(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３３％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．３０〜２．８０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．０２５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をさらに熱間加工した状態であって、
そのミクロ組織はフェライトとパーライトからなる組織、フェライトとパーライトとベイナイトからなる組織、またはフェライトとベイナイトからなる組織のいずれかの組織であり、これらミクロ組織における、フェライト組織のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト組織のパーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト組織のベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、ベイナイト組織が存在する場合はその面積率を８５％以下であり、かつ前述のミクロ組織の硬さは１３０〜３５０ＨＶであることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．２５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．５０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をさらに熱間加工した状態であって、
そのミクロ組織はフェライトとパーライトからなる組織、フェライトとパーライトとベイナイトからなる組織、またはフェライトとベイナイトからなる組織のいずれかの組織であり、これらミクロ組織における、フェライト組織のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト組織のパーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト組織のベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、ベイナイト組織が存在する場合はその面積率を８５％以下であり、かつ前述のミクロ組織の硬さは１３０〜３５０ＨＶであることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をさらに熱間加工した状態であって、
そのミクロ組織はフェライトとパーライトからなる組織、フェライトとパーライトとベイナイトからなる組織、またはフェライトとベイナイトからなる組織のいずれかの組織であり、これらミクロ組織における、フェライト組織のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト組織のパーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト組織のベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、ベイナイト組織が存在する場合はその面積率を８５％以下であり、かつ前述のミクロ組織の硬さは１３０〜３５０ＨＶであることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに１項に記載の化学成分の鋼が冷間加工前の軟化焼きなましされた状態であって、
そのミクロ組織はフェライトと球状炭化物からなる組織またはフェライトとパーライトからなる組織で、ベイナイト組織は存在せず、その時のフェライト粒径が１０〜７０μｍ、パーライト粒径が１０〜７０μｍで、かつ前述のミクロ組織の硬さが６５〜８８ＨＲＢであることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項５】
請求項１から３のいずれか１項に記載のミクロ組織、および該ミクロ組織の硬さを有する熱間加工された鋼がさらに浸炭された状態であって、浸炭層表面ならびに非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項６】
