(57)【要約】【課題】優れた切り屑処理性を有する肌焼鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８％以下及びＯ（酸素）：０．００２５％以下であり、残部はＦｅと不純物とからなる化学成分の肌焼鋼であって、鋼のミクロ組織がフェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織であり、その際のベイナイト相がミクロ組織全体の面積分率として５〜９５％である。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８％以下及びＯ（酸素）：０．００２５％以下であり、残部はＦｅと不純物とからなる化学成分の肌焼鋼であって、
鋼のミクロ組織がフェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織であり、その際のベイナイト相がミクロ組織全体の面積分率として５〜９５％であることを特徴とする肌焼鋼。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％のうち、少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
更に下記（１）式で定義されるｆｎ１の値が０以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼。
（１）ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−３Ｓ（％）−３．４Ｎ（％）
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の肌焼鋼であって、更に長手方向縦断面における非金属介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として極値統計処理によって予想される累積分布関数が９９％の時の下記（２）式で表される非金属介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０ミクロン以下であることを特徴とする肌焼鋼。
（２）ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削加工時の切り屑処理性の優れた肌焼鋼に関する。より詳しくは自動車の歯車やシャフトなど浸炭焼入れや浸炭窒化処理などの表面硬化処理が施されて使用される機械部品用の素材として用いられる鋼材（以下、単に肌焼鋼という）の特性向上技術に関し優れた切り屑処理性を有する肌焼鋼、更には、優れた切り屑処理性に加え耐粗粒化特性や疲労特性にも優れた肌焼鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、浸炭焼入れ処理や浸炭・窒化処理等の表面硬化処理を施して用いられる肌焼鋼は自動車の歯車やシャフト等に代表される機械部品に適用され、更に動力機械の出力アップや部品の軽量化のため高強度化が強く求められている。この要求に対応するため、高強度化を実現可能な鋼が開発されつつある。また一方で、一般的に機械部品の多くは、複雑な形状を有し、形状確保および寸法精度確保のための切削加工が施されるため、鋼材の性能のみならず、製造コストの低減や操業時間の短縮のための切削加工における操業効率化を可能とする優れた被削性、特に優れた切り屑処理性を有する肌焼鋼が強く求められている。
【０００３】
ところが、鋼の高強度化は切削加工時における被削性の劣化を引き起こすため、優れた被削性を有する肌焼鋼を実現することは困難であった。例えば、鋼にＰｂ、Ｔｅ、Ｂｉ等の快削元素を単独あるいは複合添加して切削加工時の被削性を改善する方法が従来から採られているが、このような方法では、被削性向上は実現できても、所望の機械特性を確保できない場合が多く、快削元素の添加以外の方法での被削性向上が必要であった。
【０００４】
このような問題を解決するための先行技術として、「疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼」（特許文献１参照）、「冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼」（特許文献２参照）、「温間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼」（特許文献３参照）あるいは「機械構造用鋼材」（特許文献４参照）がある。これらは、ミクロ組織をフェライト・パーライト組織とすることを前提として、介在物組成や鋼中に存在する介在物個数を制御することにより優れた被削性を有する肌焼鋼を実現しようとするものである。
【０００５】
また一方で、近年、製造コスト低減を目的に表面硬化処理として行われる浸炭焼入れ処理を高温化（以下、高温浸炭処理とする）する動きも加速されつつあるため、浸炭焼入れ性をはじめとした良好な表面硬化処理性に加えて、高温処理時において靭性劣化等の機械特性の劣化原因となる異常粒成長を引き起こすことなく安定して整粒組織を維持できる、つまり、優れた耐粗粒化特性を有する肌焼鋼も強く求められている。
