JP2005240175A

JP2005240175A - 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法

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Publication number: JP2005240175A
Application number: JP2005021043A
Authority: JP
Inventors: Tatsuro Ochi; 達朗越智; Manabu Kubota; 学久保田; Masahiko Tsuchie; 雅彦土江; Takashi Fujita; 崇史藤田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-01-29
Filing date: 2005-01-28
Publication date: 2005-09-08
Anticipated expiration: 2025-01-28
Also published as: JP4448456B2

Abstract

【課題】浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安定的に抑制することができ、浸炭焼入れ後の歪みや曲がりの発生を防止することができ、ならびに高温浸炭においても粗大粒の発生を防止し、転動疲労等の十分な強度特性を得ることができる肌焼鋼とその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｔｉ：０．０５〜０．２％他特定成分を特定範囲含有し、Ｎ：０．００５１％未満に制限し、又はさらに、Ｎｂ：０．０４％未満を含有し、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、又はさらに、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限し、又はさらに、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳＧ０５５２で規定されている８〜１１番とし、又はさらに、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において下記条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下としたことを特徴とする鋼を製造する。
【選択図】なし

Description

本発明は、浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼とその製造方法に関するものである。

歯車、軸受部品、転動部品、シャフト、等速ジョイント部品は、通常、例えばＪＩＳＧ４０５２、ＪＩＳＧ４１０４、ＪＩＳＧ４１０５、ＪＩＳＧ４１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を使用し、冷間鍛造（転造も含む）又は熱間鍛造−切削により所定の形状に加工された後、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。冷間鍛造は、製品の表面肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低く、歩留まりも良好であるため、従来は熱間鍛造で製造されていた部品を、冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっており、冷鍛−浸炭工程で製造される浸炭部品の対象は近年顕著に増加している。浸炭部品の大きな課題として、熱処理歪みの低減が挙げられる。これは、シャフトについては熱処理歪みで曲がればシャフトとしての機能が損なわれるためであり、また歯車や等速ジョイント部品では熱処理歪みが大きければ、騒音や振動の原因となるためである。ここで、熱処理歪みの最大の原因は、浸炭時に発生する粗大粒である。この粗大粒を抑制するために、従来は、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍が行われていた。これに対して、コスト削減の視点から、近年焼鈍省略の指向が強い。そのためには、焼鈍を省略しても粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。
一方、歯車、軸受部品、転動部品のなかで高面圧が負荷される軸受部品、転動部品においては、高深度浸炭が行われている。高深度浸炭は、通常、十数時間から数十時間の長時間を要するために、省エネルギーの視点から、浸炭時間の短縮が重要な課題である。浸炭時間短縮のためには、浸炭温度の高温化が有効である。通常の浸炭温度は９３０℃程度であるが、これに対して、９９０〜１０９０℃の温度域でいわゆる高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、必要な疲労特性、転動疲労特性等が得られないという問題が発生している。そのため、高温浸炭でも粗大粒が発生しない、つまり高温浸炭に適した肌焼き鋼が求められている。このような高面圧が負荷される歯車、軸受部品、転動部品は大型部品が多く、通常「棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程で製造される。浸炭時の粗大粒の発生を抑制するためには、熱間鍛造後の状態で、つまり熱間鍛造部材の状態で、粗大粒を抑制するために適正な材質を造り込んでおくことが必要があるが、そのためには、棒鋼線材の素材の状態で粗大粒を抑制するために適正な材質を造り込んでおくことが必要がある。

従来技術には、特定量のＡｌ、Ｎを含有し、熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドの状態を適正化した粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼が開示されている（例えば、特許文献１参照）。しかしながら、この肌焼鋼は、球状化焼鈍−冷間鍛造工程を経て製造される部品については粗大粒抑制の能力は不安定であり、また高温浸炭においても粗大粒の発生を抑制できない場合があるのが現実である。

また、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：０．０１％以下、鋼片熱間圧延加熱：１２５０〜１４００℃、製品圧延加熱：Ａｃ３〜１０５０℃を特徴とする疲労特性に優れた肌焼鋼および肌焼鋼の製造方法が開示されている（例えば、特許文献２及び３参照）。特許文献２の実施例で開示されているＮ量は０．００６４〜０．００９６％、特許文献３の実施例で開示されているＮ量は０．００５５〜０．００８４％の範囲である。本鋼もやはり、粗大粒抑制の能力は不安定であり、粗大粒の発生を抑制できる場合もあれば、できない場合もある。また、該鋼は上記の実施例から明らかな通り、０．００５５％以上のＮを含有するとともに、製品圧延加熱：Ａｃ３〜１０５０℃のために、ＴｉＮが粗大化する。そのため、この粗大なＴｉＮが転動疲労やピッチング疲労の起点となるために、十分な疲労特性が得られないという欠点を有している。

