(57)【要約】【課題】浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化熱処理において、異常粒発生を防止できる肌焼鋼及を提供することを目的とする。【解決手段】本発明の肌焼鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ、Ｔｉを所定量含有するとともに、Ｔｉ及びＮｂを含有する円相当径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物及び炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上であり、Ｔｉ及びＮｂを含有する円相当径１０ｎｍ未満の炭化物及び炭窒化物の密度が５０個／μｍ2以上であり、更にＴｉ及びＳを含有する円相当径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２０個／μｍ2以下であることを特徴とし、浸炭処理時の異常粒発生が抑制できる。【選択図】図１
2015160979.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｐ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．０４０〜０．１５０％、
Ｔｉ：０．０４０〜０．１５０％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であって、
Ｔｉ及びＮｂを含有する円相当径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物及び炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上であり、
Ｔｉ及びＮｂを含有する円相当径１０ｎｍ未満の炭化物及び炭窒化物の密度が５０個／μｍ2以上であり、更に
Ｔｉ及びＳを含有する円相当径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２０個／μｍ2以下であることを特徴とする浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼。
【請求項２】
更に、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
更に、Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）及びＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼鋼を用いて得られた、表面が浸炭処理されている機械構造部品であって、浸炭層の旧オーステナイト粒度番号の最小値が６．０以上であることを特徴とする機械構造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車等の輸送機器、建設機械、その他の産業機械等において、浸炭処理や浸炭窒化処理（以下、これらをまとめて「浸炭処理」と呼ぶ場合がある）等の表面硬化熱処理をして製造される機械構造部品、及びその素材となる肌焼鋼に関する。より詳細には、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
輸送機器、建設機械、その他の産業機械等において、高強度が要求される機械構造部品の素材には、ＪＩＳ規格で定められたＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭ等の機械構造用合金鋼鋼材（いわゆる、肌焼鋼）が使用されるのが一般的である。この肌焼鋼を、鍛造や切削等の機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化熱処理を施し、その後研磨等を行うことによって機械構造部品が製造される。
【０００３】
上記のような表面硬化熱処理においては、製造時のリードタイムを短縮するため、高温化を図ることによって、熱処理時間の短縮化等が行われている。しかしながら、表面硬化熱処理を高温化すると、機械構造部品の結晶粒が粗大化し、機械的特性が劣化するという問題が生じる。
【０００４】
このような結晶粒粗大化を防止する技術として、例えば特許文献１、２が提案されている。これらの技術では、ＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物（特許文献１）や、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物（特許文献２）を鋼中に分散させることによってピンニング効果を発揮させ、結晶粒の粗大化を防止している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００７−１６２１２８号公報
【特許文献２】特開２００７−３２１２１１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
これまで提案されている技術のように、析出物によるピンニング効果を利用した結晶粒粗大化防止技術では、１０ｎｍ以上の微細な析出物を利用していると考えられる。しかしながら、本発明者らが調査したところ、これまで提案されてきたピンニング効果を利用した技術では、近年の高温化する浸炭条件においては析出物密度が不足し、部分的に結晶粒が粗大化して異常粒が発生することが判明した。
【０００７】
本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化熱処理において、異常粒発生を防止できる肌焼鋼及びこれを用いた機械構造部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を達成した本発明の肌焼鋼は、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｐ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．０４０〜０．１５０％、
Ｔｉ：０．０４０〜０．１５０％
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であって、
Ｔｉ及びＮｂを含有する円相当径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物及び炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上であり、
Ｔｉ及びＮｂを含有する円相当径１０ｎｍ未満の炭化物及び炭窒化物の密度が５０個／μｍ2以上であり、更に