【０００６】
このような問題を解決するための先行技術として、例えば、「結晶粒度特性に優れた肌焼ボロン鋼」（特許文献５参照）、「結晶粒度特性に優れた肌焼きボロン鋼の製造方法」（特許文献６参照）、「疲労特性に優れたはだ焼き鋼の製造方法」（特許文献７参照）、「疲労特性に優れたはだ焼き鋼」（特許文献８参照）、「曲げ強度に優れた肌焼鋼」（特許文献９参照）、「熱間鍛造後焼ならしの省略可能な浸炭鋼の製造方法」（特許文献１０参照）、あるいは「肌焼鋼及び車両用部品」（特許文献１１参照）がある。これらは、ミクロ組織をフェライト・パーライト組織とすることを前提として、微細析出物のピンニング効果に着目して微細析出物を生成するＮｂ、ＶやＴｉ等を積極的に鋼に添加することにより、浸炭焼入れ時の粗粒化を抑制している。
【０００７】
また、被削性と耐粗粒化特性の双方を解決するための先行技術として、例えば、「被削性および耐粗粒化特性に優れた肌焼鋼」（特許文献１２参照）がある。これは、ミクロ組織をフェライト・パーライト組織とすることを前提として、介在物組成や鋼中に存在する介在物個数を制御することにより優れた被削性及び耐粗粒化特性を有する肌焼鋼を実現しようとするものである。
【０００８】
【特許文献１】
特開平９−１７６７８４号公報
【０００９】
【特許文献２】
特開２００１−１３１６８５号公報
【００１０】
【特許文献３】
特開２００１−１３１６８６号公報
【００１１】
【特許文献４】
特開２００２−１９４４８４号公報
【００１２】
【特許文献５】
特開平１０−８１９３８号公報
【００１３】
【特許文献６】
特開平１０−１３０７２０号公報
【００１４】
【特許文献７】
特開平１１−９２８２４号公報
【００１５】
【特許文献８】
特開平１１−９２８６３号公報
【００１６】
【特許文献９】
特開２０００−６３９８３号公報
【００１７】
【特許文献１０】
特開２０００−２３９７４２号公報
【００１８】
【特許文献１１】
特開２００２−２５６３８５号公報
【００１９】
【特許文献１２】
特開平１０−１５２７５２号公報
【００２０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特許文献１〜４に記載された従来技術では、優れた被削性を有する肌焼鋼を実現できる場合はあるが、更に切削加工時の切り屑処理性を大幅に向上させ、切削加工の操業効率を向上させることが必ずしも十分ではない場合があるという問題がある。
【００２１】
また同様に、上記特許文献５〜１２に記載された従来技術では、優れた耐粗粒化特性を有する肌焼鋼を実現できる場合はあるが、近年素材に要求される優れた切り屑処理性をも同時に満たすことができない場合があるという問題がある。
【００２２】
そこで、本発明は、かかる問題点に鑑み、優れた切り屑処理性を有する肌焼鋼を提供することを第１の目的とする。
【００２３】
また、優れた切り屑処理性に加えて、優れた耐粗粒化特性をも有する肌焼鋼を提供することを第２の目的とする。
【００２４】
【課題を解決するための手段】
従来、上記した「熱間鍛造後焼きならしの省略可能な浸炭鋼の製造方法」（特許文献１０）に、「熱間鍛造を実施した浸炭鋼は、冷却時にベイナイト組織が発生し、浸炭時に浸炭粒度が比較的大きくなりかつ混粒が発生しやすくなるため、一般的には焼きならしを実施して使用されている。ベイナイト組織の発生は硬さの向上につながり、鍛造後の機械加工において被削性を低下させる原因となり、・・・。さらにはベイナイト組織の発生により浸炭前の組織がフェライト・パーライト・ベイナイトの３相になると、浸炭後に混粒が発生しやすくなることが知られている。」との記載があるように、被削性及び耐粗粒化特性のいずれに対しても、ベイナイト組織を低減すること、すなわちフェライト・パーライト組織にすることが好ましいと、一般的に考えられていた。したがって、被削性や耐粗粒化特性の向上を目的とする上述の先行技術においては、すべてフェライト・パーライト組織が前提とされていたのである。
【００２５】
本発明者は、上記状況を鑑み、従来、切削加工時の切り屑処理性を阻害するであろうと考えられてきたベイナイト組織を回避するのではなく、従来観念から脱却し、逆にこのベイナイト組織を活用して、たとえミクロ組織がベイナイト組織を含有していても、切削加工時の切り屑処理性を向上させることが可能ではないかと考え、また、切り屑処理性のみならず、浸炭焼入れ処理後の結晶粒粗大化の抑制にも、浸炭焼入れ処理前のミクロ組織を焼きならし処理等を行うことでフェライト・パーライト組織にする必要があるという従来概念から脱却し、切り屑処理性と同様に、ベイナイト組織を活用して、たとえミクロ組織がベイナイト組織を含有していても、通常の浸炭処理時あるいは高温浸炭処理時に結晶粒粗大化を抑制することが可能ではないかと考え、硬質なベイナイト組織を含有した材料を用いて切り屑処理性、耐粗粒化特性について精査した。
【００２６】
その結果として、切削加工における素材のミクロ組織が含有するベイナイト組織量を調節すれば、切削加工時の切り屑処理性は格段に向上することを見出した。また、鋼中のＴｉ、Ｃ、Ｎが結合して生成する炭化物もしくは炭窒化物を活用すれば、浸炭前のミクロ組織がベイナイト組織を含有していても、浸炭処理時に結晶粒粗大化を十分抑制できることを見出した。