さらに、Ｔｉ：０．１超〜０．２％、Ｎ：０．０１５％以下、旧オーステナイト結晶粒度が１１番以上まで微細化したマルテンサイト組織からなる高強度肌焼鋼、およびＮ：０．０２０％以下で「Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１％」のうち１種ないし２種以上を含有し、旧オーステナイト結晶粒度が１１番以上まで微細化したマルテンサイト組織からなる高強度肌焼鋼が開示されている（例えば、特許文献４参照）。本公報の実施例で開示されているＮ量は０．００５２〜０．００９３％である。また、本公報において「旧オーステナイト結晶粒度が１１番以上」としているのは、本公報明細書０００６、０００７および実施例の記載から、鋼素材の状態ではなく、鋼部品の最終的な熱処理を終えた状態において観察される旧オーステナイト結晶粒度である。そして、本公報において「旧オーステナイト結晶粒度が１１番以上」を達成するための方法は、本公報明細書０００８、０００９、００１０および実施例００１１の記載から、浸炭焼入れした後、再焼入れ（再加熱してオーステナイト化した後再び焼入れする方法）することを前提としている。再加熱焼入れを行なうと、熱処理変形が大きくなり強度特性が劣化するという欠点を有する。また、「旧オーステナイト結晶粒度が１１番以上」まで微細化すると、焼入れ性の低下が顕著になって十分な硬さが得られず、この点からも、かえって強度特性の低下を引起す。さらに、該鋼は上記の実施例から明らかな通り、０．００５２％以上のＮを含有するために粗大なＴｉＮが生成する。そのため、この粗大なＴｉＮが転動疲労やピッチング疲労の起点となるために、十分な疲労特性が得られないという欠点を有している。
特開平１１−１０６８６６公報特開平１１−９２８６３公報特開平１１−９２８２４公報特開平２００３−３４８４３公報

上記のような開示された方法では、浸炭焼入れ工程において粗大粒の発生を安定的に抑制することができず、歪みや曲がりの発生を安定的に防止することはできない。また、疲労特性、特に転動疲労特性が要求される軸受部品、転動部品についても、高温浸炭により高深度浸炭を行って、十分な疲労特性を実現するのは困難である。本発明はこのような問題を解決して、熱処理歪みの小さい浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼き鋼とその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、上記目的を達成するために結晶粒の粗大化の支配因子について鋭意調査し、次の点を明らかにした。

（１）浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するには、ピン止め粒子としてＡｌＮ、ＮｂＮを活用するよりも、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を浸炭時に微細析出させることが有効である。またはさらに上記と併用して、ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を浸炭時に微細析出させることにより、粗大粒防止特性は一層向上する。
（２）上記のＴｉ系析出物またはさらにＮｂの炭窒化物を浸炭時に微細析出させる方法として、新規に以下の方法を発見した。
（ａ）上記のＴｉ系析出物またはさらにＮｂの炭窒化物を浸炭時にピン止め粒子として活用するためには、浸炭焼入れ時にこれらの析出物を多量微細分散する必要がある。そのためには、棒鋼または線材を熱間圧延する場合の圧延加熱時に上記のＴｉ系析出物またはさらにＮｂの炭窒化物を一旦溶体化する必要がある。Ｎ量が高くて、圧延加熱時にＴｉＮが多量に残存すると、Ｔｉ系析出物はＴｉＮ主体の複合析出物となり、溶体化が困難となる。また、熱間圧延後の冷却過程で、粗大なＴｉＮ上にＴｉＣ、ＴｉＣＳまたはさらにＮｂＣが析出し、これらの析出物の微細分散が妨げられる。そのため、Ｎ量を出来るだけ低減することが必要である。
（ｂ）また、圧延加熱時に粗大なＡｌＮが存在すると、上記のＴｉＮと同じ悪影響を及ぼす。そのため、ＡｌＮも圧延加熱時に溶体化しておく必要がある。ここで、ＡｌＮを圧延加熱時に溶体化しておけば、棒鋼、線材の熱間圧延−冷却過程でＡｌＮの析出はほとんど起こらない。そのため、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、圧延加熱時のＡｌＮの溶体化状況の確認が可能である。
（ｃ）なお、ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化できる条件で加熱を行えば、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を一旦溶体化することが可能である。そのため、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を圧延加熱時に一旦溶体化できたことの確認が可能である。
（ｄ）さらに、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物のピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間圧延後のマトリックス中にこれらの析出物を微細析出させておくことが必要である。そのためには、熱間圧延時の冷却過程でオーステナイトからの拡散変態時に相界面析出させる必要がある。もし熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、上記の析出物の相界面析出が困難になるために、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが必須である。