冷間加工された請求項４に記載のミクロ組織、および該ミクロ組織の硬さを有する鋼がさらに浸炭された状態であって、浸炭層表面ならびに非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であることを特徴とする機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭（ガス浸炭、真空浸炭、高濃度浸炭、プラズマ浸炭など）や浸炭窒化、浸窒などの表面硬化処理を施して使用される自動車もしくは建設機械、産業機械用の動力伝達部品（例えばギヤ、シャフトなど）に用いる鋼であって、特に耐結晶粒粗大化特性および耐曲げ疲労強度、耐衝撃強度に優れた機械構造用部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設機械、産業機械などのギヤ用やシャフト用には、代表的な機械構造用鋼としてＪＩＳ規格鋼のＳＣｒ４２０のクロム鋼、ＳＣＭ４２０のクロムモリブデン鋼、ＳＮＣＭ４２０のニッケルクロムモリブデン鋼などが広く使用されている。これら機械構造用鋼の製造工程は、主に熱間鍛造や冷間鍛造、場合によっては切削加工などの何れかが選択されて実施されることになる。
【０００３】
すなわち、熱間鍛造の工程は、機械構造用鋼を準備した上で、鋼材切断→熱間鍛造→焼ならし→粗加工→浸炭焼入れ・焼戻し→仕上げ加工の工程順からなるのが一般的である。この機械構造用鋼の熱間鍛造後のミクロ組織は、結晶粒度特性に有利であるフェライトやパーライトだけでなく、結晶粒度特性に対して不利といわれるベイナイト組織を生成する場合もある。そのために、通常は、粗加工時の被削性や浸炭時の結晶粒度特性の改善を目的として、熱間鍛造後に焼ならしが行われる場合が多い。しかし、熱間鍛造後に焼ならしを行っても化学成分の適正化がなされていない鋼材の場合には、ベイナイト組織を多く生成してしまうため、浸炭時に結晶粒粗大化を引き起こし、浸炭部品の曲げ疲労強度や衝撃強度の低下だけでなく、熱処理時にひずみが増加してしまう事例があった。
【０００４】
また、昨今、ＣＯ2排出量の削減や、製造コスト低減の観点から、熱間鍛造後の焼ならし省略のニーズが高まっている。熱間鍛造後に結晶粒度特性に有利といわれるフェライト＋パーライト組織になるように、熱間鍛造条件や化学成分の適正化を行っても、極端に微細なフェライト・パーライト粒径や粗大なフェライト・パーライト粒径の場合には、その後の浸炭時に結晶粒粗大化を招き、部品の要求特性を満たすことができない問題もあった。
【０００５】
一方、冷間鍛造工程は、機械構造用鋼を準備した上で、鋼材切断→軟化焼なまし→冷間鍛造→焼ならし→粗加工→浸炭焼入れ・焼戻し→仕上げ加工の工程順からなるのが一般的である。このように、冷間鍛造は室温付近で加工を行うため歩留まりが良好なこと、また成形時の寸法精度が高いことから、後の粗工程時の工程負荷を軽減できる利点がある。ところで、冷間鍛造を行うには変形能を向上させる必要があるため、鋼材に軟化焼なましが施される。冷間鍛造後に直接浸炭処理を行った場合、昇温時に再結晶フェライト粒を経ることで微細なオーステナイト粒を形成し、粒の合体・成長を駆動力にして結晶粒粗大化を引き起こし易くなる。そこで、冷間鍛造で導入された加工ひずみを解消させる目的で焼ならしが通常行われる。しかし、焼ならしを行った場合であっても、化学成分の適正化がなされていない鋼材の場合には、結晶粒度特性に対して不利といわれるベイナイト組織を多く生成してしまうため浸炭時に結晶粒粗大化を引き起こし、浸炭部品の強度低下だけでなく、熱処理ひずみ増加を招いてしまう事例があった。
【０００６】
冷間鍛造工程の場合でもＣＯ2排出量削減や製造コスト低減を指向して、冷間鍛造後の焼ならし省略が多く試みられてきた。しかし、冷間鍛造前の軟化焼なまし組織が結晶粒度特性に有効といわれるフェライト＋球状炭化物組織やフェライト＋パーライト組織であっても、フェライトやパーライト粒径が極端に微細であったり、粗大であった場合にも浸炭時に結晶粒粗大化を引き起こし、浸炭部品の曲げ疲労や衝撃強度の低下だけでなく、熱処理ひずみ増加を招く問題があった。
【０００７】
浸炭時の結晶粒粗大化を防止する技術として、ＡｌやＮｂ、Ｔｉなどの元素を適切量添加し、これらの析出物を微細にかつ大量にマトリックス中に分散させ、これらの析出物のピンニング効果を利用する技術が提案されている。さらに鋼塊またはブルームから鋼片またはビレットへの圧延工程で加熱温度の適正化を行い、製造条件を適切に調整することによって結晶粒粗大化のピンニング粒子として寄与する析出物の制御方法が出願されている（例えば、特許文献２参照。）。しかし、この先行技術では鋼塊やブルームの冷却速度や、鋼片（ビレット）の加熱温度に制限が必要なため、生産性の点から制約が多い問題があった。また、幅広い寸法の圧延を行う実際のラインでは安定的に製造ができない問題もあった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平０８−１９９３１６号公報
【特許文献２】特開平０９−７８１８４号公報