【００２７】
以上の知見に基づき、本発明者らは化学成分およびミクロ組織の設計を行い、本発明に至った。
【００２８】
上記第１の目的を達成するために、本発明に関わる肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８％以下及びＯ（酸素）：０．００２５％以下であり、残部はＦｅと不純物からなる化学成分の肌焼鋼であって、鋼のミクロ組織がフェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織であり、その際のベイナイト相がミクロ組織全体の面積分率として５〜９５％であることを特徴とする。
【００２９】
ここで、本発明に係る肌焼鋼は、Ｆｅの一部に代えて質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％のうち、少なくとも１種を含有してもよい。
【００３０】
また、上記第２の目的を達成するために、本発明に係る肌焼鋼は、その成分において、更に下記（１）式で定義されるｆｎ１の値が０以上であることが好ましい。
（１）ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−３Ｓ（％）−３．４Ｎ（％）
【００３１】
また、本発明に係る肌焼鋼は、更に長手方向縦断面における非金属介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として極値統計処理によって予想される累積分布関数が９９％の時の下記（２）式で表される非金属介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０ミクロン以下であることが好ましい。
（２）ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５
【００３２】
なお、本発明でいう肌焼鋼の長手方向縦断面（以下、Ｌ断面という）とは、肌焼鋼の圧延方向あるいは鍛錬軸に平行に、その中心線を通って切断した面をいう。また、Ｌ断面において極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の（２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２は次のようにして求めたものを指す。
【００３３】
肌焼鋼から採取した試験片のＬ断面を鏡面研磨した後、その研磨面を被検面とし、光学顕微鏡の倍率を４００倍としてＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」中の「５．点算法による顕微鏡試験方法」に則って５０視野測定し、個々の介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として各視野における（πＬＷ／４）０．５の値が最大になるものを求める。上記で求めた５０の（πＬＷ／４）０．５の値を小さいものから順に並べ直して、それぞれ（πＬＷ／４）０．５ｊ（ここでｊ＝１〜５０）とし、それぞれのｊについて累積分布関数Ｆｊ＝１００（ｊ／５１）（％）を計算する。基準化変数ｙｊ＝−ｌｏｇｅ（−ｌｏｇｅ（ｊ／５１））を縦軸に、（πＬＷ／４）０．５ｊを横軸に取ったグラフを書き、最小自乗法によって近似直線を求める。
【００３４】
得られた近似直線から、累積分布関数Ｆｊが９９％となるとき（すなわち、基準化変数ｙｊ≒４．６となる時）の（πＬＷ／４）０．５ｊの値を読みとり、これを最大等価円直径ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５とする。
【００３５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の各要件について詳しく説明する。なお、成分含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３６】
Ｃ：
Ｃは、焼入れ性の高い元素であり、表面硬化処理された部品の強度を高め、疲労強度を確保するのに有効な元素である。また、鋼中のＴｉ，Ｎｂ、Ｖと炭化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒粗大化を抑制する元素である。しかし、その含有量が０．１０％未満では最終製品の強度が不足し、添加効果に乏しく、一方、０．３％を超えると浸炭焼入れ処理や浸炭窒化処理を施した場合に部品の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．３０％とした。なお、Ｃの含有量は０．１５〜０．２５％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｓｉ：
Ｓｉは、フェライト相強化および鋼の脱酸の安定化に用いられる元素である。しかし、その含有量が０．０５％未満ではその添加効果が少なく、一方、１．０％を超えると浸炭処理性の低下を招く場合がある。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１〜０．５％とすることが好ましい。