（３）熱間圧延後の鋼材の状態で、ＡｌＮの析出量を極力制限するためには、つまり熱間圧延加熱時にＴｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を溶体化するためには、圧延加熱温度を高温にする必要がある。

（４）熱間圧延後の鋼材に、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物をあらかじめ微細析出させるためには、圧延加熱温度及び圧延後の冷却条件を最適化すれば良い。すなわち圧延加熱温度を高温にすることによって、Ｔｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物を一旦マトリックス中に固溶させ、熱間圧延後にＴｉ系析出物またはさらにＮｂＣの析出物の析出温度域を徐冷することによって、これらの炭窒化物を多量、微細分散させることができる。
（５）さらに、熱間圧延後の鋼材のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなるため、圧延仕上げ温度の適正化もポイントである。
（６）Ｔｉ添加鋼ではＴｉ析出物が疲労破壊の起点となるため、疲労特性、特に転動疲労特性が劣化しやすくなるが、低Ｎ化、熱間圧延温度の高温化等によりＴｉ析出物最大サイズを小さくすることにより疲労特性の改善が可能となり、粗大粒防止特性と疲労特性の両立が可能である。

本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。

本発明の請求項１〜５の発明は、
質量％として、
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉ：０．０５〜０．２％を含有し、
Ｎ：０．００５１％未満
に制限し、
さらに、
Ｃｒ：０．４〜２．０％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｉ：３．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有し、
又はさらに、Ｎｂ：０．０４％未満を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｏ：０．００２５％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、
又はさらに、
熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限し、
又はさらに、
熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳＧ０５５２で規定されている８〜１１番とし、
又はさらに、
熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積：１００平方ｍｍ、検査回数：１６視野、予測を行なう面積：３００００平方ｍｍの条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であることを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。

本発明の請求項６〜９の発明は、
上記の鋼を製造するに際して、
１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延し、
又はさらに、
熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、
又はさらに、
熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とすることを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法である。

本発明の浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法を用いれば、冷鍛工程で部品を製造しても、浸炭時の結晶粒の粗大化が抑制されるために、疲労強度特性も優れるとともに、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化が従来よりも極めて少ない。そのため、これまで、粗大粒の問題から冷鍛化が困難であった部品の冷鍛化が可能になり、さらに冷鍛後の焼鈍を省略することも可能になる。また、熱間鍛造工程で製造される部品に本鋼材を適用しても高温浸炭においても粗大粒の発生を防止し、転動疲労特性等の十分な強度特性を得ることができる。以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の肌焼鋼の成分を限定した理由について説明する。

Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１％未満では必要な引張強さを確保することができず、０．４％を越えると硬くなって冷間加工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化するので、０．１〜０．４％の範囲内にする必要がある。

Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は不十分である。一方、１．５％を越えると、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜１．５％の範囲内にする必要がある。冷間加工を受ける鋼材の好適範囲は０．０２〜０．３％である。特に冷鍛性を重視する場合は、０．０２〜０．１５％の範囲にするのが望ましい。一方、Ｓｉは粒界強度の増加に有効な元素であり、さらに軸受部品、転動部品においては、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。そのため、高強度化を指向する場合には、０．２〜１．５％の範囲が好適である。特に転動疲労強度の高いレベルを得るためには、０．４〜１．５％の範囲にするのが望ましい。なお、Ｓｉ添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の組織中の残留オーステナイト量（通称、残留γ量）が３０〜４０％の時に特に大きい。残留γ量をこの範囲で制御するには、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理である。表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が適切である。なお、この場合の浸炭時の炭素ポテンシャルは０．９〜１．３％の範囲とするのが望ましい。

Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．３％未満では効果は不十分であり、１．８％を越えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．３％〜１．８％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．５〜１．２％である。なお、冷鍛性を重視する場合は、０．５〜０．７５％の範囲にするのが望ましい。

Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。なお、軸受部品、転動部品においては、ＭｎＳが転動疲労寿命を劣化させるために、Ｓを極力低減する必要があり、０．００１〜０．０１％の範囲にするのが望ましい。

Ａｌは脱酸剤として添加する。０．００５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０５％を越えると、ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化しないで残存し、ＴｉやＮｂの析出物の析出サイトとなり、これらの析出物の微細分散を阻害し、浸炭時の結晶粒の粗大化を助長する。以上の理由から、その含有量を０．００５〜０．０５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０２５〜０．０４％である。
Ｔｉは鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを生成させ、これにより浸炭時のγ粒の微細化を図るために添加する。しかしながら、０．０５％未満ではその効果は不十分である。一方、Ｔｉを０．２％を超えて添加すると、ＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性が顕著に劣化するとともに、ＴｉＮ主体の析出物が顕著となり転動疲労特性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０５〜０．２％の範囲内にする必要がある。好適範囲は、０．０５〜０．１％未満である。なお、本発明の鋼および熱間鍛造部材は、浸炭加熱時に侵入してくる炭素および窒素と固溶Ｔｉが反応して、浸炭層に微細なＴｉ（ＣＮ）が多量に析出する。そのために、軸受部品、転動部品においては、これらのＴｉ（ＣＮ）が転動疲労寿命の向上に寄与する。したがって、軸受部品、転動部品において、特に高いレベルの転動疲労寿命を指向する場合には、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９〜１．３％の範囲で高めに設定すること、あるいは、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、上記のように浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理であるが、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が適切である。

Ｎは鋼中のＴｉと結びつくと粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成し、これがＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、ＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）の析出サイトとなり、これらのＴｉ系析出物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻害し粗大粒の生成を促進する。上記の悪影響はＮ量が０．００５１％以上の場合特に顕著である。以上の理由から、その含有量を０．００５１％未満にする必要がある。

次に、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖの１種又は２種以上を含有する。

Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であり、さらに軸受部品、転動部品においては、浸炭後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。０．４％未満ではその効果は不十分であり、２．０％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．４〜２．０％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．７〜１．６％である。なお、Ｃｒ添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の組織中の残留γ量が３０〜４０％の時に特に大きい。残留γ量をこの範囲で制御するには、いわゆる浸炭浸窒処理を行い、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるようにすることが有効である。

Ｍｏも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であり、さらに軸受部品、転動部品においては、浸炭後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。但し、１．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招き切削性、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を１．５％以下の範囲内にする必要がある。好ましくは、０．５％以下、さらに好適範囲は０．０２〜０．５％である。Ｍｏ添加による軸受部品、転動部品の転動疲労過程での組織変化、材質劣化の抑制の効果についても、Ｃｒと同様に、いわゆる浸炭浸窒処理を行い、浸炭後の組織中の残留γ量が３０〜４０％の時に特に大きい。

Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、３．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を３．５％以下の範囲内にする必要がある。好ましくは０．１〜３．５％、さらに好適範囲は０．４〜２．０％である。なお、Ｎｉ含有量の下限は特に限定するものではないが、０．１％とすることが好ましい。

Ｖも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．５％以下の範囲内にする必要がある。好ましくは０．０３〜０．５％、さらに好適範囲は０．０７〜０．２％である。
Ｂも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。さらにＢには、（ａ）棒鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延ままで軟質化を促進する効果、（ｂ）浸炭材の粒界強度を向上させることにより、浸炭部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる効果も有している。しかしながら、０．００５％を超えてＢを添加するとその効果は飽和し、かえって衝撃強度劣化等の悪影響が懸念されるので、その含有量を０．００５％以下の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．０００５〜０．００３％である。

Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。また、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、疲労強度を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５％以下である。

本発明のような高Ｔｉ鋼においては、Ｏは鋼中でＴｉ系の酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、ＴｉＣの析出サイトとなり、熱間圧延時にＴｉＣが粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、Ｏ量はできるだけ低減することが望ましい。以上の理由から、その含有量を０．００２５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．００２０％以下である。なお、軸受部品、転動部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、Ｏ含有量が低いほど転動寿命は向上する。そのため、軸受部品、転動部品においては、Ｏ含有量を０．００１２％以下に制限するのが望ましい。