【特許文献３】特開２００７−０３１７８７号公報
【特許文献４】特開２００７−１６２１２８号公報
【特許文献５】特開２０１０−２２２６３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記問題点を鑑みて開発されたものであり、本願発明が解決しようとする課題は、熱間鍛造後に焼ならし処理して浸炭する工程もしくは直接浸炭する工程、または、冷間鍛造後に焼ならし処理して浸炭する工程もしくは直接浸炭する工程のいずれを選択した場合であっても、耐結晶粒粗大化特性に優れ、かつ浸炭部品の耐曲げ疲労強度、耐衝撃強度に優れた機械構造用鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の手段では、化学成分が質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３３％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．３０〜２．８０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．０２５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をさらに熱間加工した状態であって、そのミクロ組織はフェライトとパーライトからなる組織、フェライトとパーライトとベイナイトからなる組織、またはフェライトとベイナイトからなる組織のいずれかの組織であり、これらミクロ組織における、フェライト組織のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト組織のパーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト組織のベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、ベイナイト組織が存在する場合はその面積率を８５％以下であり、かつ前述のミクロ組織の硬さは１３０〜３５０ＨＶであることを特徴とする機械構造用鋼である。
【００１１】
請求項２の手段では、請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．２５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．５０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をさらに熱間加工した状態であって、そのミクロ組織はフェライトとパーライトからなる組織、フェライトとパーライトとベイナイトからなる組織、またはフェライトとベイナイトからなる組織のいずれかの組織であり、これらミクロ組織における、フェライト組織のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト組織のパーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト組織のベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、ベイナイト組織が存在する場合はその面積率を８５％以下であり、かつ前述のミクロ組織の硬さは１３０〜３５０ＨＶであることを特徴とする機械構造用鋼である。
【００１２】
請求項３の手段では、請求項１又は２に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をさらに熱間加工した状態であって、そのミクロ組織はフェライトとパーライトからなる組織、フェライトとパーライトとベイナイトからなる組織、またはフェライトとベイナイトからなる組織のいずれかの組織であり、これらミクロ組織における、フェライト組織のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト組織のパーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト組織のベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、ベイナイト組織が存在する場合はその面積率を８５％以下であり、かつ前述のミクロ組織の硬さは１３０〜３５０ＨＶであることを特徴とする機械構造用鋼である。
【００１３】
請求項４の手段では、請求項１〜３のいずれかに１項に記載の化学成分の鋼が冷間加工前の軟化焼きなましされた状態であって、そのミクロ組織はフェライトと球状炭化物からなる組織またはフェライトとパーライトからなる組織で、ベイナイト組織は存在せず、その時のフェライト粒径が１０〜７０μｍ、パーライト粒径が１０〜７０μｍで、かつ前述のミクロ組織の硬さが６５〜８８ＨＲＢであることを特徴とする機械構造用鋼である。