【００３８】
Ｍｎ：
Ｍｎは、焼入れ性の向上、および最終製品強度の増加に有効な元素である。しかし、その含有量が０．３０％未満では添加効果に乏しく、一方、２．０％を超えると内部の硬度が大きくなる場合がある。したがって、Ｍｎの含有量を０．３０〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５〜１．５％とすることが好ましい。
【００３９】
Ｓ：
Ｓは、鋼中でＴｉ、ＺｒやＭｎと結合して硫化物を形成して、鋼の切削性を向上させる元素である。しかし、その含有量が０．００３％未満ではその効果が乏しく、一方、０．０５％を超えると効果が飽和する。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．００５〜０．０３％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｔｉ：
Ｔｉは、鋼を脱酸、脱窒する作用がある元素である。また、鋼中のＳやＣと結合して硫化物あるいは炭硫化物を形成することで、鋼中の粗大なＭｎＳの生成を抑制し、更に鋼中のＣあるいはＮと結合し炭化物あるいは炭窒化物として析出することで、鋼の強度を高め、結晶粒粗大化を抑制する元素である。その効果は０．０３％以上を含有することで顕著になる。しかし、含有量が過剰になると、Ｔｉの窒化物が粗大になるとともに、鋼の熱間加工性が劣化するため、上限を０．２０％とした。したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜０．２０％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．０６〜０．１５％とすることが好ましい。
【００４１】
Ａｌ：
Ａｌは、脱酸剤として使用される元素である。また、鋼中のＮと結合して熱間圧延中のオーステナイト結晶粒微細化に効果的な窒化物を形成する元素である。また、本発明に係る肌焼鋼においては、Ｔｉ添加前のＡｌ含有量を０．００５〜０．０６％とすることが重要である。すなわちＡｌの含有量が０．００５％以上である場合、ＴｉおよびＳを前記の含有量とし、更に（１）式で表されるｆｎ１の値を０％以上とすることで、Ｔｉ硫化物は微細になり、粗大なＭｎＳの生成が抑制される。しかし、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、Ａｌは酸化物クラスターを形成し、鋼の加工性や疲労強度を低下させる。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０６％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００５〜０．０４％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｐ：
Ｐは、鋼の強度を増加させる元素であるが、粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる。特にＰの含有量が０．０３％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．０３％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２％以下とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎ：
Ｎは、鋼中のＶやＡｌなどと結合して熱間鍛造中のオーステナイト結晶粒微細化に効果的な窒化物を形成する元素である。しかし、形成された窒化物が粗大である場合、冷間加工性や疲労強度が低下する。特にＮの含有量が０．００８％を超えると、冷間加工性や疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物元素としてのＮの含有量を０．００８％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００４４】
Ｏ：
Ｏは、鋼中のＡｌなどと結合し酸化物を形成する元素である。この形成された酸化物は、冷間加工性や疲労強度の低下を招く。特にＯの含有量が０．００２５％を超えると、冷間加工性や疲労強度の低下が顕著になる。したがって、不純物元素としてのＯの含有量を０．００２５％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
以上が請求項１の鋼の化学成分を限定した理由である。
【００４５】
次に請求項２で請求項１の鋼の化学成分に加えて、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０３〜０．３％のうち、少なくとも１種を含有させる限定理由を述べる。
【００４６】
請求項２で規定した元素は、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織の生成を促進するとともに、疲労強度の向上に寄与する元素であり、それぞれ同一の効果を持つ元素といえる。各元素での効果の詳細について以下に述べる。
