(57)【要約】【課題】冷間鍛造性に優れており、かつ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を提供すること。【解決手段】本発明の肌焼鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｂを所定量含有すると共に、Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上、Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２個／μｍ2以下であり、金属組織が、パーライトフェライト混合組織であり、該混合組織の面積率が８０％以上であって、パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの面積率が金属組織全体に対して１０％以下であること。【選択図】図１
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【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：０．３０〜０．８０％、
Ｐ  ：０％超〜０．０３０％、
Ｓ  ：０％超〜０．０２０％、
Ｃｒ：０．８０〜２．００％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：０％超〜０．００５％、
Ｔｉ：０．０４０〜０．２００％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、残部が鉄、および不可避的不純物であって、
Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上、
Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２個／μｍ2以下であり、
金属組織が、パーライトフェライト混合組織であって、該混合組織の面積率が８０％以上であり、
パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ
円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの面積率が金属組織全体に対して１０％以下であることを特徴とする優れた冷間鍛造性を有し、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：０％超〜２．０％を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
更に、Ｃｕ：０％超〜０．１０％、およびＮｉ：０％超〜３．０％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。
【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、冷間鍛造後の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の素材となる肌焼鋼に関する。より詳細には、優れた冷間鍛造性を有し、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、冷間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、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ等の析出物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２００５−１４６３０３号公報
【特許文献２】特開２０１２−２０７２４４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。従来技術では高温化する近年の浸炭条件においては析出物密度が不足し、旧オーステナイト（以下、「旧γ」ということがある）粒の粗大化が発生することや、加熱速度が遅い浸炭条件においてはパーライトがフェライトに先んじてオーステナイト（以下、「γ」ということがある）変態するために、過度にパーライトが凝集する部位では部分的な旧γ粒成長である異常粒成長が生じやすくなることが判明した。
【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、冷間鍛造性に優れており、かつ浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化熱処理において結晶粒粗大化を抑制して異常粒発生を防止できる肌焼鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼は、Ｃ：０．１０〜０．３０％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、Ｐ：０％超〜０．０３０％、Ｓ：０％超〜０．０２０％、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０％超〜０．００５％、Ｔｉ：０．０４０〜０．２００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部が鉄、および不可避的不純物であって、Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上、Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２個／μｍ2以下であり、金属組織が、パーライトフェライト混合組織であり、該混合組織の面積率が８０％以上であって、パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの面積率が金属組織全体に対して１０％以下であることに要旨を有する。
【０００９】
本発明の肌焼鋼は、必要に応じて、更に他の元素として、（Ｉ）Ｍｏ：０％超〜２．０％、（ＩＩ）Ｃｕ：０％超〜０．１０％およびＮｉ：０％超〜３．０の少なくとも１種、等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。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、化学組成を適切に調整し、Ｔｉを含有する炭化物、および炭窒化物のうち、円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の密度を所定量以上確保するとともに、ＴｉおよびＳを含有する粗大な析出物の密度を抑制し、更に金属組織をパーライトフェライト混合組織を主体とし、パーライトを所定の面積率に制御すると共に粗大なパーライトの面積率を抑制しているため、優れた冷間鍛造性を有し、また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】
【００１１】
【図１】浸炭処理時の熱処理パターンと浸炭処理前後の析出物と組織の挙動の概念を示した模式図である。
【図２】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】
【００１２】
上記特許文献１、２に開示されているように、Ｔｉ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。
【００１３】
