(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００５〜０．１％、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、
Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない）、及び
Ｏ ：０．００２％以下（０％を含まない）
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物であるＴｉ含有肌焼き鋼。
【請求項２】
さらにＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．５％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１に記載のＴｉ含有肌焼き鋼。
【請求項３】
さらにＮｉ：３％以下（０％を含まない）、及びＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１又は２に記載のＴｉ含有肌焼き鋼。
【請求項４】
さらにＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）、及びＢ：０．００２％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載のＴｉ含有肌焼き鋼。
【請求項５】
さらにＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．１％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載のＴｉ含有肌焼き鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、建築機械、その他産業機械などの分野において、表面硬化熱処理される部品（例えば、歯車、シャフト類、軸受、ミクロネジなど）を製造するのに有用な鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建築機械、その他産業機械において高強度が要求される部品は、従来、浸炭処理、窒化処理、浸炭窒化処理などの表面硬化熱処理が適用されている。このような用途には、通常、ＳＣｒ鋼、ＳＣＭ鋼、ＳＮＣＭ鋼などのＪＩＳで定められた肌焼き鋼が使用され、鍛造や切削などの機械加工によって所定の部品形状に成形した後、表面硬化熱処理を施し、次いで研磨などを行って製品（部品）となる。
【０００３】
近年、これら部品の製造原価の低減、リードタイムの短縮などが望まれてきており、浸炭や浸炭窒化処理を高温化することによって熱処理時間の短縮が進められている。しかし高温化すると、素材の結晶粒の粗大化が進行し、熱処理歪量が増大する。
【０００４】
結晶粒の粗大化を防止するため、鋼材中に、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素を添加し、これらの炭化物、窒化物、又は炭窒化物によるピンニング効果によって結晶粒の粗大化を抑制する技術が開発されてきた（例えば特許文献１〜２参照）。特にＮｂ添加鋼は結晶粒の粗大化防止特性に優れており、数多くのＮｂ添加鋼が実用化されてきている。
【０００５】
しかしＴｉ添加鋼は、結晶粒の粗大化防止特性に優れているものの、鋼材の硬度が上昇し、加工性（特に冷間鍛造性）が低下するために実用化された例が少ない。Ｔｉは、前述した結晶粒の粗大化防止特性の他、耐遅れ破壊特性を向上させるのにも有用であり（例えば特許文献３〜４参照）、また焼入性向上などのためにＢを添加した場合にはＢの添加効果を阻害するＢＮの生成を抑制するのにも有用であり（例えば特許文献１〜２参照）、極めて優れた元素であるため、実用化を促進するためにも冷間鍛造性の向上が極めて重要となる。
【特許文献１】特開平１０−８１９３８号公報
【特許文献２】特開２０００−６３９８３号公報
【特許文献３】特開平１１−９２８６３号公報
【特許文献４】特開平１１−２９３３９２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、Ｔｉ含有肌焼き鋼の冷間鍛造性を向上させることにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。すなわち肌焼き鋼は被削性を確保するために所定量以上のＳを含有しているものが多く、Ｔｉを添加しない場合には、鋼中のＳは軟質のＭｎ硫化物を形成し、冷間鍛造性に殆ど悪影響を与えないが、Ｔｉ添加鋼では硬質のＴｉ硫化物やＴｉ炭硫化物を形成し、冷間鍛造性を阻害していたのである。そして本発明者らは、Ｔｉを添加する際にＣａも複合添加すると、硫化物は軟質のＭｎ・Ｃａ系硫化物（例えばＭｎ硫化物、Ｃａ硫化物、Ｃａを一部固溶したＭｎ硫化物など）が主体となり、冷間鍛造性が顕著に改善されることを見出し、本発明を完成した。