Ｔｉ及びＳを含有する円相当径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２０個／μｍ2以下であることを特徴とし、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能である。
【０００９】
本発明の肌焼鋼は、必要に応じて更に（ａ）Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）及びＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種、を含有することが好ましい。
【００１０】
本発明は、上記したいずれかの肌焼鋼を用いて得られた、表面が浸炭処理されている機械構造部品であって、浸炭層の旧オーステナイト粒度番号の最小値が６．０以上である機械構造部品も包含する。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、化学組成を適切に調整し、Ｔｉ及びＮｂを含有する炭化物及び炭窒化物のうち、円相当径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満のもの、及び円相当径１０ｎｍ未満のものをそれぞれ所定量以上確保するとともに、Ｔｉ及びＳを含有する所定の大きさの析出物の密度を抑制しているため、浸炭処理時の異常粒発生を防止できる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、浸炭処理前後の析出物の挙動の概念を示した模式図である。
【図２】図２は、浸炭処理時の熱処理パターンを示した模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
上述した特許文献１、２に開示されるように、Ｔｉ、Ｎｂを含有する微細析出物は結晶粒粗大化防止に有効であるが、その密度が不足すると、不足した部分で結晶粒の粗大化が生じ、異常粒が発生した状態となる。特に近年の浸炭温度の高温化により、従来までに提案されてきた微細析出物によるピンニング効果では、異常粒発生を十分に抑制することができなかった。
【００１４】
そこで、本発明者らは、微細析出物が異常粒発生に与える影響を検討し、異常粒発生を抑制できる微細析出物の析出状態について鋭意研究を重ねた。その結果、（i）微細析出物のうち、結晶粒の粗大化を防止して異常粒発生を抑制するのに最も有効であるのは、Ｔｉ及びＮｂを含有する炭化物及び炭窒化物（以下、「（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等」と呼ぶ場合がある。）のうち、サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満のものであること、また前記した（i）の炭化物等を所定量確保するためには、(ii)Ｔｉ及びＳを含有する粗大な析出物（以下、「粗大な（Ｔｉ、Ｓ）析出物」と呼ぶ場合がある。）を抑制することが重要であることが判明した。更に、浸炭処理時に前記した(i)の炭化物等がマトリックス中に固溶することなく、有効にピンニング効果を発揮して異常粒発生を抑制するためには、（iii）（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等のうち、サイズが１０ｎｍ未満であるものを所定量確保する必要があることも明らかになった。なお、本明細書において、炭化物等及び析出物のサイズは全て円相当径を意味する。
【００１５】
本発明者らは、浸炭処理時における異常粒発生が起こる原因について、図１のように考えた。図１は、浸炭処理前後の析出物の挙動の概念を示した模式図である。
【００１６】
ＴｉとＳは結合して析出物を形成するが、粗大な（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度が高いと、異常粒発生抑制に有効な１０ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等に、Ｔｉが有効に利用されない。そこで、粗大な（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度は低減しなければならない。
【００１７】
また、浸炭処理時には常温に比べてＴｉ及びＮｂの固溶限が上昇するため、ナノオーダーのサイズの（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等はマトリックス中に固溶しやすくなる。このとき、サイズの小さい（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の方がマトリックスに固溶しやすいため、１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等を十分に確保し、浸炭時にこれらを優先的に固溶させてマトリックスの固溶限までの固溶量を補う。これによって異常粒発生を抑制するのに有効な１０ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等が、浸炭処理時にマトリックス中へ固溶するのを防止できると考えられる。
【００１８】
以上のような考えに基づき、本発明では、浸炭処理時の異常粒発生を抑制するために、具体的に、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を１０個／μｍ2以上、１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度が５０個／μｍ2以上とし、更に２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度が０．２０個／μｍ2以下とする。
【００１９】
１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等（すなわち、Ｔｉ及びＮｂを含有する炭化物及び炭窒化物）は、浸炭処理時の結晶粒粗大化防止に有効に働き、異常粒発生を抑制できる。このような効果を有効に発揮させるため、その密度は１０個／μｍ2以上必要であり、好ましくは１５個／μｍ2以上、より好ましくは２０個／μｍ2以上である。１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度の上限は特に限定されないが、通常１５０個／μｍ2程度であり、１２０個／μｍ2以下が好ましく、より好ましくは１００個／μｍ2以下である。
【００２０】