そこで本発明者らは、微細析出物、および金属組織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、および金属組織について鋭意検討を重ねた。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有効に作用するのは、Ｔｉを含有する炭化物、および炭窒化物のうち、円相当直径１０ｎｍ以上、２００ｎｍ未満のものであること（以下、「１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等」ということがある）、また上記（ｉ）の１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を所定量確保するためには、（ｉｉ）Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の粗大な析出物（以下、「粗大なＴｉ−Ｓ析出物」ということがある）を抑制することが重要であること、（ｉｉｉ）また更に金属組織を適切に制御して上記（ｉ）の１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の固溶量を低減することにより、浸炭処理時の異常粒発生を抑制できることを見出し、本発明を完成した。
【００１４】
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は浸炭処理時の熱処理パターンと浸炭処理前後の析出物と組織の挙動の概念を示した模式図である。浸炭前の状態、すなわち熱処理パターンのＳＴＡＧＥ１において金属組織には塊状パーライト、すなわち、円相当直径１００μｍ以上のパーライト（以下、「パーライト凝集部」ということがある）が存在する場合、浸炭加熱期の２相域、すなわち熱処理パターンのＳＴＡＧＥ２では、パーライトがオーステナイト変態し、フェライト＋オーステナイトの状態となる。この間ＳＴＡＧＥ１で析出していた１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物、もしくはＴｉ炭窒化物（以下、（「１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等」ということがある）は固溶限の上昇とともにマトリックス中に徐々に固溶する。この際、加熱速度が不十分で２相域の滞在時間が長くなるとパーライト凝集部はフェライトよりも固溶限が高いオーステナイトへと変態するため、異常粒発生抑制に有効な１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶し、ピンニング効果が失われ局所的な結晶粒が粗大化して異常粒が発生しやすくなる。さらにγ単相域、すなわち熱処理パターンのＳＴＡＧＥ３まで温度を上昇させて保持するとマトリックスの固溶限が更に上昇するため、より多くの１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中に固溶し、異常粒が生じやすくなる。
【００１５】
以上の過程のように結晶粒成長はパーライトの凝集と微細なＴｉ炭化物等の固溶が深く関与しており、結晶粒粗大化を防止するためにはパーライト凝集部の低減と浸炭過程におけるピンニング効果を発揮する１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等のマトリックスへの固溶を低減することが有効であると考えられる。特にピンニング効果を発揮する１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等のマトリックスへの固溶を低減するためには、添加したＴｉをより有効利用することが重要である。そこで、ピンニング効果に有効ではない粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度を低減しなければならない。
【００１６】
本発明者らが更に検討を重ねた結果、以下の３要件を満たすことにより、優れた冷間鍛造性を確保しつつ、浸炭処理時の異常粒発生を抑制できることが判明した。
（ａ）Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物、すなわち、１０ｎｍ以上のＴｉ炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上
（ｂ）Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物、すなわち、粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度が０．２個／μｍ2以下
（ｃ）（ｃ−１）金属組織が、パーライトフェライト混合組織であって、該混合組織の面積率が８０％以上であり、（ｃ−２）パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ（ｃ−３）円相当直径が１００μｍ以上のパーライト、すなわち、パーライト凝集部の面積率が金属組織全体に対して１０％以下
【００１７】
以下、各要件について説明する。
【００１８】
（ａ）１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度が１０個／μｍ2以上
１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等は、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、好ましくは１５個／μｍ2以上、さらに好ましくは２０個／μｍ2以上である。１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度の上限は特に限定されないが、通常は１５０個／μｍ2以下であり、好ましくは１２０個／μｍ2以下、より好ましくは１００個／μｍ2以下である。
【００１９】
なお、浸炭処理時に上記１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中に固溶することなく、より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、１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等を所定量確保することも有効である。したがって１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等の密度は、好ましくは１０個／μｍ2以上、より好ましくは１５個／μｍ2以上である。１０ｎｍ未満のＴｉ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炭化物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。
【００２０】
本発明におけるＴｉ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のピークが検出される析出物を意味する。
【００２１】
（ｂ）粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度が０．２個／μｍ2以下
粗大な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上記（ａ）１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の個数を確保することができない。そこで粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度は０．２個／μｍ2以下、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。粗大なＴｉ−Ｓ析出物は少なければ少ない程よいが、通常は０個／μｍ2を超える値である。本発明における粗大なＴｉ−Ｓ析出物は、ＥＤＸ等を用いた元素分析により、Ｔｉ、およびＳのピークが検出される析出物を意味する。
【００２２】
（ｃ）（ｃ−１）金属組織が、パーライトフェライト混合組織であって、該混合組織の面積率が８０％以上
冷間鍛造に供する肌焼鋼の組織は、ベイナイトやマルテンサイトを多く含んでいる場合、冷間鍛造時の変形抵抗が増すことや、その後の浸炭時に結晶粒の粗粒化を生じやすくなることから、パーライトフェライト混合組織を主体とする必要がある。具体的にはパーライトフェライト混合組織の面積率は全金属組織の８０％以上、より好ましくは９０％以上、更に好ましくは１００％である。なお、パーライトフェライト混合組織以外の組織は、特に限定されないが、例えばベイナイトやマルテンサイトの単相またはこれらの複合組織である。