【０００８】
すなわち、本発明に係るＴｉ含有肌焼き鋼は、質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００５〜０．２％、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、
Ｎ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、及び
Ｏ  ：０．００２％以下（０％を含まない）
を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物である点に要旨を有するものである。
【０００９】
前記Ｔｉ含有肌焼き鋼は、さらにＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．１％以下（０％を含まない）などを適宜添加してもよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、Ｃａを添加しているため、Ｔｉ含有肌焼き鋼の冷間鍛造性を向上できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の肌焼き鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意。以下、同じ）、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．２％、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）、及びＯ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有している点に特徴を有する。以下、各成分の限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃは本発明の肌焼き鋼を表面硬化熱処理して部品としたときに必要な芯部硬さを確保すると共に、部品としての静的強度を確保する上で重要な元素である。従ってＣは、０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上、特に０．１７％以上とする。一方、Ｃが過剰になると硬くなりすぎて、冷間鍛造性や被削性が低下する。従ってＣは、０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２３％以下とする。
【００１３】
Ｓｉは脱酸剤として使用される元素であり、鋼中に必ず残存するが、Ｓｉが多くなりすぎると鋼材が硬くなりすぎて冷間鍛造性や被削性が低下する。従ってＳｉは、２．０％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下、特に０．５％以下とする。一方、Ｓｉは焼戻し処理時の軟化を抑制する作用を有しており、本発明の肌焼き鋼を表面硬化熱処理したときの表層硬さを確保するのに有効であるため、前記上限量以下の範囲で積極的に多くしてもよい。かかる効果はＳｉ量が多くなるにつれて顕著となるが、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上、特に０．２％以上とすることが推奨される。
【００１４】
Ｍｎも酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高めるために脱酸剤として添加される元素であり、鋼中に必ず残存するが、Ｍｎが多くなりすぎると鋼材の硬さが上昇するため冷間鍛造性が低下する。また中心偏析が顕著となって逆に内部品質が劣化するとともに縞状組織も顕著となり、材質のバラツキが大きくなる結果、耐衝撃特性が低下する。従ってＭｎは、２．０％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下とする。一方、Ｍｎは表面硬化熱処理における焼入れ（例えば、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなど）の時の焼入性を著しく向上させる効果がある。かかる効果はＭｎ量が多くなるにつれて顕著となるが、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．３％以上、特に０．５％以上とすることが推奨される。
【００１５】
Ｐは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して部品の耐衝撃特性を低下させる。従ってＰは、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。
【００１６】