【００４７】
Ｃｕ：
Ｃｕは含有させなくてもよい。含有させればＣやＭｎと同様に、鋼の焼入れ性を向上させベイナイト組織の生成を促進するとともに、疲労強度を向上させる。ただし、疲労強度の向上効果を確実に得るには含有量を０．０５％以上にするのが好ましい。また、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると熱間加工性を劣化させるため、その含有量を０．０５％〜０．５％とする。
【００４８】
Ｃｒ：
Ｃｒは含有させなくてもよい。含有させればＣやＭｎと同様に、鋼の焼入れ性を向上させベイナイト組織の生成を促進するとともに、疲労強度を向上させる。ただし、疲労強度の向上効果を確実に得るには含有量を０．０５％以上にするのが好ましい。また、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると熱間加工性を劣化させるため、その含有量を０．０５％〜２．０％とする。
【００４９】
Ｎｉ：
Ｎｉは含有させなくてもよい。含有させればベイナイト組織の生成を促進するとともに、表面硬化処理、中でも浸炭処理を受けた部品の疲労強度を向上させる。ただし、疲労強度の向上効果を確実に得るには含有量を０．０５％以上にするのが好ましい。また、Ｎｉの含有量が３．５％を超えるとその効果が飽和し、コストが嵩むばかりであるため、その含有量を０．０５％〜３．５％とする。
【００５０】
Ｍｏ：
Ｍｏは含有させなくてもよい。含有させればベイナイト組織の生成を促進するとともに、表面硬化処理、中でも浸炭処理を受けた部品の疲労強度を向上させる。ただし、疲労強度の向上効果を確実に得るには含有量を０．０５％以上にするのが好ましい。また、Ｍｏの含有量が１．０％を超えるとその効果が飽和し、コストが嵩むばかりであるため、その含有量を０．０５％〜１．０％とする
【００５１】
Ｂ：
Ｂは含有させなくてもよい。含有させればベイナイト組織の生成を促進するとともに、表面硬化処理、中でも浸炭処理を受けた部品の疲労強度を向上させる。この効果は０．００１％以上で顕著になるため添加する場合には含有量を０．００１％以上にするのが好ましい。また、Ｂの含有量が０．００５％を超えるとその効果が飽和し、コストが嵩むばかりであるため、その含有量を０．００１％〜０．００５％とする。
【００５２】
Ｎｂ：
Ｎｂは含有させなくてもよい。含有させればベイナイト組織の生成を促進するとともに、炭化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化させ、鋼の疲労強度を向上させる。この効果は０．０１％以上で顕著になるため添加する場合には含有量を０．０１％以上にするのが好ましい。また、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えるとその効果が飽和し、コストが嵩むばかりであるため、その含有量を０．０１％〜０．１０％とする。
【００５３】
Ｖ：
Ｖは含有させなくてもよい。含有させればベイナイト組織の生成を促進するとともに、炭化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化させ、鋼の疲労強度を向上させる。この効果は０．０３％以上で顕著になるため添加する場合には含有量を０．０３％以上にするのが好ましい。また、Ｖの含有量が０．３０％を超えるとその効果が飽和し、コストが嵩むばかりであるため、その含有量を０．０３％〜０．３０％とする。
以上が請求項１および請求項２の鋼の化学成分を限定した理由である。
【００５４】
次に、本発明において切削加工に供する際の鋼のミクロ組織をフェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織に限定した理由を述べる。従来ベイナイト組織を有するミクロ組織の鋼は、ベイナイト組織が硬質相であるため切削性に不向きであると考えられていた。しかし本発明者らは、ベイナイト組織が硬質相であることならびに微細な炭化物がランダムに存在することに着目した。すなわちベイナイト単体ではなく、軟質なフェライト相との混合組織にすることで、軟質相と硬質相とをランダムに配置し、その変形特性差をより顕在化させることによって切削加工時に硬質なベイナイト相への応力集中を促進し、切り屑の長さを短くできる。つまり、切り屑処理性を向上できるとの発想から精査した結果、やはりミクロ組織をフェライト相とベイナイト相との混合組織にした場合、切り屑処理性が劇的に向上することを明らかにした。更にフェライト相とベイナイト相との混合組織による切り屑処理性の向上は、硬質なベイナイト組織を有するにも係わらず切削抵抗の低下を招き、工具寿命の劣化を防止することも判明した。この切り屑処理性の向上は、フェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織の場合でも同様の効果が発現することも明らかにした。したがって、切削加工に供する際の鋼のミクロ組織を、フェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織に限定した。
