JP2014101566A

JP2014101566A - 熱間鍛造後、焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法

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Publication number: JP2014101566A
Application number: JP2012255753A
Authority: JP
Inventors: Kazuaki Fukuoka; 和明福岡; Kunikazu Tomita; 邦和冨田
Original assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2012-11-22
Filing date: 2012-11-22
Publication date: 2014-06-05
Anticipated expiration: 2032-11-22
Also published as: JP6029950B2

Abstract

【課題】熱間鍛造後の焼ならしが省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１５〜０．０８０％、Ｃｕ：０．０２〜０．３５％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．１２０〜０．３００％、Ｎ：０．００８０％以下、必要に応じて、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｂのいずれか１種以上、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、熱間鍛造後の組織中にフェライト・パーライトを面積率で８０％以上含み、且つフェライトが粒度番号で８．０番以下で、直径５００ｎｍ以下のＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が１００μｍ²あたり合計５個以上存在し、直径５０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物または炭窒化物が１μｍ²あたり５０個以上存在する肌焼鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車や産業機械分野などにおいて、浸炭処理して使用される機械構造部品に用いて好適な肌焼鋼に関し、特に、熱間鍛造ままでの被削性に優れ、歯車やシャフト類、軸受などの素材用に、１０００℃以上の高温で浸炭処理を行なった場合でも結晶粒の粗大化と結晶粒が局所的に粗大する異常粒成長の両方が発生しにくく、歯車や軸受用途で使用した際の耐久性（疲労特性）に優れるものに関する。

自動車、建設機械、その他の各種産業機械用として用いられる機械部品において、高疲労強度や耐磨耗性が要求される部品には、従来から浸炭、窒化および浸炭窒化などの表面硬化熱処理が施される。

これらの用途には、通常、ＪＩＳ規絡でＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどの肌焼鋼が用いられ、鍛造や切削などの機械加工により所望の部品形状に成形された後、上記表面硬化熱処理が施され、研磨などの仕上げ工程を経て部品として完成される。

近年、自動車、建設機械、産業機械等に使用される部品の製造コストの低減および軽量化が強く望まれるようになり、熱間鍛造後の焼ならしを省略して切削を行うなどの熱処理の省略や素材の高強度化、及び、高温浸炭を行う事で炭素の拡散速度を高めて処理時間を低減する試みがなされている。

しかし、従来の肌焼鋼では熱間鍛造ままでは硬さが高すぎて切削工具寿命を低下させてしまい、高温加熱保持時に結晶粒が局所的に粗大化するため、曲げ応力などに対する疲労強度が低下し、また、焼入れ後の歪が増大するため、接触面での疲労強度の低下を起こすなど種々の問題がある。

そこで、熱処理を省略しても加工性に優れた肌焼鋼や、高温浸炭において結晶粒の異常成長が発生しない肌焼鋼が検討されている。

例えば、特許文献１ではＴｉを０．１〜０．３％含有してＴｉ炭化物によるピンニングで結晶の異常粒成長を抑制する事で、優れた疲労特性を有する鋼材が検討されている。しかし、実施例記載のような９３０℃において異常粒成長を抑制するためのＴｉ炭化物を分散させることは可能であるが、１０００℃を超えるような高温下での浸炭において異常粒成長の抑制に有効な析出物を得る事は不可能である。

特許文献２では、Ｔｉ含有とともにＳを含有してＴｉ硫化物を析出させる事で結晶粒の微細化を図り、さらにＴｉ硫化物を核としてＭｎＳを微細分散させて被削性の向上を検討している。しかし、Ｔｉ硫化物だけでは比較的大きな析出物となるため、高温浸炭による結晶粒粗大化を抑制する効果は大きくない。また、Ｔｉ硫化物を析出核としてＭｎＳを微細分散させると、表面粗度は良化するが、工具寿命に劣るという欠点がある。

特許第３４６９４４３号特許第３４９４２７０号

そこで、本発明は、熱間鍛造後の焼ならしの省略が可能でも熱間鍛造後の被削性に優れ、１０００℃を超えるような高温下での浸炭においても結晶粒粗大化と異常粒成長の両方が抑制されて、浸炭処理後の疲労特性に優れる肌焼鋼を提供することを目的とする。本発明では、１０００℃を超えるような高温下での浸炭においても結晶粒粗大化と異常粒成長の両方が抑制される特性を高温浸炭性に優れるとし、高温浸炭性に優れる肌焼鋼は、浸炭処理後の疲労特性に優れる。