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ系介在物を生成し、鋼の被削性を改善するために有用である。従ってＳは０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上とする。しかしＳが過剰になると、粗大なＭｎＳが生成することにより冷間鍛造性が悪化し、また耐衝撃特性も低下する。従ってＳは、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０６％以下、特に０．０３％以下とする。
【００１７】
Ｃｒは炭化物に固溶して硬さを向上させる作用があり、耐摩耗性の向上に有効であるため、本発明では積極的に添加するものとする。Ｃｒは、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上、特に０．３％以上とすることが推奨される。しかしＣｒが過剰になると、鋼材の硬さが上昇するため冷間鍛造性が悪化する。従ってＣｒは、２．０％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下とする。
【００１８】
Ｔｉは鋼中のＮやＣと結びついて、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物を生成し、表面硬化熱処理における加熱工程での結晶粒成長を抑制する効果がある。また微細なＴｉ炭化物は、水素をトラップするため、耐遅れ破壊特性を向上させるのにも有用である。さらには、焼入性向上などのためにＢを添加した場合には、Ｂの添加効果を阻害するＢＮの生成を抑制するのにも有用である。従ってＴｉは、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。なおＴｉは硫化物や炭硫化物を生成して冷間鍛造性を低下させる特性を有しているが、後述するように、本発明ではＣａによってかかるＴｉの悪影響を抑制している。しかしＴｉが過剰になると硫化物や炭硫化物の生成を抑制しきれず、冷間鍛造性が悪化してしまう。また粗大な窒化物や酸化物を生成し、鋼の靭性を低下させる。従ってＴｉは、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０８％以下とする。
【００１９】
Ｃａは、所定量以上のＴｉとＳを含有する本発明鋼にとって極めて重要である。すなわちＴｉやＳには、それぞれ、上述したように優れた効果があるものの、該ＴｉとＳが共存すると、Ｔｉ硫化物を形成し、冷間鍛造性を低下させてしまうという弊害がある。ところがここにＣａも共存させると硫化物を、Ｔｉ硫化物ではなく、軟質のＭｎ・Ｃａ系硫化物（例えばＭｎ硫化物、Ｃａ硫化物、Ｃａを一部固溶したＭｎ硫化物など）主体のものとすることができ、冷間鍛造性を顕著に改善することができる。Ｃａは０．０００１％以上、好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。なおＣａが過剰になると粗大なＣａ系介在物（ＣａＯなど）が生成して疲労強度が大幅に低下する。従ってＣａは、０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００６％以下、特に０．００３％以下とする。
【００２０】
Ｎは鋼材に不可避的に含まれる元素であるが、Ｎが過剰になると熱間加工性が低下する。従ってＮは０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下とする。一方、Ｎは前述のＴｉや、後述の任意添加元素であるＡｌ、Ｖなどと結びついて窒化物や炭窒化物を形成し、表面硬化熱処理時の加熱工程でのオーステナイト粒成長を抑制する効果がある。従ってＮは、例えば、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上となっているのが望ましい。
【００２１】
Ｏも鋼材に不可避的に含まれる元素であるが、過剰になると粗大なＣａＯやＴｉＯ2などの介在物が生成して疲労強度が低下する。従ってＯは、０．００２％以下、好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１％以下とする。
【００２２】
本発明の肌焼き鋼は、上述した各成分が必須元素であるが、必要に応じてさらに他の元素を含有していてもよい。任意元素としては、結晶粒粗大化抑制元素（Ａｌ、Ｖなど）、耐食性向上元素（Ｎｉ、Ｃｕなど）、焼入性向上元素（Ｍｏ、Ｂなど）、被削性向上元素（Ｐｂ、Ｂｉなど）、耐衝撃特性向上元素（Ｍｇ、ＲＥＭなど）などが挙げられる。これら任意元素は、適宜組み合わせて添加してもよい。なおＺｒも前記結晶粒粗大化抑制元素として知られているが、ＺｒＳを生成して冷間鍛造性が低下するため、使用しない方が望ましい。
【００２３】
