JP2010222634A

JP2010222634A - 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法

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Publication number: JP2010222634A
Application number: JP2009070684A
Authority: JP
Inventors: Shigeaki Okamoto; 成朗岡本; Yosuke Shinto; 陽介新堂; Mutsuhisa Nagahama; 睦久永濱
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2009-03-23
Filing date: 2009-03-23
Publication date: 2010-10-07
Anticipated expiration: 2029-03-23
Also published as: JP5503170B2

Abstract

【課題】結晶粒をさらに高度に制御する。
【解決手段】肌焼鋼は、Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。化学成分の含有量について％を使う場合は、以下、同じく質量％を意味するものとする）、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、及びＮｂ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、式（１）を満足している。このような肌焼鋼は、最大結晶粒の縮小化特性に優れている。
Ａ／［Ｎｂ］≦０．７ …（１）
（式中、Ａは、面積２０μｍ²以上のＮｂ系介在物の面積率（％）を示す。［Ｎｂ］は鋼中のＮｂ含有量（質量％）を示す）
【選択図】図２

Description

本発明は自動車、建築機械、その他産業機械において浸炭処理等の表面硬化処理をして使用される鋼部品を製造するのに有用な肌焼鋼に関する。

自動車、建築機械、その他産業機械において耐摩耗性、高疲労強度などが要求される部品を製造するには、肌焼鋼が利用されている。肌焼鋼としてはＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどが多用されており、鍛造や切削などの機械加工を利用してこれら肌焼鋼を部品形状に成形した後、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施し、その後必要に応じて研磨することで鋼部品が製造されている。近年、鋼部品の製造コストを低減するために、切削加工による負荷を低減することが求められている。例えば、切削加工を鍛造に切り替えたり、熱間鍛造を温間又は冷間鍛造に変更して寸法精度を高めることによって鍛造後の切削量を低減している。しかし、温間又は冷間鍛造した後、表面硬化処理すると、結晶粒が粗大化し易くなる。

表面硬化処理の際の結晶粒の粗大化を防止する技術として、例えば、特許文献１〜３などにはＮｂを利用する技術が開示されている。特許文献１はＮｂを０．００５〜０．２０％添加することを提案しており、鋼中のＮｂはＣ、ＮおよびＡｌと結合して極めて微細な析出物を生成し、粗大化の防止に有効であると説明している。特許文献２はＮｂを０．００１〜０．１％添加することを提案しており、Ｎｂは鋼中のＣやＮと結合してＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物などの析出物を生成すること、この析出物が鋼中に微細分散すると結晶粒の粗大化防止に有効であること、微細分散させるためには、これら析出物を固溶させることのできる温度で加熱した後、オーステナイト域では速やかに冷却すればよいことなどが説明されている。特許文献３はＮｂを０．０１５〜０．０５０％程度添加しており、Ｎｂの炭化物を一旦全て固溶させることで、微細均一な析出を促して結晶粒の成長を抑制できると説明している。

しかし、特許文献１〜３のようにＮｂ析出物を一旦固溶させる方法でＮｂ量が０．０５％未満になると、十分な数量の析出物が得られず、結晶粒粗大化防止効果が低下するという不具合があった。そこで特許文献４は、Ｎｂを０．０５〜０．３０％添加している。なお特許文献４でも、結晶粒粗大化防止に有効な微細析出物を生成させるため、鋳造時に生成した粗大な析出物を一旦固溶させなければならないとしており、分塊圧延前の加熱温度（Ｔ１；℃）と加熱時間（ｔ；分）を、４０００≦（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ×６０）を満足するようにしなければならないとしている（なお特許文献４には、４０００≦（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ）と記載されているが、実施例の欄の計算結果から逆算すると、４０００≦（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ×６０）が正しい）。

特開平９−７８１８４号公報特開２０００−６３９４３号公報特開２００７−３９７３２号公報特開２００７−１６２１２８号公報

特許文献４のようにすることで、多数の微細Ｎｂ析出物を析出させることができ、結晶粒粗大化防止特性を向上することができる。本発明の目的は、特許文献４の技術を改善し、結晶粒をさらに高度に制御することにある。