（ｃ−２）パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下
また冷間鍛造時の変形抵抗低減のために、パーライトの面積率は金属組織全体に対して２５％以下、好ましくは２３％以下、より好ましくは２０％以下である。
（ｃ−３）パーライト凝集部の面積率が金属組織全体に対して１０％以下
パーライト凝集部が多すぎると、異常粒発生抑制に有効な上記（ａ）１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等のマトリックス中への固溶量が増大し、ピンニング効果が失われる。したがって、パーライト凝集部の面積率は金属組織全体に対して１０％以下、好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。
【００２３】
本発明では上述したように、鋼中における１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を確保するために、粗大なＴｉ−Ｓ析出物を抑制すると共に、金属組織に制御することに加えて、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。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃ含有量は０．１０％以上、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、パーライト量が増大し冷間鍛造性を悪化させる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下、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作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、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。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、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：０．３０〜０．８０％
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入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には、Ｍｎ含有量は０．３０％以上、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４００％以上である。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、冷間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。したがって、Ｍｎ含有量は０．８０％、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
【００２７】
Ｐ：０％超〜０．０３０％
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。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下、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、したがってＰ含有量は０％超であり、通常は少なくとも０．０００１％程度は含まれる。
【００２８】
Ｓ：０％超〜０．０２０％
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には、Ｓ含有量は０％超、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００３％以上である。しかしながら、Ｓを過剰に含有させると、粗大なＴｉ−Ｓ析出物密度の増大や、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度の低下によって結晶粒が粗大化することがある。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１３％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
【００２９】
Ｃｒ：０．８０〜２．００％
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には、Ｃｒ含有量は０．８０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．００％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。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下、好ましくは１．９５％以下、より好ましくは１．９０％以下、さらに好ましくは１．８０％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には、Ａｌ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、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。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
【００３１】
Ｎ：０％超〜０．００５％
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１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等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含有量は０％超、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％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、切削性や冷間鍛造性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
【００３２】
Ｔｉ：０．０４０〜０．２００％
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１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等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含有量は０．０４０％以上、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を形成し、切削性や冷間鍛造性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下、好ましくは０．１８０％以下、より好ましくは０．１５０％以下である。
【００３３】
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、微量でも浸炭処理における焼入性向上に特に有効に作用する元素であり、また結晶粒界を強化し衝撃強度向上に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても上記効果は飽和すると共に、Ｂ窒化物が生成されて冷間鍛造性を劣化させる。したがってＢ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％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、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