１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等（すなわち、Ｔｉ及びＮｂを含有する炭化物及び炭窒化物）は、浸炭処理時にマトリックス中に固溶するとともに、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等をオストワルド成長させ、マトリックス中への固溶を防止する。このような効果を有効に発揮させるため、１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度は、５０個／μｍ2以上必要であり、好ましくは１００個／μｍ2以上、より好ましくは１５０個／μｍ2以上である。１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度の上限は特に限定されないが、通常３００個／μｍ2程度である。なお、１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等として測定される（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等のサイズの下限は特に限定されないが、電子顕微鏡等の測定装置の測定限界があるため、通常２ｎｍ程度である。
【００２１】
本発明における（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＥＤＸ）等を用いた元素分析により、Ｃ又はＮを示すピークが検出されるとともに、Ｔｉ及びＮｂのピークが検出される析出物を意味する。
【００２２】
２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度が多くなりすぎると、異常粒発生の抑制に有効な１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の個数を確保することができない。そこで、２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度は０．２０個／μｍ2以下とする必要があり、好ましくは０．１５個／μｍ2以下、より好ましくは０．１０個／μｍ2以下である。２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物は少なければ少ない程よいが、通常０個／μｍ2を超える値である。本発明における（Ｔｉ、Ｓ）析出物は、ＥＤＸ等を用いた元素分析により、Ｔｉ及びＳのピークが検出される析出物を意味する。
【００２３】
本発明は、上述したような炭化物等及び析出物の制御に加えて、肌焼鋼としての基本的な特性を発揮させるため、その化学組成も適切に調整する必要がある。以下に説明する。
【００２４】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、浸炭部品として必要な芯部硬さを確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、硬さ不足により浸炭部品としての静的強度が不足する。従ってＣ含有量は０．１０％以上とする必要があり、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、硬さが過度に高くなるため靭性が低下し、衝撃特性が劣化するとともに、冷間鍛造性も低下する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とする必要があり、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
【００２５】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、焼戻し硬さの低下を抑えて機械構造部品の面疲労特性を改善するのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｓｉは０．０１％含有させる必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、被削性や鍛造性等の部品成形性に悪影響を及ぼす。こうした観点からＳｉ含有量は０．５０％以下とする必要があり、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００２６】
Ｍｎ：０．８０〜２．００％
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入れ性を高めるのに有効な元素である。また、Ｍｎは脱酸剤としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。更に、Ｍｎは赤熱脆性を防止する作用も有する。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｎは０．８０％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８５％以上であり、より好ましくは０．９０％以上である。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、鍛造性が悪化しやすくなると共に、材質のばらつきが大きくなる。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする必要があり、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．７％以下である。
【００２７】
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃疲労特性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする必要があり、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程の制約上０％とすることは難しく、通常０．００１％程度は含まれる。
【００２８】
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工するときの被削性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｓは０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になってＭｎＳの生成量が多くなると、Ｔｉ及びＳを含有する析出物密度の増大や、機械構造部品としての強度劣化を引き起こす。こうした観点から、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする必要があり、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００２９】
Ｃｒ：０．５０〜１．５０％