特許文献１〜３及び特許文献４はいずれもＮｂ析出物を一旦固溶することで、これらを微細析出させている。しかし、この技術によればＮｂが少ない場合には微細Ｎｂ析出物の数が不足する（特許文献１〜３）。Ｎｂを所定量以上添加することで、微細Ｎｂ析出物を確保することができ、結晶粒の粗大化を防止できる（特許文献４）。

ところが本発明者らがさらに検討を重ねたところ、特許文献４の技術によれば、殆どの結晶粒は粗大化が防止されているが、極一部に特異的に大きくなった結晶粒が存在していること（混粒）が判明した。そしてその原因について検討を進めたところ、粗大なＮｂ析出物が僅かでも残ると、表面硬化処理における加熱時に粗大なＮｂ析出物がオストワルド成長し、周辺の微細なＮｂ析出物が消失する結果、極一部に特異的に結晶粒が大きくなることが判明した。そこで微細Ｎｂ析出物を多数分散して結晶粒の粗大化を防止しつつも、最大となる結晶粒を縮小化できる技術（混粒を防止できる技術）を目指してさらに検討を進めたところ、むしろＮｂ析出物の僅かな固溶すら防止するようにしつつ、Ｎｂの添加量を必要最小限にまで絞り込むようにすれば、結晶粒粗大化防止特性を示す十分量の微細Ｎｂ析出物が得られ、かつ粗大なＮｂ析出物を著しく低減して混粒現象も防止できることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明に係る肌焼鋼は、Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。化学成分の含有量について％を使う場合は、以下、同じく質量％を意味するものとする）、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、及びＮｂ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、式（１）を満足している。このような肌焼鋼は、最大結晶粒の縮小化特性に優れている。
Ａ／［Ｎｂ］≦０．７ …（１）
（式中、Ａは、面積２０μｍ²以上のＮｂ系介在物の面積率（％）を示す。［Ｎｂ］は鋼中のＮｂ含有量（質量％）を示す）

前記肌焼鋼には、Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）などを適宜添加してもよい。なお前記不可避不純物は、例えば、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０５％以下（０％を含まない）などである。

本発明の肌焼鋼は、前記化学組成の鋼材を平均１００℃／ｈ以上の速度で加熱し、分塊圧延した後、さらに温度８５０〜１０５０℃に再加熱してから熱間圧延することによって製造でき、前記分塊圧延の加熱温度Ｔ１（℃）と加熱時間ｔ（分）が式（２）、（３）を満足している。
１１００≦Ｔ１≦１３５０ …（２）
（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ×６０）＜４０００ …（３）
本発明には前記肌焼鋼を冷間加工した後、表面硬化熱処理した鋼材も含まれる。

本発明によれば、Ｎｂ析出物の僅かな固溶すら防止するようにして、Ｎｂの添加量を必要最小限にまで絞り込んでいるため、オストワルド成長するような粗大なＮｂ系介在物を著しく低減でき、肌焼鋼の最大結晶粒の縮小化特性を高めることができる。

図１は従来の肌焼鋼の組織を示す概念図である。図２は本発明の肌焼鋼の組織の一例を示す概念図である。図３は実験例で得られた鋼材を焼鈍するときのヒートパターンを示す図である。図４は実験例で得られた鋼材をガス浸炭するときのヒートパターンを示す図である。図５は実験例で得られた鋼材を真空浸炭するときのヒートパターンを示す図である。図６は式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）と最大結晶粒の粒度番号との関係を示す図である。

本発明は、部品形状に加工した後で表面硬化処理するのに適した鋼材、すなわち肌焼鋼を対象とする。そして表面硬化処理における加熱時に結晶粒が粗大化するのを防止するため、Ｎｂが添加されている。Ｎｂは、微細な介在物（炭化物、炭窒化物など）を形成し、表面硬化処理の加熱時に結晶粒が粗大化するのを防止するのに有用である。この効果を有効に発揮させるため、Ｎｂは、０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上とした。なお従来は、この程度のＮｂ添加量では、結晶粒粗大化防止効果が不足するが、後述するように本発明では、鋳造後のＮｂがその後に固溶しないようにしているため、微量なＮｂ添加でも有効活用でき、十分な結晶粒粗大化防止効果を示すことができる。