次に、本発明では、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。

圧延加熱時に粗大なＡｌＮが存在すると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物の析出サイトとなり、熱間圧延後にＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物が粗大に析出し、浸炭時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。そのため、圧延加熱時にＡｌＮを溶体化することが必要である。ここで、ＡｌＮは、圧延加熱時に溶体化しておけば、棒鋼、線材の熱間圧延−冷却過程でＡｌＮの析出はほとんど起こらない。そのため、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、圧延加熱時にＡｌＮが十分に溶体化できていることの確認が可能である。なお、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物をピン止め粒子として活用するためには、圧延加熱時にこれらの析出物も一旦溶体化する必要がある。ＡｌＮが圧延加熱時に溶体化できる条件で加熱を行えば、上記の析出物を一旦溶体化することが可能である。そのため、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を規制することにより、圧延加熱時にＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物を一旦溶体化できたことの確認が可能である。ＡｌＮの析出量が０．０１％を超えると、粗大粒の発生が懸念される。以上の理由から、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限する。好適範囲は、０．００５％以下である。

なお、ＡｌＮの析出量の化学分析法としては、臭素メタノール溶液で溶解し、０．２μｍのフィルターで残さを採取し、これを化学分析する方法が一般的である。０．２μｍのフィルターを用いても、ろ過の過程で析出物によりフィルターが目詰まりを起こすため、実際には０．２μｍ以下の微細な析出物の抽出も可能である。

次に、本発明の請求項２、７では、請求項１、６に加えてＮｂ：０．０４％未満を含有するが、このように限定した理由を以下に述べる。
Ｎｂは浸炭加熱の際に鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。Ｎｂ添加により「Ｔｉ系析出物による粗大粒防止」効果が一層有効になる。これは、Ｔｉ系析出物にＮｂが固溶し、Ｔｉ系析出物の粗大化を抑制するためである。そのため、本願発明の添加量の範囲内では、Ｎｂの添加量に依存して効果は増大するものの、０．０３％未満、あるいは０．０２％未満、さらには０．０１％未満といった微量添加においても、Ｎｂを添加しない場合に比較して、粗大粒防止特性は顕著に向上する。但し、Ｎｂ添加は切削性や冷間鍛造性の劣化、浸炭特性の劣化を引き起こす。特に、Ｎｂの添加量がＮｂ：０．０４％以上であると、素材の硬さが硬くなって切削性、冷間鍛造性が劣化するとともに、棒鋼・線材圧延加熱時の溶体化が困難になる。以上の理由から、その含有量を０．０４％未満の範囲内にする必要がある。切削性、冷間鍛造性等の加工性を重視する場合の好適範囲は、０．０３％未満である。また、加工性に加えて、浸炭性を重視する場合の好適範囲は０．０２％未満である。さらに、特別に浸炭性を重視する場合の好適範囲は０．０１％未満である。なお、Ｎｂの含有量の下限は特に限定するものではないが、０．００１％を下限とすることが好ましい。また、粗大粒防止特性と加工性の両立を図るために、Ｎｂの添加量は、Ｔｉの添加量に応じて、調整することが推奨される。例えば、Ｔｉ＋Ｎｂの好適範囲は、０．０７〜０．１７％未満である。特に高温浸炭や、冷鍛部品において、望ましい範囲は０．０９１％超〜０．１７％未満である。

次に、本発明の請求項３、８では、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限するが、このように限定した理由を以下に述べる。熱間圧延後の鋼材にベイナイト組織が混入すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。また、ベイナイトの混入の抑制は冷間加工性改善の視点からも望ましい。これらの悪影響は、ベイナイトの組織分率が３０％を超えると特に顕著になる。以上の理由から、熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限する必要がある。高温浸炭等で粗大粒防止に対して浸炭条件が厳しい場合の好適範囲は２０％以下である。冷鍛経由等でさらに粗大粒防止に対して浸炭条件が厳しい場合の好適範囲は１０％以下である。
次に本発明では、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳＧ０５５２で規定されている８〜１１番とするが、このように限定した理由を以下に述べる。熱間圧延後のフェライト粒が過度に微細であると、浸炭時にオーステナイト粒が過度に微細化する。オーステナイト粒が過度に微細になると、粗大粒が生成しやすくなり、特にフェライト結晶粒度が１１番を超えるとその傾向が顕著になる。また、オーステナイト粒がＪＩＳＧ０５５１で規定されている１１番を超えるような過度に微細になると、前掲の特開平２００３−３４８４３公報の鋼材と同様に、焼入れ性の劣化による強度不足等の弊害を生じる。一方、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳＧ０５５２で規定されている８番未満の粗粒にすると、熱間圧延材の延性が劣化し、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号をＪＩＳＧ０５５２で規定されている８〜１１番の範囲内にする必要がある。