結晶粒粗大化抑制元素であるＡｌ、Ｖなどは、いずれも、微細介在物（炭化物、窒化物、炭窒化物など）を生成するため、表面硬化熱処理時の加熱工程において結晶粒の成長を抑制することができる。かかる効果はこれらの元素の量が多くなるにつれて顕著となるが、例えば、Ａｌは０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上）、Ｖは０．０２％以上（好ましくは０．０５％以上）とすることが推奨される。しかしＡｌが過剰になると粗大で硬質な非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成し、冷間鍛造性が低下すると共に、衝撃強度や転動疲労寿命も低下する。またＶが過剰になると、鋼の靭性が低下する。従ってＡｌは０．２％以下（好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０４％以下）、Ｖは０．５％以下（好ましくは０．３％以下）とする。
【００２４】
上記Ａｌ、Ｖなどは、単独で添加してもよく、適宜組み合わせて添加してもよい。ただしＡｌは溶鋼の脱酸剤としても使用することが多いため、この脱酸剤由来のＡｌを有効利用することが推奨される。従って、好ましくはＡｌを優先的に使用し、必要に応じてさらＶを添加する。
【００２５】
耐食性向上元素であるＮｉ、Ｃｕなどは、これらの元素の量が多くなるにつれてその耐食効果が顕著となるが、例えば、Ｎｉは０．０１％以上（好ましくは０．１％以上）、Ｃｕは０．０１％以上（好ましくは０．０３％以上）とすることが推奨される。これらＮｉ、Ｃｕなどは、単独で又は適宜組み合わせて添加できる。特にＮｉは鋼の耐衝撃特性を向上させる効果もあり、有用である。しかしＮｉを過剰に添加しても効果が飽和して、コスト上昇を招くだけである。またＣｕを過剰に添加すると、硬質なε−Ｃｕ相が生成することから冷間鍛造性が低下し、さらには熱間延性も低下する。従ってＮｉは３％以下（好ましくは１．５％以下）、Ｃｕは０．５％以下（好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．０５％以下）とする。
【００２６】
焼入性向上元素であるＭｏ、Ｂなどは、これらの元素の量が多くなるにつれてその焼入れ性向上効果が顕著となるが、例えば、Ｍｏは０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上）、Ｂは０．０００５％以上（好ましくは０．０００８％以上）とすることが推奨される。これらＭｏ、Ｂなどは、単独で又は適宜組み合わせて添加できる。なおＭｏは焼戻し処理時の軟化を抑制して、表面硬化熱処理部品の表層硬さを確保するのに有効であり、また耐水素脆性の向上にも有効である。一方Ｂは結晶粒界を強化して衝撃強度を高める作用がある。これら焼入性向上以外の効果を考慮して、ＭｏやＢを選択的に添加してもよい。ただしＭｏを過剰に添加すると、鋼が硬くなりすぎて冷間鍛造性が低下し、また被削性も低下する。Ｂを過剰に添加すると、冷間鍛造性が低下し、熱間延性も低下する。従ってＭｏは１．０％以下（好ましくは０．４％以下）、Ｂは０．００５％以下（好ましくは０．００２％以下）とする。
【００２７】
被削性向上元素であるＰｂ、Ｂｉなどは、これらの元素が多くなるにつれてその被削性向上効果が顕著となるが、例えば、Ｐｂは０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上）、Ｂｉは０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上）とすることが推奨される。しかしこれらの元素が過剰になると、材料強度が低下する。従ってＰｂは０．１％以下（好ましくは０．０６％以下）、Ｂｉは：０．１％以下（好ましくは０．０６％以下）とする。これらＰｂ及びＢｉは、単独で又は組み合わせて添加できる。
【００２８】
ＭｇやＲＥＭ［希土類元素（Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌ）。例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒなど］は、鋼材中の硫化物の展伸を抑制することによって、耐衝撃特性を向上させる。これらの元素が多くなるにつれてその効果が顕著となるが、例えば、Ｍｇは０．０００１％以上（好ましくは０．０００３％以上）、ＲＥＭは０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上）とする。しかしこれらＭｇやＲＥＭが過剰となると、粗大な介在物（硫化物、酸化物など）を生成し、部品の疲労強度の低下を招く。従ってＭｇは０．０１％以下（好ましくは０．００６％以下）、ＲＥＭは０．１％以下（好ましくは０．０６％以下）とする。