Ｃｒは、浸炭を促進し、鋼の表面に硬化層を形成するために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｃｒは０．５０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．６０％以上、より好ましくは０．７０％以上である。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、過剰浸炭を引き起こし、機械構造部品の強度を低下させる。こうした観点から、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とする必要があり、好ましくは１．４５％以下、より好ましくは１．４０％以下である。
【００３０】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるため、Ａｌは０．０１％以上含有させる必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、鋼の変形抵抗が増大し、冷間鍛造性が劣化する。従って、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする必要があり、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
【００３１】
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％
Ｎは、機械構造部品の結晶粒度を適切に調整するために作用するＴｉＮｂ炭窒化物を形成するために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００１０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００３０％以上である。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、鋼中にＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物が多量に形成され、切削性や鍛造性を劣化させる。こうした観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
【００３２】
Ｎｂ：０．０４０〜０．１５０％
Ｎｂは、機械構造部品の結晶粒度を適切に調整するために作用するＴｉＮｂ炭化物及び炭窒化物を形成するために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．０４０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０４５％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、鋼中に過剰にＴｉＮｂ炭化物及び炭窒化物を形成し、切削性や鍛造性を劣化させる。こうした観点からＮｂ含有量は０．１５０％以下とする必要があり、好ましくは０．１２０％以下、より好ましくは０．１００％以下である。
【００３３】
Ｔｉ：０．０４０〜０．１５０％
Ｔｉは、機械構造部品の結晶粒度を適切に調整するために作用するＴｉＮｂ炭化物及び炭窒化物を形成するために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．０４０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０４５％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、鋼中に過剰にＴｉＮやＴｉＮｂ炭化物及び炭窒化物を形成し、切削性や鍛造性を劣化させる。こうした観点からＴｉ含有量は０．１５０％以下とする必要があり、好ましくは０．１２０％以下、より好ましくは０．１００％以下である。
【００３４】
本発明に係る肌焼鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
【００３５】
さらに本発明では、必要に応じて更に（ａ）Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）及びＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて肌焼鋼の特性が更に改善される。
【００３６】
Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、浸炭処理における焼入性を向上する元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｏを０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、切削性や鍛造性を劣化させる。従って、Ｍｏ含有量は２．０％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
【００３７】
Ｃｕ：０．１０％以下（０％を含まない）及びＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種
Ｃｕ及びＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性を高めるのに有効な元素である。また、ＣｕとＮｉは、Ｆｅよりも酸化され難い元素であるため、機械構造部品の耐食性を改善するのにも作用する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０４％以上である。Ｎｉは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間鍛造性が低下し、割れなどの問題が発生しやすくなる。従って、Ｃｕ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。またＮｉを過剰に含有させるとコスト高となるため、Ｎｉ含有量は３．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下である。ＣｕとＮｉは、何れか一方を含有しても良いし、両方を含有しても良い。
【００３８】
本発明の肌焼鋼を製造するためには、所定の化学組成の鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造、分塊圧延した後、棒鋼圧延するという一連の工程において、特に分塊圧延時及び棒鋼圧延時の加熱温度と加熱保持時間を適切に調整することが好ましい。具体的には、分塊圧延時の加熱を１０００〜１２５０℃で３０分未満とし、棒鋼圧延時の加熱を８００〜１０００℃で６０分以下とする。