本発明の請求項５，１０では、熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積：１００平方ｍｍ、検査回数１６視野、予測を行なう面積：３００００平方ｍｍの条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下とするが、このように限定した理由を以下に述べる。本発明で対象とする浸炭部品の要求特性の一つに転動疲労特性や面疲労強度のような接触疲労強度がある。粗大なＴｉ系析出物が鋼中に存在すると接触疲労破壊の起点となり、疲労特性が劣化する。極値統計により、検査基準面積：１００平方ｍｍ、検査回数１６視野、予測を行なう面積：３００００平方ｍｍの条件で測定した時のＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍを超えると、特に接触疲労特性に及ぼすＴｉ系析出物の悪影響が顕著になる。以上の理由から、極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径を４０μｍ以下とする必要がある。極値統計による析出物の最大直径の測定・予測方法は、１９９３年３月８日養賢堂発行「金属疲労微小欠陥と介在物の影響」２３３頁〜２５２頁に記載の方法による。なお、本発明で用いているのは、二次元的検査により一定面積内（予測を行なう面積：３００００平方ｍｍ）で観察される最大析出物を推定するという二次元的検査方法である。詳細な測定手順は、実施例欄で述べる。

次に熱間圧延条件について説明する。
上記の本発明成分からなる鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材または棒鋼に熱間圧延する圧延素材とする。

次に、本発明の請求項６は、圧延素材を１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱の温度で加熱する。加熱条件が、１１５０℃未満であるか、あるいは加熱温度が１１５０℃以上でも保熱時間が１０分未満では、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物およびＡｌＮを一旦マトリックス中に固溶させることができない。そのため、熱間圧延後の鋼材に、一定量以上のＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物をあらかじめ微細析出させることができず、熱間圧延後に粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物、ＡｌＮが存在し、浸炭時に粗大粒の発生を抑制することができない。そのため、熱間圧延に際して、１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱することが必要である。好適範囲は１１８０℃以上の温度で保熱時間１０分以上である。

次に、本発明の請求項６は、熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する。冷却条件は、１℃／ｓを越えるとＴｉ系析出物の析出温度域を短時間しか通過させることができず、熱間圧延後の微細なＴｉＣ系析出物の析出量が不十分となり、さらにまた、ベイナイトの組織分率が大きくなる。そのため、浸炭時に粗大粒の発生を抑制することができなくなる。また、冷却速度が大きいと圧延材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化するため、冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。好適範囲は０．７℃／ｓ以下である。なお、冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバーまたは熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。

次に、本発明の請求項７は、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とする。仕上げ温度が８４０℃未満では、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、その後の浸炭時に粗大粒が発生しやすくなる。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、圧延材の硬さが硬くなって冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とする。冷間鍛造用途で、焼鈍なしで使用する場合は、８４０〜９２０℃の範囲が、それ以外では９２０〜１０００℃の範囲が望ましい。

本発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、分塊圧延条件については特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。
本発明は、冷間鍛造工程で製造される部品、熱間鍛造で製造される部品いずれにも適用可能である。熱間鍛造工程の例としては、「棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程があげられる。本発明の鋼材を用いて、例えば１１５０℃以上の加熱温度で熱間鍛造を行い、その後必要に応じて焼準処理を行なうことにより、９５０℃〜１０９０℃の温度域での浸炭のような厳しい条件での浸炭焼入れ熱処理においても、粗大粒の発生の抑制が可能となり、優れた材質特性が得られる。例えば、軸受部品、転動部品の場合であると、高温浸炭を行っても、優れた転動疲労特性が得られる。
本発明では、浸炭条件を特に限定するものではない。軸受部品、転動部品において、特に高いレベルの転動疲労寿命を指向する場合には、上記のように、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９〜１．３％の範囲で高めに設定すること、あるいは、いわゆる浸炭浸窒処理を行うことが有効である。浸炭浸窒処理は、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う処理であるが、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になるような条件が適切である。これらの条件を選択することにより、浸炭層に微細なＴｉ（ＣＮ）が多量に析出し、また残留γが３０〜４０％導入されることが、転動寿命の向上に寄与する。