【００１４】
請求項５の手段では、請求項１から３のいずれか１項に記載のミクロ組織、および該ミクロ組織の硬さを有する熱間加工された鋼がさらに浸炭された状態であって、浸炭層表面ならびに非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であることを特徴とする機械構造用鋼である。
【００１５】
請求項６の手段では、冷間加工された請求項４に記載のミクロ組織、および該ミクロ組織の硬さを有する鋼がさらに浸炭された状態であって、浸炭層表面ならびに非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であることを特徴とする機械構造用鋼である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の機械構造用鋼は、鋼中の化学成分のうちＡｌ、Ｎ、Ｎｂなどの量を適正化下だけでなく、その他のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどの量を適正化し、かつ浸炭前のフェライト、パーライト、ベイナイトなどの組織の粒径のサイズを規定することで、熱間加工または冷間加工であれ、またその後の焼ならしの有無によらず、従来の浸炭用鋼に比べて耐結晶粒度粗大化特性に優れているだけでなく、耐曲げ疲労強度や耐衝撃強度に優れた浸炭部品が得られる。したがって、本発明の機械構造用鋼を用いると、自動車、建設機械、産業機械などに用いるギヤ、シャフトなどの動力伝達部品を高温浸炭する際の、浸炭時間の短縮や焼ならし工程の省略により、製造コストの低減、部品強度の向上による軽量化およびコンパクト化、ならびに熱処理ひずみの減少による切削加工の負荷の低減が可能になるなど、従来にない優れた効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】浸炭焼入焼戻し条件の処理工程を示す図である。
【図２】軟化焼なまし条件の処理工程を示す図である。
【図３】（ａ）は曲げ試験を示し、（ｂ）は試験片の形状を示す図で、数値の単位はｍｍである。
【図４】実験で採用したシャルピー衝撃試験片の形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本願の請求項１〜６の手段の発明を実施するための形態の説明に先立って、本願の請求項１〜３の手段における鋼中の化学成分の限定理由、ならびに本願の請求項１〜６の鋼の熱間加工後のミクロ組織、ミクロ組織の大きさ、その硬さ、ならびに浸炭した際の浸炭層表面および非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号の大きさなどの限定理由を以下に順次説明する。
【００１９】
上記の課題を解決するための手段における耐結晶粒粗大化特性および耐曲げ疲労強度、耐衝撃強度に優れた鋼成分の限定理由を以下に記載する。なお、以下の各成分の％は、質量％で示す。
【００２０】
Ｃ：０．１３〜０．３３％
Ｃは、機械構造用部品として浸炭処理後の浸炭層面の強度ならびに芯部の強度を確保するために、機械構造用鋼として必要な元素である。しかし、Ｃが０．１３％未満では芯部の強度を十分に得られず、０．３３％を超えると芯部の靭性を低下させるとともに、冷間加工性も劣化させる。そこで、Ｃは０．１３〜０．３３％とし、望ましくは０．１５〜０．２７％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％
Ｓｉは、鋼の溶製時の脱酸に必要な元素であるとともに、鋼に必要な強度や焼入性を与え、かつ耐焼戻し軟化抵抗性を向上して耐ピッチング特性も向上させるために有効な元素である。しかし、Ｓｉが０．１０％未満では上記した効果を十分に得られない。一方、Ｓｉが０．８０％を超えると、焼ならしや軟化焼なまし後の鋼の硬さが上昇して加工性が劣化し、かつ、浸炭時の粒界酸化の助長を引き起し、さらに鋼の表面層のＣ濃度を狙いよりも低くする浸炭阻害を引き起こす。そこで、Ｓｉは０．１０〜０．８０％とし、望ましくは０．２０〜０．６５％とする。
【００２２】
Ｍｎ：０．２０〜1．００％
Ｍｎは、鋼の溶製時の脱酸に必要な元素であるとともに、鋼の焼入性や強度のを向上に有効な元素である。しかし、Ｍｎが０．２０％未満では鋼の焼入性向上の効果を確保できない。また、Ｍｎが１．００％を超えると鋼の被削性や冷間加工性が劣化する。そこで、Ｍｎは０．２０〜１．００％とし、望ましくは０．２０〜０．８５％、より望ましくは０．２５〜０．６５％とする
