼では、何れも結晶粒粗大化温度が１０１０℃超であった。
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鋼に比べて良好であった。【００８２】
一方、比較鋼は、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、被削性の指標であるＶＬ１０００の評価結果からも分かるように被削性が劣るものもあり、或いは粗大粒防止特性が劣るために転動疲労特性も本発明例と比較して低下していた。
【産業上の利用可能性】
【００８３】
本発明に係る肌焼鋼、浸炭部品、および肌焼鋼の製造方法によれば、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。これとともに、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、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られるため、良好な切削加工性を得ることが可能となる。
【図１】
2010082481.tif 000005
【手続補正書】
【提出日】平成22年10月18日(2010.10.18)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【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％；
Ｐ：０．０２５％以下；
Ｓ：０．００１〜０．１５％；
Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；
Ｔｉ：０．０５〜０．２％；
Ｎ：０．０１％以下；
Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、
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り、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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であ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、
Ｎｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする請求項１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３】
請求項１又は２に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されていることを特徴とする浸炭部品。
【請求項４】
化学成分が、質量％で：
Ｃ：０．１〜０．６％；
Ｓｉ：０．０２〜１．５％；
Ｍｎ：０．３〜１．８％；
Ｐ：０．０２５％以下；
Ｓ：０．００１〜０．１５％；
Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；
Ｔｉ：０．０５〜０．２％；
Ｎ：０．０１％以下；
Ｏ：０．００２５％以下を含有し；
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種又は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鋼を用意し、
前記鋼を、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して熱間圧延し、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、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て、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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である線材又は棒鋼を得る、
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の製造方法。
【請求項５】
さらに、化学成分が質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有する上記鋼を使用することを特徴とする請求項４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。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１４】
（１）本発明の一態様に係る肌焼鋼は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．０１％以下；Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、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り、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１９】
（３）本発明の一態様に係る浸炭部品は、上記（１）又は（２）に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されている。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２０】
（４）本発明の一態様に係る肌焼鋼の製造方法は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．０１％以下；Ｏ：０．００２５％以下を含有し；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種又は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鋼を用意し、前記鋼を、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して熱間圧延し、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、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て、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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である線材又は棒鋼を得る。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２１】
（５）上記（７）に記載の肌焼鋼の製造方法では、さらに、化学成分が質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有する上記鋼を使用してもよい。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４１】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０５超〜１．０％
Ａｌ（鋼中の全Ａｌ）は、一部はＮと結びついてＡｌＮとして析出し、残りは固溶Ａｌとして存在する。この固溶Ａｌ量は、切削性改善に寄与するため、できるだけ多いほうが望ましい。良好な切削性を発揮させるためには、０．０５％超の十分な固溶Ａｌ量を確保する必要がある。一方、固溶Ａｌ量が１．０％を超えると変態特性に大きく影響を与える。このため、固溶Ａｌ量の上限を１．０％とする。さらに好ましくは固溶Ａｌ量を０．０８〜１．０％にする、より好ましくは０．１％〜１．０％の範囲にするのが望ましい。本発明のＡｌ含有量の範囲は、実施例における表１中の発明鋼２のＡｌ含有量が０．０８９％であり、発明鋼９のＡｌ含有量が０．２４１％であることを理由に、０．０８９〜０．２４１％に規定する。
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５３】
次に、本発明の一態様では、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限する必要がある。このような態様の効果を以下に述べる。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。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。
【手続補正１３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５４】
次に、本発明の一態様では、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番とする必要がある。このような態様の効果を以下に述べる。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。
【手続補正１４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５５】
本発明の一態様では、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以下とする必要がある。このような態様に係る方法によって得られる効果を以下に述べる。本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。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、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。
【手続補正１５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５８】
次に、本発明の一態様では、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必要がある。この場合、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分未満の場合に比較して、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効率よく固溶させることができる。その結果、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効率よく微細析出させることができる。これによって、熱間圧延後に粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物、ＡｌＮを存在させ、浸炭時に粗大粒の発生を抑制することができる。従って、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。さらに好適な条件は、１１８０℃以上の熱間圧延温度で保熱時間１０分以上である。
【手続補正１６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５９】