以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。

表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径２４〜３０ｍｍの棒鋼を製造した。

熱間圧延後の棒鋼から、ＡｌＮの析出量を化学分析により求めた。また、圧延後の棒鋼について、ミクロ観察を行い、ベイナイト分率の測定、ＪＩＳＧ０５５２の規定に従ってフェライト結晶粒度の測定を行なった。さらに、ビッカース硬さを測定し、冷間加工性の指標とした。

上記の工程で製造した棒鋼について、球状化焼鈍を行った後、据え込み試験片を作成し、圧下率５０％の据え込みを行った後、浸炭シミュレーションを行った。浸炭シミュレーションの条件は、９１０℃〜１０１０℃に５時間加熱−水冷である。その後、切断面に研磨−腐食を行い、旧オーステナイト粒径を観察して粗粒発生温度（結晶粒粗大化温度）を求めた。浸炭処理は通常９３０〜９５０℃の温度域で行われるため、粗粒発生温度が９５０℃以下のものは結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。なお、旧オーステナイト粒度の測定はＪＩＳＧ０５５１に準じて行い、４００倍で１０視野程度観察し、粒度番号５番以下の粗粒が１つでも存在すれば粗粒発生と判定した。
また、極値統計法によるＴｉ系析出物の最大直径の予測は次の方法で行なった。析出物がＴｉ系であるか否かは、光学顕微鏡におけるコントラストの違いからを判別した。コントラストの違いによる判別法の妥当性は、あらかじめエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置付き走査型電子顕微鏡にて確認した。試験片長手方向断面において検査基準面積１００平方ｍｍ（１０ｍｍ×１０ｍｍの領域）の領域をあらかじめ１６視野分準備した。そして各検査基準面積１００平方ｍｍにおけるＴｉ系の最大析出物を検出し、これを光学顕微鏡にて１０００倍で写真撮影した。これを各々の各検査基準面積１００平方ｍｍの１６視野について、１６回繰り返し行なった（つまり検査回数１６視野）。得られた写真から各検査基準面積における最大析出物の直径を計測した。楕円形の場合は長径と短径の相乗平均を求めその析出物の直径とした。得られた最大析出物直径の１６個のデータを、前記の養賢堂発行「金属疲労微小欠陥と介在物の影響」２３３頁〜２５２頁に記載の方法に従い、最大析出物分布直線（最大析出物直径と極値統計基準化変数の一次関数）を最小二乗法により求め、最大析出物分布直線を外挿することにより、予測を行なう面積：３００００平方ｍｍにおける最大析出物の直径を予測した。

次に、圧下率５０％で冷間鍛造を行なった各鋼材から、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片を作成し、９５０℃×５時間、炭素ポテンシャル０．８％の条件で浸炭を行なった。焼入れ油の温度は１３０℃、焼戻しは１８０℃×２時間である。これらの浸炭焼入れ材について、浸炭層のγ粒度を調査した。さらに、点接触型転動疲労試験機（ヘルツ最大接触応力５８８４ＭＰａ）を用いて転動疲労特性を評価した。疲労寿命の尺度として、「試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数」として定義されるＬ₁₀寿命を用いた。
これらの調査結果をまとめて、表２に示す。転動疲労寿命は比較例１２のＬ₁₀寿命を１とした時の各材料のＬ₁₀寿命の相対値を示した。
本発明例の結晶粒粗大化温度は９９０℃以上であり、９５０℃浸炭材のγ粒も細整粒であり、転動疲労特性もすぐれていることが明らかである。
一方、比較例１２,１３はＪＩＳのＳＣｒ４２０およびＳＣＭ４２０の特性であるが粗大粒発生温度は低く、９５０℃浸炭材のγ粒が粗大化している。また、比較例１１はＮの含有量が本願規定の範囲を上回りさらにＴｉ系析出物の最大直径が本願規定の範囲を上回った場合であり、粗大粒の生成が顕著に見られるとともに、転動疲労特性も良くない。比較例１４はＴｉ含有量が本願規定の範囲を下回った場合であり、Ｔｉのピン止め効果が小さいため、粗大粒の抑制に効果を表していない。比較例１５はＴｉ含有量が本願規定の範囲を上回り、さらにＴｉ系析出物の最大直径が本願規定の範囲を上回った場合であり、ＴｉＣによる析出効果が顕著に見られ、冷間加工性の劣化を招く。また、Ｔｉ系析出物の溶体化不良を招くために、粗大粒防止特性も劣り、転動疲労特性も良くない。比較例１６はＮｂ含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、素材の硬さが硬くなり冷間加工性の劣化を招くとともに、粗大粒防止特性も劣る。比較例１７はＯ含有量が本願規定の範囲を上回った場合であり、これも粗大粒が生成し、転動疲労特性も良くない。比較例１８は成分は本願規定の範囲内であるが、熱間圧延後の冷却速度が本発明の範囲を上回り、熱間圧延後のベイナイト組織分率が本願規定の範囲を超えており、これも粗大粒が生成する。比較例１９は仕上げ温度が本発明の範囲を上回り、圧延後のフェライト結晶粒度が本発明の範囲より粗大となった場合であり、粗大粒防止特性は劣る。比較例２０は仕上げ温度が本発明の範囲を下回り、圧延後のフェライト結晶粒度が本発明の範囲より微細となった場合であり、やはり粗大粒防止特性は劣る。比較例２１は圧延加熱温度が本発明の範囲を下回り、熱間圧延後のＡｌＮの析出量が本願規定の範囲を上回った場合であり、粗大粒防止特性は劣り、転動疲労特性も良くない。