【００２３】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、スクラップから含有される不可避な元素であり、オーステナイト粒界に偏析して鋼の曲げ疲労強度や衝撃強度などを低下させる元素である。一方、Ｐはフェライトの固溶強化元素であり、０．０３０％より多いと、冷間加工前の軟化焼なまし後の鋼の硬さの上昇を招く。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。
【００２４】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、非金属介在物であるＭｎＳの形成によって鋼の被削性を向上させる元素である。しかし、ＭｎＳを多く生成すると、鋼の冷間加工性や、曲げ疲労強度および衝撃強度などを劣化させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
【００２５】
Ｃｒ：１．３０〜２．８０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性や強度向上を与えるだけでなく、焼戻し軟化抵抗を向上してこの耐ピッチング特性を確保するために重要な元素である。しかし、Ｃｒが１．３０％未満では、それらの効果が十分に得られず、２．８０％を超えると、鋼の被削性や加工性を劣化する。また、Ｃｒは２．８０％を超えて含有されると、浸炭雰囲気によっては鋼に網目状セメンタイトが析出し、曲げ疲労強度や衝撃強度を大きく低下させることが調査から分かった。そこで、Ｃｒは１．３０〜２．８０％とし、望ましくは１．６０〜２．５０％とする。
【００２６】
Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％
Ａｌは、鋼の溶製時の脱酸元素として必要であり、固溶Ｎと結合してＡｌＮとして析出し、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する効果のある元素である。Ａｌが０．０１０％未満ではその効果は十分ではなく、Ａｌが０．０５０％を超えると鋼中にアルミナ系酸化物が増加し、曲げ疲労特性や加工性を低下する。そこで、Ａｌは０．０１０〜０．０５０％とし、望ましくは０．０１５〜０．０３５％とする。
【００２７】
Ｏ：０．００２０％以下
Ｏは、鋼の耐曲げ疲労強度や耐衝撃特性に対して有害な酸化系介在物を形成する元素である。そこで、Ｏは０．００２０％以下とする。
【００２８】
Ｎ：０．０２５０％以下
Ｎは、鋼中のＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂＣＮを形成することで、浸炭時の結晶粒粗大化の抑制に寄与する有効な元素である。しかし、その効果はＮが０．０２５０％で飽和し、それより多く含有させると熱間加工性を劣化させる。そこで、Ｎは０．０２５０％以下とする。
【００２９】
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは、炭化物あるいは炭窒化物を形成し、微細に分散したナノオーダーのＮｂＣまたはＮｂ（ＣＮ）が浸炭時の結晶粒粗大化の抑制効果をもたらす。Ｎｂが０．０１％未満ではその効果が十分に得られず、０．０８％を超えると析出物の量が過剰になり加工性を低下させる。また浸炭雰囲気や浸炭部品の表面状態によっては０．０８％を超えて添加すると浸炭阻害が発生する場合もある。そこで、Ｎｂは０．０１〜０．０８％、望ましくは０．０３〜０．０７％とする。
【００３０】
Ｎｉ：０．２５〜０．５０％
Ｎｉは、添加しなくてもよい元素である。しかし、通常の精錬では原料から０．２５％未満程度のＮｉが精錬時に含有される。ところで、Ｎｉは０．２５％以上に添加することで、鋼の焼入性や強度を向上させ得る元素でもある。しかし、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、熱間鍛造後の冷却時に容易にベイナイトを形成して、結晶粒度特性や加工性や被削性を劣化する。また、冷間加工前の軟化焼なまし時にＮｉ添加の影響によって、軟質なフェライトやパーライトを形成しないで、ベイナイトを生成し易くなるため、冷間加工性や被削性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｎｉは０．２５〜０．５０％とする。
【００３１】
Ｍｏ：０．０８〜０．５０％