【００３５】
更に本発明では、必要に応じて、更に（ａ）Ｍｏ：０％超〜２．０％、（ｂ）Ｃｕ：０％超〜０．１０％、およびＮｉ：０％超〜３．０％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：０％超〜２．０％
Ｍｏは、浸炭処理における焼入性向上に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは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。したがって、Ｍｏ含有量は好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下である。
【００３７】
Ｃｕ：０％超〜０．１０％、およびＮｉ：０％超〜３．０％の少なくとも１種
Ｃｕ、およびＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性向上に有効に作用する元素である。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改善にも有効に作用する元素である。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ含有量は０％超、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉ含有量は０％超、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは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。したがって、Ｃｕ含有量は好ましくは０．１０％以下、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含有量は好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下である。ＣｕとＮｉは、何れか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
【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、および棒鋼圧延時の加熱温度と加熱保持時間、並びに棒鋼圧延後の冷却速度を適切に調整することが好ましい。具体的には、まず６００〜７５０℃未満で予備加熱した後、分塊時の加熱は１１５０〜１２５０℃で０．５〜１．０時間とし、棒鋼圧延時の加熱は８００〜１１００℃で０．５〜１．５時間とする。また棒鋼圧延後の平均冷却速度は４０℃／時間以下とする。
【００３９】
本発明において、分塊圧延では、粗大なＴｉ−Ｓ析出物の生成を抑制すると共に、鋳造段階で生成したＴｉ炭化物等をできるだけマトリックス中に固溶させず、異常粒発生抑制に有効な１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の核となる析出物を確保する。
【００４０】
また棒鋼圧延では、分塊圧延にて残存させたＴｉ炭化物等をオストワルド成長させ、異常粒成長に有効な１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を上記密度に到達させると共に、その冷却過程では異常粒成長の抑制ならびに冷間鍛造性の確保のためパーライト制御を行う。
【００４１】
従来の分塊圧延では、鋼材を本加熱炉へ挿入した後、室温から分塊圧延温度まで加熱しているが、Ｔｉ炭化物等の固溶量が多くなる７５０℃以上での滞在時間が長いため、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中に固溶していた。ところが分塊圧延温度に到達するまでに所定の温度で予備加熱を行って鋼材の温度を均一にしてから、分塊圧延温度に加熱することで１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の固溶を抑制できる。このような効果を発揮するためには、予備加熱温度は好ましくは６００℃以上、より好ましくは６３０℃以上である。しかしながら予備加熱温度が高すぎると１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の固溶量が多くなる。したがって予備加熱温度は好ましくは７５０℃未満、より好ましくは７３０℃以下である。予備加熱時間は特に限定されず、鋼材の温度が均一となるように調整すればよいが、予備加熱時間が短すぎると鋼材の温度にバラツキが生じるため、予備加熱時間は好ましくは０．５時間以上、より好ましくは１．０時間以上である。一方、予備加熱時間が長すぎると、１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶するため、好ましくは５．０時間以下、より好ましくは３．０時間以下である。予備加熱を行う場合は、あらかじめ予備加熱炉で所定の温度で加熱保持した後、本加熱炉で所定の分塊圧延温度まで加熱すればよい。
【００４２】
分塊圧延時の加熱温度が１１５０℃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、加熱温度は好ましくは１１５０℃以上、より好ましくは１１６０℃以上、さらに好ましくは１１７０℃以上である。しかしながら、加熱温度が高くなり過ぎると、鋳造段階で生成した１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶すると共に、粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度が増大する。したがって分塊圧延時の加熱温度は好ましくは１２５０℃以下、より好ましくは１２３０℃以下、さらに好ましくは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１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶する。したがって加熱保持時間は、好ましくは１時間以下、より好ましくは５０分以下である。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、加熱保持時間は好ましくは３０分以上、より好ましくは３５分以上である。
【００４３】
上記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になる。このため棒鋼圧延時の加熱温度は好ましくは８００℃以上、より好ましくは８２０℃以上、さらに好ましくは８５０℃以上である。しかしながら、棒鋼圧延時の加熱温度が１１００℃を超えると、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度が低下する。このため、加熱温度は好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０５０℃以下、更に好ましくは１０００℃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炭化物等の密度が低下する。このため加熱保持時間は好ましくは１．５時間以下、より好ましくは１．２５時間以下である。一方、加熱保持時間が短すぎると鋼材の温度ムラがあり、材質のばらつきにつながるため、加熱保持時間は好ましくは０．５時間以上、より好ましくは０．７５時間以上である。
【００４４】
棒鋼圧延後、室温まで冷却するが、棒鋼圧延後の冷却速度が速すぎると、パーライト、およびパーライト凝集部が過剰に生成し、それぞれ冷間鍛造性の悪化、異常粒成長の発生を引起す要因となる。このため平均冷却速度は好ましくは４０℃／時間以下、より好ましくは３０℃／時間以下、さらに好ましくは２５℃／時間以下である。
【００４５】
上記のように分塊圧延時、および棒鋼圧延時の加熱温度と加熱保持時間、並びに棒鋼圧延後の冷却速度の条件を満足させることによって、上記本発明の肌焼鋼が得られる。
【００４６】