ところでＮｂが増えると、粗大なＮｂ系介在物が残りやすくなる。そして本発明者らの検討によれば、微細なＮｂ系介在物を多量に生成させても、粗大なＮｂ系介在物が僅かでも残っていると、混粒が生じることが判明した。図１は、この混粒の生成機構を説明するための概念図であって、図１（ａ）は加熱前の鋼組織を示し、図１（ｂ）は加熱後の鋼組織を示している。加熱前の鋼組織では、図１（ａ）に示される様に、微細なＮｂ系介在物１が多数存在する中で、１つの粗大なＮｂ系介在物が存在している。この鋼が加熱されると、粗大なＮｂ系介在物２がオストワルド成長し、周辺の微細なＮｂ系介在物１を吸収する。その結果、粗大なＮｂ系介在物２の周辺では、微細なＮｂ系介在物１が疎となり、結晶粒の成長を抑制できなくなる。そのため粗大なＮｂ系介在物２が存在する場所に、粗大な結晶粒（異常粒）１２が生成し、混粒が生じる（図１（ｂ））。

そこで本発明では、粗大なＮｂ系介在物を根絶するために、Ｎｂの添加量を必要最小限に絞ることとした。図２（ａ）は、Ｎｂ添加量を必要最小限に絞ったときの鋼組織であり、図２（ｂ）は、この鋼組織を表面硬化処理の為に加熱した後の鋼組織を示す。図２（ａ）に示される様に、Ｎｂの添加量を必要最小限に絞ると、微細なＮｂ系介在物１が殆どとなる鋼組織を形成できる。このような鋼組織にしておけば、図２（ｂ）に示されるように、微細なＮｂ系介在物１の消失を防止でき、鋼全体に亘って結晶粒粗大化防止効果を示され、異常粒（混粒）を防止できる。Ｎｂ添加量は、０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。

本発明の肌焼鋼は、さらにＣ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、及びＣｒ：２．５％以下（０％を含まない）を必須元素として含有する。各成分の添加理由は、以下の通りである。

Ｃは部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、少ないと硬さ不足により、部品としての静的強度が不足する。逆にＣが多すぎると硬くなりすぎ、鍛造性や切削性が低下する。従ってＣは、０．１〜０．３％、好ましくは０．１２〜０．２８％である。さらに好ましくは０．１５〜０．２５％とする。

Ｓｉは焼戻し処理時の硬さ低減を抑制するため、表面硬化処理部品表層の硬さを確保するのに有効な元素である。しかし、添加量の増大に伴って材料の変形抵抗が増し、鍛造性を低下させる。従ってＳｉは、１．５％以下、好ましくは０．０３〜１．３％、さらに好ましくは０．１〜１．０％とする。

Ｍｎは脱酸材として作用し酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を発揮するとともに、表面硬化処理（浸炭など）後の焼き入れ時の焼入性を著しく向上させる効果を持つ。しかし、Ｍｎの増加に伴い縞状偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなって冷間加工性に悪影響を与える。従ってＭｎは、２％以下、好ましくは０．１〜１．５％、さらに好ましくは０．３〜１．０％とする。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に表面硬化処理（浸炭など）後の焼き入れ時の焼入性を著しく向上させる効果を持つ。またＣｒは、炭化物に固溶して炭化物の硬さを向上させる効果があるため耐摩耗性の向上に有効である。そのため歯車や軸受などの摺動部品には適量添加する。ところが過度に含有させると、素材の硬度が高くなりすぎて被削性、鍛造性が不良となる。従ってＣｒは、２．５％以下、好ましくは０．３〜２．０％、さらに好ましくは０．６〜１．５％とする。

本発明の肌焼鋼は、必要に応じて他の成分を含有していてもよい。他の成分としては、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉなどが例示でき、これら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。Ｍｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉなどの好ましい添加量及び添加理由は、以下の通りである。

Ｍｏ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏは表面硬化処理（浸炭など）後の焼入れ時の焼入性を著しく向上させる効果を持つのに加え、耐衝撃強度の向上に有効である。しかし、過度に添加すると素材硬さが高くなるため被削性が不良となる。従ってＭｏは、２．０％以下、好ましくは０．０１〜１．０％、さらに好ましくは０．１〜０．５％とする。

Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｂは微量で鋼材の焼入性を大幅に向上させる効果があることに加え、結晶粒界を強化し衝撃強度を高める作用があるため添加してもよい。しかし、過剰に添加すると、窒化物を生成して冷間及び熱間加工性を低下させる。従ってＢは、０．００５％以下、好ましくは０．０００１〜０．００４％、さらに好ましくは０．００１〜０．００３％とする。

Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
ＣｕはＦｅより酸化されにくい元素であるため、鋼材の耐食性を向上させる。しかし、過剰に添加すると、鋼材の熱間延性が低下する。従ってＣｕは、０．１％以下、好ましくは０．０１〜０．０５％、さらに好ましくは０．０１〜０．０３％とする。

Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）
ＮｉはＣｕとともに鋼材の耐食性を向上させる元素であり、単独で添加してもよいが、Ｃｕと組み合わせて添加することが望ましい。また、Ｎｉは鋼材の耐衝撃性を向上させる効果もある。しかし過剰に添加すると鋼材の製造コストが上昇する。従ってＮｉは、３％以下、好ましくは０．０１〜２．５％、さらに好ましくは０．０３〜２．０％とする。

本発明の肌焼鋼では、上記以外の成分（残部）は、通常、鉄及び不可避的不純物である。なお不可避的不純物とは、原料（主原料、副原料など）や製造設備などから混入してくる不純物を意味し、例えば、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎなどが挙げられる。Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎなどの好ましい量は、以下の通りである。

Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは結晶粒界に偏析して部品の衝撃特性を低減させるため、少ないほど好ましい。従ってＰは、例えば、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。

Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ系介在物を生成し、部品の疲労強度、衝撃強度を低下させるためなるべく低減する方が好ましい。従ってＳは、例えば、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。なおＳは、切削性向上に寄与する場合がある。従ってＳは、例えば、０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上としてもよい。

Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）
Ａｌは溶製時に脱酸材として作用して酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を示すが、スラグとして除去しきれずに残ったＡｌは粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ₂Ｏ₃）を生成して疲労特性を低下させるなど、不純物として作用する。従って鋼中に残るＡｌは少ないほど好ましく、例えば、０．０６％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０２％以下とする。

Ｎ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｎが多いと粗大なＮｂ系介在物が生成して衝撃強度を低下させるとともに、鋼材の硬さ、変形抵抗を増大させ鍛造性が低下する。従ってＮは少ないほど好ましく、例えば、０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下とする。なおＮを完全に除去することはできず、むしろどうしても残るＮ（例えば、０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上のＮ）は、微細なＮｂ系介在物を生成するのに利用される。

本発明の肌焼鋼では、上述した通り、Ｎｂ量を必要最小限に抑制しており、これをできるだけ固溶させることなく利用する。このようにすることで、微細なＮｂ系介在物を確保した上で、粗大なＮｂ系介在物を著しく低減できる。粗大なＮｂ系介在物を著しく低減することで、最大結晶粒を縮小化でき、混粒を防止できる。また冷間鍛造性も向上できる。なおＮｂ添加量が少なくなるほど、粗大なＮｂ系介在物の量も少なくなるため、粗大なＮｂ系介在物の許容量はＮｂ添加量に応じて定める。すなわち本発明の肌焼鋼は、式（１）を満足する。
Ａ／［Ｎｂ］≦０．７ …（１）
（式中、Ａは、面積２０μｍ²以上のＮｂ系介在物の面積率（％）を示す。［Ｎｂ］は鋼中のＮｂ含有量（質量％）を示す）

式（１）は面積２０μｍ²以上のＮｂ系介在物を粗大な介在物として位置づけ、その量が低減されていることを意味する。面積２０μｍ²を基準としたのは、Ｎｂ系介在物がオストワルド成長するには一定以上のサイズが必要なためである。好ましい式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）は、０．６以下、特に０．５以下である。なお式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）の下限は特に制限されないが、小さくし過ぎても制御が難しくなるだけであって効果が飽和する。従って式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）の下限は、例えば、０．０１以上（特に０．１以上）であってもよい。