Ｍｏは、添加しなくてもよい元素である。しかし、通常の精錬では原料から０．０８％未満程度のＭｏが精錬時に含有される。ところで、Ｍｏは０．０８％以上に添加することで、鋼の焼入性や強度を向上させ得る元素でもある。しかし、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、熱間鍛造後の冷却時にベイナイトを形成し、結晶粒度特性や加工性を劣化する。また、冷間加工前の軟化焼なまし時にＭｏ添加の影響によってベイナイトを生成するため、冷間加工性や被削性に悪影響を及ぼす。そこで、Ｍｏは０．０８〜０．５０％とする。
【００３２】
ＮｉおよびＭｏは、請求項２の手段または請求項２を引用する請求項３の手段で、上記のそれぞれの成分の範囲で１種または２種を選択的に含有できる。
【００３３】
請求項１〜３の手段の鋼成分を有する鋼の熱間加工後のミクロ組織は、フェライト組織とパーライト組織、フェライト組織とパーライト組織とベイナイト組織、もしくはフェライト組織とベイナイト組織からなるミクロ組織であって、その時のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト粒径は２０〜２００μｍ、ベイナイト粒径は２０〜２００μｍであり、さらにベイナイト組織を有する場合、ベイナイト組織の面積率は８５％以下であり、かつ、これらのミクロ組織の硬さは１３０ＨＶ〜３５０ＨＶであるとした理由
フェライト粒径は１０μｍ未満になると、浸炭加熱時に微細な逆変態オーステナイトを多く生成するため、結晶粒粗大化を招いてしまう。逆にフェライト粒径が７０μｍより大きくなると、浸炭加熱時の逆変態オーステナイトの生成数が少なくなるため、浸炭後の結晶粒径が粗大（結晶粒度番号は小さくなる）になってしまう。そこで、フェライト粒径は１０〜７０μｍとした。パーライト粒径も同じく２０μｍ未満になると、浸炭加熱時にオーステナイトの核生成数が多くなるため粗大化が起こり、パーライト粒径が２００μｍより大きくなると、浸炭後の結晶粒径が粗大になってしまう。そこで、パーライト粒径は２０〜２００μｍにした。また、ベイナイト粒径も同様の考え方から２０〜２００μｍとした。また熱間加工後のミクロ組織にベイナイト組織が認められる場合は、その面積率が８５％を超えると浸炭加熱時の逆変態オーステナイトが多く形成されて結晶粒の粗大化を招き易いことが分かったため、熱間加工後のミクロ組織にベイナイト組織が認められる場合に、その面積率を８５％以下と規定している。さらに、これらのミクロ組織の硬さについては、請求項１〜３の手段に記載の化学成分によって、または前述のいずれかのミクロ組織の形成によって、１３０〜３５０ＨＶが実現できるため、いずれかのミクロ組織の硬さを１３０〜３５０ＨＶと規定した。
【００３４】
請求項４の手段では、請求項１〜３の手段の鋼成分に加えて、冷間加工前に軟化焼なましを施した時のミクロ組織をフェライト組織と球状炭化物組織、もしくはフェライト組織とパーライト組織とし、これらにはベイナイト組織は存在せず、その時のフェライト粒径は１０〜７０μｍ、パーライト粒径は１０〜７０μｍで、かつ前述のいずれかのミクロ組織の硬さは６５〜８８ＨＲＢであるとする理由
フェライト粒径１０〜７０μｍとする理由は上記の請求項４の手段と同じで、パーライト粒径１０〜７０μｍの限定理由は１０μｍ未満になると、浸炭加熱時にオーステナイトの核生成数が多くなるため粗大化が起こり、パーライト粒径が７０μｍより大きくなると、浸炭後の結晶粒径が粗大になってしまう。そこで、パーライト粒径は１０〜７０μｍとした。またベイナイト組織が存在すると、浸炭加熱時に逆変態オーステナイトが多く生成されることによって結晶粒が粗大化してしまうため、この組織は存在しないことと規定した。硬さについては、請求項１〜３の手段の化学成分、かつ前述のいずれかのミクロ組織の形成によって硬さ６５〜８５ＨＲＢが実現できるので、硬さ６５〜８５ＨＲＢと規定した。
【００３５】
請求項５および請求項６の手段において、請求項１〜３の手段に記載の鋼の化学成分、ならびに請求項１〜４の手段に記載のミクロ組織、硬さに調整した機械構造用鋼を浸炭した際に、浸炭層表面ならびに非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号が７．０以上であるとした理由
耐曲げ疲労強度や耐衝撃強度は、浸炭後の旧オーステナイト粒が整細な（すなわち旧オーステナイト結晶粒度番号が大きい）程、優れることが分かっている。しかし、一部に粗大化した結晶粒が存在するとその部分を起点として破壊に至りやすくなり、曲げ疲労強度や衝撃強度が低下してしまう。曲げ疲労強度や衝撃強度の確保には、機械構造用鋼を浸炭した際の、浸炭後の旧オーステナイト粒度番号７．０以上が必要であることが判ったので、浸炭層表面ならびに非浸炭層芯部の旧オーステナイト結晶粒度番号は７．０以上であると規定した。
【００３６】