【００２９】
本発明の肌焼き鋼では、残部の成分はＦｅ及び不可避不純物である。
【００３０】
肌焼き鋼は、冷間鍛造、切削などによって適宜所定形状に加工した後、表面硬化熱処理に供することによって鋼製品（部品）とする。本発明の肌焼き鋼は、Ｓによって被削性が改善されており、またＴｉによって表面硬化熱処理時の結晶粒の粗大化が抑制されており、しかもＣａによってＴｉＳの生成を抑制して冷間鍛造性が改善されているため、前述したような冷間鍛造、切削、表面硬化熱処理などを組み合わせて製造される鋼製品（例えば、歯車、軸受、シャフト類、ミクロネジなど）を製造するのに極めて有用である。
【００３１】
なお前記表面硬化熱処理には、浸炭処理、窒化処理、浸炭窒化処理などの化学的表面硬化処理が含まれ、該化学的表面硬化処理は焼入れ、焼戻し処理を伴うものも含まれる。特に浸炭処理、浸炭窒化処理は比較的高温で長時間に亘って加熱されるため、結晶粒が粗大化しやすい処理となっているが、本発明ではＴｉによって結晶粒の粗大化を抑制しているため、問題なく部品を製造できる。
【実施例】
【００３２】
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。
【００３３】
実験例１
下記表１〜４に示す化学成分の鋼材を小型溶製炉によって溶製し、直径５０ｍｍの棒状体に熱間鍛造した後、溶体化処理（１２５０℃×１時間）及び焼ならし処理（９００℃×１時間）を行い、球状化焼鈍（７５０℃で５時間加熱した後、１０℃／時間の速度で６５０℃まで冷却し、６５０℃に到達した時点で空冷に切り替えた）を行った。
【００３４】
得られた鋼材の特性を以下のようにして評価した。
【００３５】
［冷間鍛造性］
切削加工によって図１に示すような直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍの概略円筒状の試験片を作成した。なお該試験片には、側面に軸方向に沿った２つのＶ字型切り欠きが形成されており、このＶ字型切り欠きは図２に示すように、底部のＲが０．０５ｍｍ、角度６０°、斜辺部の長さＬ＝０．３〜０．０５ｍｍとなっている。
【００３６】
１）試験片を圧縮率［＝（圧縮前高さ−圧縮後高さ）／圧縮前高さ］が５０％となるように軸方向に冷間で圧縮した。試験数を１０とし、１つでも割れが観察された場合には、試験を終了した。
【００３７】
２）割れが全く観察されなかった場合には、圧縮率をさらに２．５％増加して、前記１）と同様に試験した。これを繰り返し、割れなく圧縮できる最大の圧縮率（割れ発生限界）を調べた。
【００３８】
［結晶粒の粗大化防止特性］
切り欠きがない以外は冷間鍛造性の場合と同様の試験片を圧縮率７０％で冷間鍛造した後、温度９５０℃、９７５℃、１０００℃、または１０２５℃で３時間保持し、水冷後の結晶粒度を調べた。３時間保持しても、結晶粒が粗大（ＪＩＳに規定する粒度番号が４番以下）とならなかった最高の温度を求めた。該温度が高いほど、結晶粒の粗大化防止特性に優れている。なお９７５℃は、通常の浸炭処理の最高温度程度である。
【００３９】
結果を表１〜４に示す。
【００４０】
【表１】
0004847681.tif 000002
【００４１】
【表２】
0004847681.tif 000003
【００４２】
【表３】
0004847681.tif 000004
【００４３】
【表４】
0004847681.tif 000005
【００４４】
表３から明らかなように、Ｃａを含有しないＮｏ．２８〜３５は、Ｔｉによって結晶粒の粗大化は抑制されているものの、冷間鍛造性が悪い。これに対して表１〜２から明らかなように、Ｃａを添加すると、結晶粒の粗大化抑制能は維持したまま、冷間鍛造性が向上する（Ｎｏ．１〜２７）。なおＣａを添加しても、他の成分量が不適切であると、不具合が生じる（表４参照）。すなわちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｍｏ、又はＢが過剰な鋼では、冷間鍛造性が低下してしまう（Ｎｏ．３７〜３９、４１〜４３、４６〜４９）。またＣが不足しているＮｏ．３６では強度が不十分となる。Ｐが過剰なＮｏ．４０では、耐衝撃特性が低下する。Ｃａが過剰なＮｏ．４４では、疲労強度が低下する。Ｏが過剰なＮｏ．４５でも、疲労強度が低下する。さらにＮｏ．３９（Ｍｎ過剰）、Ｎｏ．４２（Ｃｒ過剰）、及びＮｏ．４８（Ｍｏ過剰）な例では、過冷組織が生成して組織の均一性が低下し、結晶粒が粗大化する。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】図１は実施例で使用した冷間鍛造試験片の形状を示す概略斜視図である。
【図２】図２は図１の試験片の切り欠き部を示す部分拡大正面図である。
【図１】
0004847681.tif 000006
【図２】
0004847681.tif 000007