【００３９】
本発明において、分塊圧延では、（Ｔｉ、Ｓ）析出物の生成を抑制しすると共に、鋳造段階で生成した（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等をできるだけマトリックス中に固溶させず、異常粒発生の抑制に有効な１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の核となる析出物を確保する。また、棒鋼圧延では、分塊圧延にて残存させた（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等をオストワルド成長させ、異常粒発生の抑制に有効な１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等を上述した密度に到達させる。
【００４０】
分塊圧延時の加熱温度が１０００℃を下回ると、分塊圧延時の圧延機への負荷が大きくなり、所望形状への圧延が困難になる。このため、加熱温度は１０００℃以上が好ましい。加熱温度は１１２０℃以上がより好ましく、更に好ましくは１１５０℃以上である。しかしながら、加熱温度が高くなりすぎると、鋳造段階で生成した（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等がマトリックス中に固溶するとともに、２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度が増大する。従って、分塊圧延時の加熱温度は１２５０℃以下が好ましく、より好ましくは１２３０℃以下であり、更に好ましくは１２００℃以下である。また前記温度範囲での加熱保持時間が長すぎると、鋳造段階で生成した（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等がマトリックス中へ固溶する。従って、加熱保持時間は３０分未満が好ましく、より好ましくは２５分未満である。一方、加熱保持時間が短すぎると鋼材の温度ムラができ、材質のばらつきにつながるため、加熱保持時間は５分以上が好ましく、より好ましくは１０分以上である。
【００４１】
棒鋼圧延時の加熱温度が８００℃を下回ると、棒鋼圧延機への負荷が大きくなり、所望形状への圧延が困難となる。このため、棒鋼圧延時の加熱温度は８００℃以上が好ましく、より好ましくは８２０℃以上であり、更に好ましくは８５０℃以上である。しかしながら、棒鋼圧延時の加熱温度が１０００℃を超えると１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度が低下する。このため、加熱温度は１０００℃以下が好ましく、より好ましくは９８０℃以下であり、更に好ましくは９５０℃以下である。また、前記温度範囲での加熱保持時間が長すぎると１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度が低下する。このため、加熱保持時間は６０分以下が好ましく、より好ましくは４５分以下である。加熱保持時間が短すぎると鋼材の温度ムラができ、材質のばらつきにつながるため、加熱保持時間は５分以上が好ましく、より好ましくは１０分以上である。
【００４２】
上記のように分塊圧延時及び棒鋼圧延時の加熱温度及び加熱保持時間の条件を満足させることによって、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を１０個／μｍ2以上、１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を５０個／μｍ2以上とし、更に２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度を０．２０個／μｍ2以下とできる。本発明の肌焼鋼の形状は特に限定されないが、例えばφ１０〜１５０ｍｍの棒鋼である。このような要件を満足する本発明の肌焼鋼に、浸炭処理を施して得られる、すなわち表面が浸炭処理されている機械構造部品は、異常粒発生を抑制でき、このような機械構造部品も本発明に含まれる。特に、本発明の機械構造部品は、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に基づいて測定される旧オーステナイト結晶粒度番号の最小値を６番以上とでき、すなわち最も大きな旧オーステナイト結晶粒径を粒度番号で６番以上とでき、異常粒の発生を抑制できる。前記結晶粒度番号の最小値の上限は限定されないが、通常９番程度である。前記浸炭処理条件は特に限定されず、例えば９００〜１０００℃の温度で行えば良く、特に９３０℃以上（更に好ましくは９５０℃以上）のような高温で浸炭を行った場合でも、本発明の肌焼鋼は異常粒発生を抑制でき、異常粒発生の抑制された機械構造部品を得ることができる。
【００４３】
本発明の肌焼鋼を用いた機械構造部品としては、具体的に、歯車、シャフト類、無段変速機（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ  Ｖａｒｉａｂｌｅ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ、ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（Ｃｏｎｓｔａｎｔ  Ｖｅｌｏｃｉｔｙ  Ｊｏｉｎｔ、ＣＶＪ）、軸受等が挙げられる。
【実施例】
【００４４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。
【００４５】
下記表１に示す化学組成を満たす鋼を、通常の溶製法に従って溶製炉で溶製し、鋼片を製造した。
【００４６】
【表１】
2015160979.tif 000003
【００４７】
得られた各種鋼片を、下記表２に示す加熱温度及び加熱保持時間で加熱した後、分塊圧延を行い、室温まで冷却した。次いで、下記表２に示す加熱温度及び加熱保持時間に加熱して棒鋼圧延を行い、直径２３ｍｍの棒鋼を製造した。
【００４８】
【表２】
2015160979.tif 000004
【００４９】
Ｔｉ及びＮｂを含有する炭化物及び炭窒化物、ならびにＴｉ及びＳを含有する析出物の観察を次の手順で行った。
【００５０】
（１）各析出物の密度の測定