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、また冷間鍛造性に優れたものとなる。
【００４７】
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】
【００４８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・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。
【００４９】
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。
【００５０】
【表１】
2015189987.tif 000003
【００５１】
得られた各種鋼片を用い、下記表２に示す分塊圧延温度、およ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。なお、条件Ａでは７００℃で１時間の予備加熱を行ってから分塊圧延温度まで加熱した。次いで、下記表２に示す棒鋼圧延温度、及び加熱保持時間で加熱して棒鋼圧延を行い、直径：２３ｍｍの棒鋼を製造した。
【００５２】
【表２】
2015189987.tif 000004
【００５３】
１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等、および粗大なＴｉ−Ｓ析出物の 観察を次の手順で行った。
【００５４】
（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、すなわちエタノールと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、前記横断面の棒鋼直径Ｄ／４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のピークが検出される析出物を「Ｔｉ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。なお、表中、Ｔｉを含有する炭化物及び炭窒化物の個数密度は円相当直径に応じて「Ｔｉ炭（窒）化物密度（個／μｍ2）」の各欄、Ｔｉ及びＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の個数密度は「Ｔｉ、Ｓ析出物密度（個／μｍ2）」に記載した。
【００５５】
（パーライト面積率（％）、フェライト面積率（％）、および円相当直径１００μｍ以上のパーライト面積率（％）の測定）
次に、得られた棒鋼のＤ／４位置において、棒鋼の横断面を機械研磨した後、ピクラル液によりエッチングを行い、光学顕微鏡により１００倍で観察を行った。金属組織分率の判定は住友金属テクノロジー社製粒子解析Ｖｅｒ．３．０により行った。さらに円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの視野内における面積率を測定し、「パーライト凝集部面積率（％）」欄に記入した。
【００５６】
次に、得られた棒鋼のＤ／４位置を中心として、試験片の長手方向が圧延方向と並行になるようにφ２０ｍｍ×３０ｍｍの円柱試験片を作製し、円柱試験片の長手方向に５０％の冷間圧縮、すなわち冷間鍛造を行った。この際、割れが発生した試験片については表中に「冷鍛時  割れ発生」と記入すると共に、下記結晶粒度番号の判定は行わなかった。一方、冷間鍛造時に割れが発生しなかった試験片は図２で示すとおり、ＣＰ（カーボンポテンシャル）０．８％、温度９３０℃、９５０℃、９８０℃の各温度で６時間浸炭して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。
【００５７】
（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、すなわち表面から２ｍｍの深さで行い、結晶粒が最も大きくなった部分の粒度番号を測定し、最大γ粒度とした。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。
【００５８】
【表３】
2015189987.tif 000005
【００５９】
表３の試験Ｎｏ．１〜４３は、本発明で規定する化学組成を満足する鋼を、適切な製造条件で製造したため、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等、粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度、および金属組織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。
【００６０】
一方、表３の試験Ｎｏ．４４〜６０は、鋼の化学組成または製造条件が不適切だったため１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等や粗大なＴｉ−Ｓ析出物の密度、金属組織を、本発明で規定する範囲に調整することができず、冷間鍛造時に割れが発生、あるいは浸炭処理時に異常粒が発生した。
【００６１】
Ｎｏ．４４は、Ｃ量が多い鋼Ｚ１を用いた例であり、パーライト面積率が高くなり、冷間鍛造性が悪化した。
【００６２】
Ｎｏ．４５は、Ｓｉ量が多い鋼Ｚ２を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。
【００６３】
Ｎｏ．４６は、Ｍｎ量が多い鋼Ｚ３を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。
【００６４】
Ｎｏ．４７は、Ｓ量が多い鋼Ｚ４を用いた例であり、粗大なＴｉ−Ｓ析出物が増加し、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保できず、異常粒が発生した。
【００６５】
Ｎｏ．４８は、Ａｌ量が多い鋼Ｚ５を用いた例であり、鋼の変形抵抗が増大し、冷間鍛造時に割れが発生した。
【００６６】
Ｎｏ．４９は、Ｎ量が多い鋼Ｚ６を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。これは鋼中にＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物が過剰に形成されたためと考えられる。
【００６７】
Ｎｏ．５０はＴｉ量が少ない鋼Ｚ７を用いた例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保できず、異常粒が発生した。
【００６８】
Ｎｏ．５１はＴｉ量が多い鋼Ｚ８を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。これは鋼中に過剰なＴｉＮが析出したためと考えられる。
【００６９】
Ｎｏ．５２〜５４は、分塊圧延時に予備加熱を行わなかった製造条件Ｂを採用した例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保できず、異常粒が発生した。
【００７０】
Ｎｏ．５５〜５７は、予備加熱を行わず、また分塊圧延時の加熱保持時間が長く、所定の温度で棒鋼圧延を行わなかった製造条件Ｃを採用した例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ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。
【００７１】
Ｎｏ．５８〜６０は、予備加熱を行わず、また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、さらに棒鋼圧延後の冷却速度が速い製造条件Ｄを採用した例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保することができず、またパーライト凝集部の面積率が高く、異常粒が発生した。
【図１】
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【図２】
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