本発明の肌焼鋼は、上記範囲に成分調整した鋳片を、Ｎｂ系介在物をできるだけ固溶させることなく加工（圧延など）することによって製造できる。例えば線材（棒鋼など）を製造する際には、分塊圧延、熱間圧延などするが、これらの加熱の際にＮｂの固溶を防止する。分塊圧延や熱間圧延の加熱温度は、鋼種に応じて適宜設定されるが、１１００℃以上に加熱する際には、Ｎｂ系介在物が固溶し易くなるため、１１００℃以上に加熱するときの加熱時間を厳密に制御することが推奨される。

本発明の肌焼鋼は、温度１１００〜１３５０℃に加熱してから分塊圧延し、次いで温度８５０〜１０５０℃に再加熱してから熱間圧延することによって製造されることが多い。従って分塊圧延の加熱時間を極力短くすることが推奨され、例えば、分塊圧延の加熱温度Ｔ１（℃）と加熱時間ｔ（分）が式（３）を満足するようにすることが望ましい。
（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ×６０）＜４０００ …（３）
式（３）の左辺（（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ×６０））はさらに小さくてもよく、例えば、２０００以下、特に０以下であってもよい。

またＮｂの固溶をできるだけ防止するためには、温度１１００〜１３５０℃への加熱を速やかに行うことが望ましい。温度１１００〜１３５０℃に加熱する際の平均加熱速度（室温から最高温度まで加熱するのに要した時間と、その間の上昇温度で定まる加熱速度）は、例えば、１００℃／ｈ以上、好ましくは２００℃／ｈ以上（例えば、２００〜３００℃／ｈ程度）、特に２５０℃／ｈ以上である。

上記のようにして得られた肌焼鋼は、冷間加工などによって適当な部品（例えば、歯車、シャフト類、無段変速機（ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ）、軸受など）の形状にした後、表面硬化処理（浸炭、窒化、浸炭窒化など。特に、浸炭又は浸炭窒化処理）することで、鋼部品にできる。

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。

実験例１
転炉溶製によって表１に示す成分の鋳片を作製し、この鋳片を所定温度まで加熱した後分塊圧延することによって大きさ１５５ｍｍ×１５５ｍｍ×１０ｍのビレットを得た。得られたビレットを再加熱して熱間圧延（棒鋼圧延）することで、直径４６ｍｍの棒鋼を製造した。分塊圧延前の加熱条件及び熱間圧延（棒鋼圧延）前の加熱条件は、表２に示す通りである。なお分塊圧延前の加熱速度は、表３及び表４に示す。

実験例１で得られた棒鋼の各特性を以下のようにして評価した。
１）冷間鍛造性（７０％プレス）
棒鋼を温度７６０℃で５時間加熱した後、８時間かけて６８０℃まで冷却してから炉冷した（球状化焼鈍又は軟化焼鈍。図３）。焼鈍後の棒鋼から直径１５ｍｍ×高さ２２．５ｍｍの円柱状試験片を切り出し、この試験片を高さ方向に圧縮した（加工率７０％）。試験片の表面を実体顕微鏡（倍率２０倍）で観察して割れの有無を確認し、以下の基準に基づいて冷間鍛造性を評価した。
良好：割れ無し
不良：割れ有り

２）面積２０μｍ²以上のＮｂ系介在物の面積率（Ａ）
棒鋼のｔ／４（ｔは棒鋼の直径）位置からＬ断面（軸心を含む断面）のサンプルを切り出し、研磨した。研磨面をＥＰＭＡ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）で測定した。面積が２０μｍ²以上の介在物の組成を調べ、Ｎｂ含有量が５質量％以上の介在物をＮｂ系介在物とし、その面積率を算出した。ＥＰＭＡの測定条件は下記の通りである。

ＥＰＭＡ分析装置：ＪＸＡ−８１００型電子プローブマイクロアナライザー（日本電気株式会社製）
分析装置（ＥＤＳ）：ＳｙｓｔｅｍＳｉｘ（サーモフィッシャーサイエンティフィック社製）
加速電圧：１５ｋＶ
操作電流：４ｎＡ
測定面積：１００ｍｍ²以上
観察倍率：２００倍

３）混粒防止特性（最大結晶粒の粒度番号）
棒鋼を図３に示す焼鈍処理した後、切削加工して円柱体（直径１５ｍｍ×高さ２２．５ｍｍ）を作成し、ストローク速度１８ｓｐｍ（平均歪速度８．５秒^-1）で７５％の圧縮加工を行って試験片を作製した。