【００５５】
また、切削加工前のミクロ組織中のベイナイト相がミクロ組織全体の面積分率として５％未満の場合、この切り屑処理性の向上効果は乏しく、また、９５％を超えた場合には、ほぼベイナイト単相組織となり、変形特性が均一化され、切削加工時の応力集中源（変形特性差がある場所）が無くなり、切り屑の分断性が劣化し、切り屑処理性が逆に悪くなる。加えて切削抵抗の低下効果が消滅し、逆に切削抵抗の増加となる。したがって、混合組織中のベイナイト相の面積分率は５〜９５％とした。望ましくは２０〜９０％が好ましい。
【００５６】
切削加工に供する際の鋼のミクロ組織をフェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織にする方法を、従来一般的に採用されている機械部品の成型工程を例に説明する。
【００５７】
肌焼鋼を用いた機械部品は▲１▼素材を熱間鍛造などの熱間加工工程で所定の形状に粗加工後冷却し、次いで▲２▼焼きならし処理を施した後、▲３▼切削加工により所望の形状に仕上げ、▲４▼浸炭焼き入れ等の表面処理を行うという成型工程を経て製造される。
【００５８】
ミクロ組織をフェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織にして、且つベイナイト相をミクロ組織全体の面積分率として５〜９５％にする方法としては、上記工程において例えば▲１▼の熱間加工工程終了後の冷却工程で冷却速度を調整し、ミクロ組織中のベイナイト相面積率を所望の値にした後、▲２▼の焼きならし処理を省略すればよい。あるいは、▲１▼の熱間加工工程後、常法による冷却を行った後、▲２▼の焼きならし処理を行い、焼きならし処理後の冷却において、冷却速度を調整して、ミクロ組織中のベイナイト相面積率を所望の値にすればよい。
【００５９】
冷却速度の調整については、用いた肌焼鋼の連続冷却変態図（ＣＣＴ曲線図）を事前に採取し、フェライト変態領域とベイナイト変態領域を通過する冷却速度範囲を求め、求めた冷却速度範囲に調整すればよい。
【００６０】
次に請求項３における（１）式で算出されるｆｎ１の限定理由および切削加工に供する際の鋼のミクロ組織の限定理由を述べる。
【００６１】
Ｔｉ、ＳおよびＮを既に述べた範囲の含有量として、更に（１）式で表されるｆｎ１の値により、鋼中に生成する粗大なＭｎＳの生成挙動が変化する。この粗大なＭｎＳの生成は疲労強度に大きく影響する。また同時に、ｆｎ１の値により、結晶粒粗大化を抑制するＴｉの炭化物あるいは炭窒化物の形成量も変化する。ｆｎ１の値が０未満の場合、粗大なＭｎＳの生成を抑制できず、疲労強度の低下を招くと同時に、結晶粒粗大化を抑制するＴｉの炭化物あるいは炭窒化物の形成量が少なく、結晶粒粗大化抑制効果が発揮できない。従ってｆｎ１の値を０％以上に規定した。
【００６２】
次に請求項４における（２）式の限定理由を述べる。
前述した理由で、請求項１から請求項３に記載した化学成分、ミクロ組織、および（１）式のｆｎ１の値を０％以上にすることで、優れた切り屑処理性を実現すると共に浸炭処理時の結晶粒粗大化抑制をも実現することができる。加えて、請求項４に記載した硫化物、酸化物、窒化物などの全介在物の大きさを制御することにより、耐粗粒化特性と切り屑処理性とを両立し、更に加えて優れた耐疲労特性も具備することができる。
【００６３】
すなわち、Ｌ断面において全介在物の極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の（２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下の場合に、介在物起点による冷間加工性の低下が防止され、加えて圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が作用する場合の疲労強度の低下が防止される。Ｌ断面において（２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍを超える場合には、介在物起点の破壊が生じ、冷間加工性や疲労強度が大きく低下してしまう。したがって、Ｌ断面において全介在物の極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の（２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２の上限を３０μｍとした。望ましくはｆｎ２は２０μｍ以下であることが好ましい。
【００６４】
なお、前述した化学成分範囲、および（１）式で表されるｆｎ１の値に関する規定を満足しても、酸化物などの生成によって介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍを越える場合があるため、例えば転炉や電炉で溶製後、Ｓｉなどの脱酸作用を有する元素で充分に脱酸し、その後、炉外精錬を行い、その処理の末期にＴｉを添加する製鋼方法を実施することが好ましい。
【００６５】