次に、本発明の一態様では、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必要がある。冷却条件は、１℃／秒を超えるとＴｉ系析出物の析出温度域を不十分な時間しか通過させることができない。このため、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。このため、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。この冷却速度の好適範囲は０．７℃／秒以下である。なお、冷却速度を下げる方法として、圧延ラインの後段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、徐冷を行う方法等を適用してもよい。
【手続補正１７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６０】
次に、本発明の一態様では、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃する必要がある。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、圧延材の硬さが増加し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、この仕上げ温度は、８４０〜９２０℃の範囲が、それ以外では９２０〜１０００℃の範囲が望ましい。
【手続補正１８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６６】
【表１】
2010082481.tif 000006
【手続補正１９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７５】
【表３】
2010082481.tif 000007
【手続補正２０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７７】
一方、比較鋼のＮｏ１８、２０、２１、２６、２７、２８、２９はＡｌ量が本発明の範囲から外れているため、被削性が悪化し、ＶＬ１０００は何れも３１ｍ／分以下であった。比較鋼のＮｏ２２は本願規定の範囲内の成分であるが、熱間圧延後の冷却速度が速いため、熱間圧延後のベイナイト組織分率が本願規定の範囲を超えており、粗大粒特性が悪かった。比較鋼のＮｏ２３、２４についてはＴｉ量が本発明の範囲を下回っており、粗大粒特性が悪いのに加え、衝撃値が低かった。また比較鋼のＮｏ２５についてはＴｉ量が本発明の範囲を上回っており、粗大粒特性が悪いのに加え、被削性も悪化していた。
【手続補正２１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００８０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００８０】
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鋼のＮｏ２３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。
【手続補正書】
【提出日】平成23年2月4日(2011.2.4)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【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％；
Ｐ：０．０２５％以下；
Ｓ：０．００１〜０．１５％；
Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；
Ｔｉ：０．０５〜０．２％；
Ｎ：０．００５１％未満；
Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、
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り、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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であ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、
Ｎｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする請求項１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３】
請求項１又は２に記載の肌焼鋼を用い、部品形状に加工されていることを特徴とする浸炭部品。
【請求項４】
化学成分が、質量％で：
Ｃ：０．１〜０．６％；
Ｓｉ：０．０２〜１．５％；
Ｍｎ：０．３〜１．８％；
Ｐ：０．０２５％以下；
Ｓ：０．００１〜０．１５％；
Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；
Ｔｉ：０．０５〜０．２％；
Ｎ：０．００５１％未満；
Ｏ：０．００２５％以下を含有し；
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種又は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鋼を用意し、
前記鋼を、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して熱間圧延し、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、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て、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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である線材又は棒鋼を得る、
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の製造方法。
【請求項５】
さらに、化学成分が質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有する上記鋼を使用することを特徴とする請求項４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。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１４】
（１）本発明の一態様に係る肌焼鋼は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．００５１％未満；Ｏ：０．００２５％以下；を含有し、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り、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２０】
（４）本発明の一態様に係る肌焼鋼の製造方法は、化学成分が、質量％で：Ｃ：０．１〜０．６％；Ｓｉ：０．０２〜１．５％；Ｍｎ：０．３〜１．８％；Ｐ：０．０２５％以下；Ｓ：０．００１〜０．１５％；Ａｌ：０．０８９〜０．２４１％；Ｔｉ：０．０５〜０．２％；Ｎ：０．００５１％未満；Ｏ：０．００２５％以下を含有し；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種又は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鋼を用意し、前記鋼を、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して熱間圧延し、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、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て、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であり、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である線材又は棒鋼を得る。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４１】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０５超〜１．０％
Ａｌ（鋼中の全Ａｌ）は、一部はＮと結びついてＡｌＮとして析出し、残りは固溶Ａｌとして存在する。この固溶Ａｌ量は、切削性改善に寄与するため、できるだけ多いほうが望ましい。良好な切削性を発揮させるためには、０．０５％超の十分な固溶Ａｌ量を確保する必要がある。一方、固溶Ａｌ量が１．０％を超えると変態特性に大きく影響を与える。このため、固溶Ａｌ量の上限を１．０％とする。さらに好ましくは固溶Ａｌ量を０．０８〜１．０％にする、より好ましくは０．１％〜１．０％の範囲にするのが望ましい。本発明のＡｌ含有量の範囲は、実施例における表１中の発明鋼２のＡｌ含有量が０．０８９％であり、発明鋼９のＡｌ含有量が０．２４１％であることを理由に、０．０８９〜０．２４１％に規定する。このＡｌ量により、後述するＮ量と協働して固溶Ａｌ量を上記の好ましい量の０．０８％以上にせしめるものである。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４３】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
Ｎが鋼中のＴｉと結びつくと、粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成する。このＴｉＮがＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなるため、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出は、逆に阻害される。この結果、粗大なＴｉＮの生成は、粗大粒の生成を促進するという、悪影響をもたらす。このＴｉＮに基づく悪影響は、Ｎ量が０．０１％を超える場合特に顕著である。以上の理由から、Ｎの含有量を０．０１％以下にする必要がある。更に好ましくは、Ｎの含有量を０．００５１％未満に制限するのが望ましい。本発明は、０．００５１％未満に規定する。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６６】
【表１】
2010082481.tif 000008
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７５】
【表３】
2010082481.tif 000009
【国際調査報告】
2010082481.tif 000010
2010082481.tif 000011
2010082481.tif 000012
2010082481.tif 000013