得られた試験片を図４に示すガス浸炭条件（浸炭期条件：温度９５０℃、時間７０分、浸炭ガス：プロパンガス、カーボンポテンシャル０．８。拡散期条件：温度８５０℃、時間６０分、浸炭ガス：プロパンガス、カーボンポテンシャル０．８。焼入れ条件：８０℃、油冷）又は図５に示す真空浸炭条件（真空浸炭期条件：温度９５０℃、時間２９分、浸炭ガス：アセチレンガス。拡散期条件：温度８６０℃、時間４９分、浸炭ガス：アセチレンガス、カーボンポテンシャル０．８。焼入れ条件：６０℃、油冷）で処理した。

相当歪０．７となる箇所の旧オーステナイト粒の粒度番号ＧｈをＪＩＳＧ０５５１に従って求めた。より詳細には、計数方法（附属書３）によって、平均結晶粒度番号を求めた。また観察視野８００μｍ×８００μｍの中で最も粗大な結晶粒の粒度番号を比較法によって求め、これを最大結晶粒度番号とした。
結果を表３〜４に示す。
また式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）を計算し、表３〜４に示す。さらにこの左辺（Ａ／［Ｎｂ］）と最大結晶粒との関係を図６に示す。

Ｎｏ．４８〜４９に示すようにＮｂが過剰な場合には、製造条件Ｖ〜ＶＩを採用して溶体化処理を十分にしても、最大の結晶粒を小さくすることはできず、混粒状態を生じる。
これらに対して、Ｎｂの添加量を必要最小限にまで絞り込み、Ｎｂ析出物の僅かな固溶すら防止すべく製造条件Ｉ〜ＩＶを採用すると（Ｎｏ．１〜４３）、微細なＮｂ系介在物を確保しつつも粗大なＮｂ系介在物を極めて小さくでき、式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）を小さくできるため、結晶粒の粗大化を防止すると共に最大の結晶粒も小さくできる（混粒を防止できる）。

なおＮｂの量が不足すると（Ｎｏ．４４〜４７）、平均の結晶粒が粗大化する。また粗大な介在物の面積率Ａ自体は小さくなるが、Ｎｂ量自体が少なくなっているため、式（１）の左辺（Ａ／［Ｎｂ］）が大きくなる。そのため最大の結晶粒を小さくできない。

本発明の肌焼鋼は、加工性（特に冷間鍛造性）に優れ、表面硬化処理後の混粒を防止できるため、自動車、建築機械、その他産業機械における鋼部品（例えば、歯車、シャフト類、無段変速機（ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ）、軸受など）を製造するのに有用である。

１微細なＮｂ系介在物
２粗大なＮｂ系介在物
１１微細な結晶粒
１２粗大な結晶粒

Claims

Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味。化学成分の含有量について％を使う場合は、以下、同じく質量％を意味するものとする）、
Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、及び
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、式（１）を満足する最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼。
Ａ／［Ｎｂ］≦０．７ …（１）
（式中、Ａは、面積２０μｍ²以上のＮｂ系介在物の面積率（％）を示す。［Ｎｂ］は鋼中のＮｂ含有量（質量％）を示す）
前記不可避不純物には、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、及びＮが含まれ、これらの含有量が以下の通りである請求項１に記載の肌焼鋼。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）
Ｎ：０．０５％以下（０％を含まない）
さらにＭｏ：２．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は２に記載の肌焼鋼。
さらにＢ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼鋼。
さらにＣｕ：０．１％以下（０％を含まない）及びＮｉ：３％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼鋼。
請求項１〜５のいずれかに記載の化学組成を示す鋼材を平均１００℃／ｈ以上の速度で加熱し、分塊圧延した後、さらに温度８５０〜１０５０℃に再加熱してから熱間圧延する方法であって、前記分塊圧延の加熱温度Ｔ１（℃）と加熱時間ｔ（分）が式（２）、（３）を満足する最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
１１００≦Ｔ１≦１３５０ …（２）
（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ×６０）＜４０００ …（３）
請求項１〜５のいずれかに記載の肌焼鋼を冷間加工した後、表面硬化熱処理した鋼材。