以下、本発明を実施例によって更に詳しく説明する。なお、本発明の構成および作用効果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うる範囲で変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に含まれる。
【００６６】
（実施例）
供試材として表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、１５０ｋｇのインゴットを作成した。作成したインゴットを１２００〜１３００℃に加熱し、熱間鍛伸により直径６０ｍｍの丸棒を作成した。作成した丸棒については、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５の図１に則って介在物測定用の試験片をＬ断面が観察できるように切り出し、既に述べた方法によって（２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２値を測定した。表１では前記ｆｎ１、ｆｎ２の値を記載した。
【００６７】
【表１】
2005023360.tif 000003
【００６８】
なお、表１において、鋼Ａ１〜Ａ３は化学成分範囲および（２）式で表されるｆｎ２の値が本発明で規定する条件を満足する肌焼鋼であり、鋼Ａ４〜Ａ８は化学成分範囲だけが本発明で規定する条件を満足する肌焼鋼であり、鋼Ａ９〜Ａ２７は化学成分範囲、（１）式で表されるｆｎ１の値および（２）式で表されるｆｎ２の値のすべてが本発明で規定する条件を満足する肌焼鋼であり、鋼Ａ２８〜Ａ３２は化学成分範囲および（１）式で表されるｆｎ１の値が本発明で規定する条件を満足する肌焼鋼である。また、表１において、ｆｎ１、ｆｎ２の値が本発明で規定する条件を満足していない場合には、ｆｎ１、ｆｎ２の値に下線を付している。
【００６９】
その後、丸棒を２分割して、一つは切り屑処理性、工具摩耗および耐粗粒化評価用の素材として、もう一つは疲労試験用の素材として用いた。
【００７０】
切り屑処理性、工具摩耗および耐粗粒化評価用の素材である直径６０ｍｍの丸棒から、機械加工により直径３８ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱試験片を作製し、この試験片を用いて熱間鍛造を行った。図１に実施した熱間鍛造のヒートパターンを示す。
【００７１】
図１の熱間鍛造のヒートパターンに示すように、直径３８ｍｍ、高さ５０ｍｍの円柱試験片を１２００〜１３００℃の温度範囲で３０分間加熱保持した後、大気放冷あるいは衝風冷却を行い、冷却後のミクロ組織を種々に変化させた。また比較のため、熱間鍛造加工後、更に９００〜９５０℃の温度範囲で３０分間加熱保持した後に大気放冷にて焼ならし処理を施し、ミクロ組織をフェライト・パーライト組織にした。なお、熱間鍛造加工の際の加工量は減面率６０％で実施し、熱間鍛造は前方押出加工にて行った。
【００７２】
熱間鍛造材および熱間鍛造後に焼きならし処理した材料については、ミクロ組織観察を行い、ベイナイト組織の面積分率を測定した後、切削加工による切り屑処理性評価および工具磨耗評価を行なった。また熱間鍛造材についてのみ、耐粗粒化評価を行った。ここで、ミクロ組織観察によるベイナイト組織の面積分率の測定は、光学顕微鏡にて観察されたミクロ組織を写真にし、視野面積２ｍｍ２分の写真を使い画像解析して求めた。
【００７３】
切り屑処理性評価方法としては、ＴｉＮコーティング処理が施されたＰ２０種の超硬工具を用いて、切削速度１２０ｍ／ｍｉｎ、送り０．４０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み量１．５ｍｍ、湿式（水溶性潤滑油剤を使用）の旋削条件で加工し、その際に排出された切り屑のうち、代表的なものを少なくとも２０個以上採取し、その重量を測定した上で、切り屑の平均重量（総重量／総個数）を算出して切り屑処理性を評価した。
【００７４】
工具磨耗評価方法としては、上記条件にて１０分間旋削加工を施した後、使用した超硬工具の平均逃げ面摩耗量を測定し、測定値を工具摩耗量として評価した。
【００７５】
耐粗粒化評価方法としては、熱間鍛造材を箱型電気加熱炉を用いて大気雰囲気中、加熱温度１０００℃、均熱保持３時間行った後、水焼入れによる組織凍結を行った後、光学顕微鏡による旧オーステナイト結晶粒度を測定し、粒度番号が７番以上を優れていると評価した。
【００７６】
疲労試験用の素材である直径６０ｍｍの丸棒も前記円柱試験片と同様に、図１の熱間鍛造のヒートパターンに示すように、直径６０ｍｍの丸棒を１２００〜１３００℃の温度範囲で３０分間加熱保持した後、大気放冷あるいは衝風冷却を行い、冷却後のミクロ組織を種々に変化させた。
【００７７】
熱処理後、この丸棒から平滑小野式回転曲げ疲労試験片（平行部の直径が６ｍｍ、平行部長さが２５ｍｍ）を作製し、耐疲労特性の評価を実施した。図２に平滑小野式回転曲げ疲労試験片の採取方法を示す。
【００７８】
図２に示すように丸棒の鍛錬軸に平行な方向（以下「Ｌ方向」という）の「Ｒ／２部」および鍛錬軸に垂直な方向（以下「Ｔ方向」という）の中心部からサンプルを採取した。なお、図３に示すように、Ｔ方向から採取したサンプルは、その両端を電子ビーム溶接して接合し、Ｌ方向から採取したサンプルと共に所定の平滑小野式回転曲げ疲労試験片の寸法に仕上げた。