得られた棒鋼の横断面（すなわち、棒鋼の軸心と垂直な断面）を機械研磨した後、電解研磨を行い、ナイタール液（エタノールと３％硝酸との混合液）によるエッチングの後、カーボン蒸着を行う抽出レプリカ法によりレプリカ膜を作製した。析出物の観察は、前記横断面のＤ／４（Ｄは棒鋼の直径を表す）位置を、日立製作所製の透過電子顕微鏡Ｈ−８００を用いて７５０００倍で観察することにより行った。観察された析出物の構成元素は、堀場製作所製ＥＤＸ分析装置ＥＭＡＸ−７０００による点分析により測定した。Ｃ又はＮを示すピークが検出されるとともに、Ｔｉ及びＮｂのピークが検出される析出物を「Ｔｉ及びＮｂを含有する炭化物及び炭窒化物」と判断し、Ｔｉ及びＳのピークが検出される析出物を「Ｔｉ及びＳを含有する析出物」と判断した。なお、透過画像にて同様の様相を呈する析出物は同一の構成元素と判定することにより析出物の判定を行った。また、各析出物の密度は、住友金属テクノロジー社製粒子解析Ｖｅｒ．３．０により測定した。測定視野は１．３５μｍ×１．６０μｍとして、５視野観察し、その算術平均値を各析出物の密度とした。結果を下記表３に示す。
【００５１】
次に、得られた棒鋼より、長手方向が圧延方向と平衡になるようにφ２０ｍｍ×Ｌ３０ｍｍの円柱試験片を作製し、該円柱試験片の長手方向に５０％の冷間圧縮（冷間鍛造）を行った。この冷間圧縮を行った試験片を、図２で示す通り、ＣＰ（カーボンポテンシャル）：０．８％、温度：９３０、９５０、９８０℃の各温度で６０分間浸炭して１００℃の油浴に浸漬した後、１７０℃で１２０分間の焼戻し処理を行って、結晶粒度測定用の試験片とした。結晶粒度測定の手順は以下の通りである。
【００５２】
（２）旧オーステナイト粒の結晶粒度番号の判定
前記した結晶粒度測定用の試験片の、圧縮方向に平行な面を切出し、ナイタール液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で観察し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を測定した。粒度番号の測定は、圧縮端部の表層部で行い、結晶粒が最も大きくなった部分の粒度番号（最大γ粒度）を測定した。そして最大γ粒度が６．０以上であるものを、異常粒の「発生なし」と評価した。結果を表３に示す。
【００５３】
【表３】
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【００５４】
表３の試験Ｎｏ．１〜３０は、本発明で規定する化学組成を満足する鋼を、適切な製造条件（分塊圧延時及び棒鋼圧延時の加熱温度及び加熱保持時間）で製造したため、（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等や（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度を本発明の要件を満足するように調整でき、浸炭処理時の異常粒発生を抑制できた。
【００５５】
一方、表３の試験Ｎｏ．３１〜４４は、鋼の化学組成又は製造条件が不適切だったため、（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等や（Ｔｉ、Ｓ）析出物の密度を、本発明で規定する範囲に調整することができず、浸炭処理時の異常粒が発生した。
【００５６】
Ｎｏ．３１はＳ量が多い鋼Ｚ１を用いた例であり、２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物が増加し、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。Ｎｏ．３２はＮｂ量が少ない鋼Ｚ２を用いた例であり、１０ｎｍ未満、及び１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。Ｎｏ．３３はＴｉ量が少ない鋼Ｚ３を用いた例であり、２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物が増加し、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。Ｎｏ．３４はＮｂ及びＴｉ量が少ない鋼Ｚ４を用いた例であり、１０ｎｍ未満、及び１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。Ｎｏ．３５はＮ及びＮｂ量が多い鋼Ｚ５を用いた例であり、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。これは、過剰なＮ量の存在により粗大なＴｉＮが析出し、（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等を形成するためのＴｉ量が不足したため、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度が不足したと考えられる。
【００５７】
Ｎｏ．３６〜３８は、分塊圧延時の加熱保持時間が長い製造条件Ｂを採用した例であり、２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物が増加し、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。Ｎｏ．３９〜４１は分塊圧延時の加熱保持時間が長い製造条件Ｃを採用した例であり、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。Ｎｏ．４２〜４４は、分塊圧延時の加熱温度が高いとともに加熱保持時間が長く、さらに棒鋼圧延時の加熱保持時間が長い製造条件Ｄを採用した例であり、２００ｎｍ以上の（Ｔｉ、Ｓ）析出物が増加し、１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。なお、Ｎｏ．４２〜４４では棒鋼圧延時の加熱保持時間が長いものの、１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を十分に確保できている。これは、Ｎｏ．４２〜４４では、分塊圧延時の加熱温度が高いとともに加熱保持時間も長いため、鋳造時に生成した（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等が十分に固溶し、その結果、分塊圧延時に微細な１０ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等が多く析出したためと考えられる。また、製造条件Ｄのように、鋳造時に生成した（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等を分塊圧延時に一旦固溶させてしまうと、後の棒鋼圧延時に長時間加熱しても１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）炭化物等の密度を十分に確保することができない。
【図１】
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【図２】
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