表３に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて、熱間圧延により、直径７０ｍｍの棒鋼を製造した。この棒鋼を素材として、熱間鍛造を行い直径４０ｍｍの熱間鍛造部材に仕上げた。熱間鍛造の加熱温度は１１００℃〜１２９０℃である。
上記の工程で製造した熱間鍛造部材について、９００℃×１時間加熱空冷の条件で焼準処理を行った。その後、加熱時間５時間の条件で浸炭シミュレーションを行い、実施例−１と同様に、粗大粒発生温度を求めた。
また、上記の熱間鍛造部材を焼準した後、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片を作成し、１０５０℃×１時間、炭素ポテンシャル１．０％の条件で浸炭焼入れを行った。焼入れ油の温度は１３０℃、焼戻しは１８０℃×２時間の条件である。
これらの調査結果をまとめて、表４に示す。転動疲労寿命は比較例１２のＬ₁₀寿命を１とした時の各材料のＬ₁₀寿命の相対値を示した。
表４に示した通り、本発明例では、結晶粒粗大化温度は１０７０℃超である。また、１０５０℃浸炭材のγ粒は８番以上の細粒であり、転動疲労寿命も比較例に比べて２倍以上と極めて良好である。
一方、比較例は、実施例−１と同様に本発明の要件の範囲から逸脱しており、粗大粒防止特性は劣り、転動疲労特性も良くない。

Claims

質量％として、
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉ：０．０５〜０．２％を含有し、
Ｎ：０．００５１％未満
に制限し、
さらに、
Ｃｒ：０．４〜２．０％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｉ：３．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｏ：０．００２５％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限したことを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
鋼が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする請求項１記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
熱間圧延後のベイナイトの組織分率を３０％以下に制限したことを特徴とする請求項１または２記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳＧ０５５２で規定されている８〜１１番であることを特徴とする請求項１〜３の内のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
熱間圧延後の鋼のマトリックス中の長手方向断面において、検査基準面積：１００平方ｍｍ、検査回数：１６視野、予測を行なう面積：３００００平方ｍｍの条件で測定された極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４の内のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼。
質量％として、
Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．００１〜０．１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉ：０．０５〜０．２％を含有し、
Ｎ：０．００５１％未満
に制限し、
さらに、
Ｃｒ：０．４〜２．０％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｉ：３．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｏ：０．００２５％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
１１５０℃以上の温度で保熱時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限した鋼となるようにすることを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
鋼が、さらに、質量％でＮｂ：０．０４％未満を含有することを特徴とする請求項６記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷し、熱間圧延後のベイナイトの組織分率が３０％以下の鋼となるようにすることを含むことを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた請求項６または７記載の肌焼鋼の製造方法。
熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とし、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳＧ０５５２で規定されている８〜１１番である鋼となるようにすることを含むことを特徴とする請求項６〜８の内のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。