【００７９】
作製した平滑小野式回転曲げ疲労試験片は、図４の浸炭焼入れ・焼戻しのヒートパターンに示すように、カーボンポテンシャル１．０％、９３０℃で２７０ｍｉｎ、カーボンポテンシャル０．８％、９３０℃で２１０ｍｉｎ、８５０℃で１０ｍｉｎの浸炭処理を施した後、油焼入れを行い、続いて１８０℃で１２０ｍｉｎの焼戻し、空冷（大気放冷）を行った。なお、図４における「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを、「ＯＱ」は油焼入れを、「ＡＣ」は空冷（大気放冷）を意味する。
【００８０】
小野式回転曲げ疲労試験は室温大気雰囲気中で行い、１０７回の疲労強度（疲労限度）を測定した。
表２、表３に評価結果をまとめて示す。
【００８１】
【表２】
2005023360.tif 000004
【００８２】
【表３】
2005023360.tif 000005
【００８３】
なお、表２、表３において、ミクロ組織が本発明で規定する条件を満足する肌焼鋼であり、試験番号３３〜６４の比較鋼はミクロ組織が本発明で規定する条件を満足しない肌焼鋼である。また、表２、表３において、Ｆ、Ｐ、Ｂはそれぞれフェライト相、パーライト相、ベイナイト相を示し、例えば、Ｆ＋Ｂはフェライト相とベイナイト相との混合組織を示している。また、表２、表３において、ミクロ組織がベイナイト相を含有していない場合には、ミクロ組織を示す記号に下線を付し、切り屑重量が０．２ｇ／個よりも重い場合には、切り屑重量の値に下線を付し、旧γ粒度番号が７よりも小さい場合には、旧γ粒度番号に下線を付し、Ｔ方向の疲労強度が７４０ＭＰａよりも低い場合には、Ｔ方向の疲労強度の値に下線を付し、Ｌ方向の疲労強度に対するＴ方向の低下が１００ＭＰａよりも大きい場合には、Ｌ方向の疲労強度の値に下線を付し、ｆｎ２の値が３０よりも大きい場合には、ｆｎ２の値に下線を付している。
【００８４】
表２、表３から、本発明で規定したミクロ組織（フェライト相とベイナイト相との混合組織、あるいはフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の混合組織）にした試験番号１〜３２の場合には、その比較鋼である試験番号３３〜６４に比べ切り屑重量が大幅に減少し切り屑処理性が向上しているとともに、工具摩耗量は、本発明鋼、比較鋼ともに大差がなく、たとえミクロ組織がベイナイト組織を含有する場合でも工具摩耗量に影響がないことがわかる。すなわち本発明に係る肌焼鋼であれば、優れた切り屑処理性を実現できる。
【００８５】
また、本発明で規定した化学成分およびｆｎ１を満足している試験番号９〜３２では、高温浸炭処理を想定した１０００℃、３ｈｒ加熱、焼入れを施しても、旧γ粒度番号は９〜１０の間で、微細粒組織を保持できることがわかる。すなわち本発明に係る肌焼鋼であれば、優れた切り屑処理性を実現できるとともに、優れた耐粗粒化特性を有することが明らかである。
【００８６】
また、本発明で規定した化学成分およびｆｎ２を満足している試験番号１〜３，９〜２７では、Ｔ方向でも７４０ＭＰａを越える疲労強度を有し、しかもＬ方向の疲労強度に対するＴ方向の低下が小さいことがわかる。すなわち本発明に係る肌焼鋼であれば、優れた切り屑処理性を実現できるとともに、優れた疲労強度特性を有することが明らかである。
【００８７】
また、本発明で規定した化学成分、ｆｎ１およびｆｎ２を満足している試験番号９〜２７では、高温浸炭処理を想定した１０００℃、３ｈｒ加熱、焼入れを施しても、旧γ粒度番号は９〜１０の間で、微細粒組織を保持でき、かつ、Ｔ方向でも７４０ＭＰａを越える疲労強度を有し、しかもＬ方向の疲労強度に対するＴ方向の低下が小さいことがわかる。すなわち本発明に係る肌焼鋼であれば、優れた切り屑処理性、耐粗粒化特性を有するとともに、加えて更に優れた疲労強度特性を有することが明らかである。
【００８８】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、本発明に係る肌焼鋼によれば、切削加工時の優れた切り屑処理性を有するとともに、優れた耐粗粒化特性、疲労特性を有する肌焼鋼を提供することが可能となり、自動車の歯車やシャフトなどの浸炭焼入れや浸炭窒化処理などの表面硬化処理を施されて使用される機械部品用の素材として利用することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る切り屑処理性、工具摩耗、耐粗粒化評価用試験片および疲労試験用の素材に対して行った熱間鍛造のヒートパターンである。
【図２】同実施例に係る平滑小野式回転曲げ疲労試験片の採取方法を説明する図である。
【図３】同実施例に係る平滑小野式回転曲げ疲労試験片形状を説明する図である。
【図４】同実施例に係る疲労試験片に施した浸炭焼入れ、焼戻しのヒートパターンである。
【図１】
2005023360.tif 000006
【図２】
2005023360.tif 000007
【図３】
2005023360.tif 000008
【図４】
2005023360.tif 000009