次いで、本発明を実施するための形態について、表および図を参照しながら、以下に説明する。
【００３７】
表１に示す実施例のＮｏ．１〜３０および比較例のＮｏ．１〜１０の各化学成分と残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼の各１００ｋｇを真空溶解炉で溶製した。この表１の実施例および比較例では、Ｆｅおよび不可避的不純物を除いて含有される全ての化学成分を示している。ただし、比較例の網かけ部は本願の請求項の範囲を外れていることを示す。
【００３８】
【表１】
0006794012.tif 000002
【００３９】
上記で溶製して得た実施例および比較例の鋼を熱間鍛伸により、径４０ｍｍの棒鋼とした。さらに、鍛伸組織の均質化を目的としてこれらの焼ならし処理を行った。その後、熱間加工を想定して１２００℃に再加熱し、空冷を行い、径４０ｍｍの棒鋼の中周部から組織観察用試験片、曲げ試験片、およびシャルピー衝撃試験片を採取した。組織観察用試験片は鋼材径中周部の長手方向に切出し、この試験片用いてミクロ組織観察や、フェライト粒径、パーライト粒径、ベイナイト粒径、ベイナイト面積率、およびビッカース硬さ（荷重３００ｇ）の各測定を行った。曲げ試験片とシャルピー衝撃試験片は、１２００℃から空冷後の棒鋼の中周部から試験片を採取した後、図１に示す浸炭焼入焼戻し処理工程を実施した。
【００４０】
さらに上記の溶製した鋼から熱間鍛伸して得た径３２ｍｍの棒鋼では、１２００℃から空冷した際の中周部の冷却速度は０．５℃／ｓ程度であることが分かっている。実際に熱間鍛伸を行った部品のミクロ組織や硬さの調査を行ったところ、冷却速度は約０．５℃／ｓに相当することが分かったことから、前述の棒鋼径、再加熱温度を選定した。
【００４１】
冷間加工を想定した場合も、実施例および比較例の各鋼を、熱間鍛伸により径３２ｍｍの棒鋼とし、さらに、鍛伸組織の均質化を目的として焼ならし処理を行った。その後、図２に示す軟化焼なまし処理工程を施した後、引抜きによって径２０ｍｍとなるまで冷間加工を行った。組織観察用の試験片は鋼材の径中周部を長手方向に切出し、この試験片を用いてミクロ組織の観察や、フェライト粒径、パーライト粒径、ベイナイト組織の有無およびブリネル硬さなどの測定を行った。曲げ試験片とシャルピー衝撃試験片は軟化焼なまし後の棒鋼の中周部から試験片を採取し、図１に示す浸炭焼入焼戻し処理工程を実施した。
【００４２】
表２に請求項１〜３の実施例および比較例として、熱間加工を想定した焼ならし後の径３２ｍｍの棒鋼を１２００℃に再加熱した時のミクロ組織や、フェライト粒径、パーライト粒径、ベイナイト粒径、ベイナイト面積率、硬さの測定結果を示す。ミクロ組織における各粒径は光学顕微鏡で観察した写真から各２０〜３０個を測定し、その平均値から求めた。ベイナイト面積率の測定は光学顕微鏡で観察した写真を画像解析して算出した。実施例はフェライト粒径、パーライト粒径、ベイナイト粒径、ベイナイト面積率、硬さのいずれも請求項１〜３の構成の内容を満たしている。一方、比較例についてはＮｏ．３〜５、Ｎｏ．７を除いて請求項１〜３の構成から外れている。
【００４３】
さらに、表２に請求項４の実施例および比較例として、冷間加工を想定した焼ならし後の径３２ｍｍの棒鋼を軟化焼なましを行った時のミクロ組織や、フェライト粒径、パーライト粒径、ベイナイト粒径、ベイナイト組織の有無、硬さの測定結果を示す。各組織の粒径は上記の熱間加工を想定した場合のものと同じである。実施例はいずれも請求項４に記載の内容を満たしている。一方、比較例についてはＮｏ．１とＮｏ．４を除いて請求項４の構成から外れている。
【００４４】
【表２】
0006794012.tif 000003
【００４５】
表３に請求項５の実施例および比較例として、熱間加工を想定した曲げ試験や、シャルピー衝撃試験などの試験片に対して、浸炭焼入焼戻処理の熱処理を行った後、直接浸炭して、浸炭層ならびに芯部の結晶粒度番号（旧オーステナイト結晶粒度番号）、１０3曲げ疲労強度、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ3）の試験結果を示す。結晶粒度番号はＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に則って切断法で測定した。曲げ試験は図３の（ｂ）に示す寸法の試験片に（ａ）に示すように正弦波１０Ｈｚの荷重を及ぼして実施し、シャルピー衝撃試験は図４に示す形状の試験片を用いて、共に常温で試験を行った。実施例の浸炭層の結晶粒度番号は７．１〜１０．８、芯部のそれは７．３〜１０．７であり、いずれも請求項５に記載の旧オーステナイト結晶粒度番号７以上を満たした。また3曲げ疲労強度は１５〜２５ｋＮ、シャルピー衝撃値は１９〜３６Ｊ／ｃｍ2であった。一方、比較例では、Ｎｏ．３〜５、Ｎｏ．７〜８を除くＮｏ．１〜２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９〜１０の結晶粒度番号７以下の曲げ疲労強度は８〜１４ｋＮ、シャルピー衝撃値は８〜１６Ｊ/ｃｍ2であり、実施例と比較していずれも劣る結果であった。
【００４６】
上記の熱間加工を想定した試験において、比較例では、結晶粒度番号が７以上であったにも関わらず、曲げ疲労強度がＮｏ．３で１１ｋＮ、Ｎｏ．４で１０ｋＮ、Ｎｏ．７で１４ｋＮと低く、同じく結晶粒度番号が７以上であったにも関わらず、衝撃値がＮｏ．４で１３Ｊ／ｃｍ2、Ｎｏ．７で１６Ｊ／ｃｍ2と低かったものがあるので、この理由を次に説明する。比較例のＮｏ．３については、Ｃ量が０．１２％で低かったため、浸炭焼入焼戻後の芯部硬さが低下したことによって、曲げ疲労強度が１１ｋＮであったと考えられる。なお、衝撃値は低Ｃの効果によって３４Ｊ/ｃｍ2で高かった。比較例のＮｏ．４については、Ｃｒ量が２．９５％で高かったことにより、浸炭時に強度低下を招く網状炭化物を形成したことで、曲げ疲労強度や衝撃値が低位であったと思われる。また比較例のＮｏ．７については、Ｏ量が２３ｐｐｍで高位であったことにより、比較的大きなＡｌ2Ｏ3の非金属介在物を形成し、曲げ疲労強度や衝撃値が低下したと考えられる。なお、比較例のＮｏ．５とＮｏ．７は熱間加工を想定したものにおいては、実施例と同様の曲げ疲労強度や衝撃値を有したが、冷間加工を想定した試験では優位な結果は得られなかった。
【００４７】
請求項６の実施例および比較例として、冷間加工を想定した曲げ試験や、シャルピー衝撃試験などの試験片に対して、浸炭焼入焼戻処理の熱処理を行った後、直接滲炭して、浸炭層ならびに芯部の結晶粒度番号（旧オーステナイト結晶粒度番号）、１０3曲げ疲労強度、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ3）の試験結果を表３に示す。実施例の浸炭層の結晶粒度番号は８．０〜１１．０、芯部の結晶粒度番号は８．１〜１０．８であり、いずれも請求項６に記載の旧オーステナイト結晶粒度番号７以上を満たした。熱間加工を想定したものと比べて結晶粒が小さかった理由として、径３２ｍｍから径２０ｍｍまでの冷間引抜き時に組織の微細化が図られ、かつ浸炭時に結晶粒粗大化が起こらなかったためである。また、実施例の１０3曲げ疲労強度は１８〜２７ｋＮ、シャルピー衝撃値は２１〜３８Ｊ/ｃｍ2であった。一方、比較例については、Ｎｏ．３〜４を除く結晶粒度番号７以下の曲げ疲労強度は７〜１５ｋＮ、シャルピー衝撃値は７〜１８Ｊ/ｃｍ2であり、実施例と比較していずれも劣る結果であった。
【００４８】
【表３】
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【００４９】
冷間加工を想定した試験で、比較例のＮｏ．３、Ｎｏ．４は結晶粒度番号が７以上であるにも関わらず、曲げ疲労強度および衝撃値が低かった理由を次に説明する。比較例のＮｏ．３はＣ量が０．１２％であることで芯部硬さが低かったことで曲げ疲労強度が低く、比較例のＮｏ．４はＣｒ量が２．９５％で高いことによって浸炭時に網状炭化物を形成したことで曲げ疲労強度の低下およびシャルピー衝撃値の低下を招いたと考えられる。なお、比較施例８はＮｂを０．０９％添加しているにも関わらず結晶粒が粗大化した理由として、軟化焼なましのフェライト粒径が微細であったことにより、浸炭加熱時に微細な逆変態オーステナイトを多く生成したためと思われる。 
【００５０】
以上の説明から明らかなように、本発明による機械構造用鋼は化学成分を適正化し、かつ浸炭前のフェライト組織、パーライト組織、ベイナイト組織のサイズや面積率を規定することで、熱間加工または冷間加工であれ、またその後の焼ならしの有無によらず、従来の浸炭用鋼に比べて耐結晶粒粗大化特性だけでなく耐曲げ疲労強度や耐衝撃強度に優れた浸炭部品が得られる。したがって、本発明の機械構造用鋼を用いると自動車、建設機械、産業機械などにおけるギヤ、シャフトなどの動力伝達部品の高温浸炭化による浸炭時間の短縮や焼ならしの工程省略による製造コスト低減、部品強度の向上による軽量かつコンパクト化、熱処理ひずみ減による切削加工の負荷低減などが可能になり、従来にない優れた機械構造用鋼とすることができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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