本発明者等は高温で浸炭する場合に、結晶粒成長抑制に寄与する析出物として、合金での調達が最も容易で、且つ最も高温まで有効な元素としてＴｉに着目し、製造工程を大きく変更することなく従来の知見よりもさらにＴｉ析出物を微細分散させる方法、および高温浸炭性について検討し、以下の知見を得た。

すなわち、１．Ｔｉ析出物の微細分散には、Ｎ含有量を極力低めることが有効である。２．Ｎ含有量を極力低めた場合、Ｔｉ析出物を微細分散させるためのＴｉ含有量に最適範囲が存在する。３．Ｔｉ含有とともにＶを微量含有する事で、より微細なＴｉとＶの複合炭化物およびＴｉ炭化物を分散析出させることが可能となり、その結果、より高温まで浸炭粒粗大化抑制が可能となる。４．同時に被削性向上のためにＳを含有する事でＴｉ硫化物あるいはＴｉ炭硫化物がＴｉ炭化物よりも優先して生成し、熱間鍛造後の冷却時にフェライト生成核として作用して、フェライトの析出と成長を促進する結果、焼ならしと同様な組織と硬さが得られる。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１５〜０．０８０％、Ｃｕ：０．０２〜０．３５％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．１２０〜０．３００％、Ｎ：０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、熱間鍛造後の組織中にフェライト・パーライトを面積率で８０％以上含み、且つフェライトが粒度番号で８．０番以下で、直径５００ｎｍ以下のＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が１００μｍ²あたり合計５個以上存在し、直径５０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物または炭窒化物が１μｍ²あたり５０個以上存在する、熱間鍛造ままでの被削性に優れる、高温浸炭性に優れた肌焼鋼。
２．１記載の成分組成に、更に、Ｎｉ：０．０３〜０．４０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％（Ｎｂを含有する場合は、Ｔｉ：０．１１０〜０．３００％で且つＮｂ＋Ｔｉ≧０．１２０％で、Ｎｂ≦Ｔｉ／３とする）、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０２５％のいずれか１種以上を含有し、熱間鍛造後の組織中にフェライト・パーライトを面積率で８０％以上含み、且つフェライトが粒度番号で８．０番以下で、直径５００ｎｍ以下のＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が１００μｍ²あたり合計５個以上存在し、直径５０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物または炭窒化物、Ｎｂを含有する場合はＮｂ炭化物ならびにＮｂ炭窒化物も含めた総和で１μｍ²あたり５０個以上存在する、熱間鍛造ままでの被削性に優れる、高温浸炭性に優れた肌焼鋼。
３．１または２記載の成分組成を有する肌焼鋼を熱間鍛造後、焼ならしを省略して、機械加工により部品形状とした後に１０００℃以上で浸炭焼入れ・焼戻しあるいは浸炭浸窒焼入れ・焼戻しを行うことを特徴とする部品の製造方法。
４．浸炭あるいは浸炭窒化処理後に、更に、ショットピーニングまたは研削加工を行うことを特徴とする３記載の部品の製造方法。

本発明によれば、熱間鍛造後の焼ならしが省略可能で、且つ高温浸炭性に優れる肌焼鋼が得られ、疲労特性に優れた自動車や産業機械用の部品を提供することが可能となり、産業上極めて有用である。

浸炭後の結晶粒粗大化傾向調査に使用した浸炭条件を示す図。回転曲げ疲労試験片の形状を説明する図。回転曲げ疲労試験片の浸炭条件を示す図。

本発明では、成分範囲、ミクロ組織およびミクロ組織中の析出物の形態を規定する。
［成分組成］
以下の説明で％は質量％とする。
Ｃ：０．１０〜０．３５％
Ｃは焼入れ性を著しく向上させる元素であり、また、析出物としても必要な元素である。歯車内部の焼入れ性を確保するため、少なくとも０．１０％必要である。一方、０．３５％を超えると焼入れ性が高く、熱間鍛造後の硬さも高くなりすぎて被削性を劣化させる。よって、Ｃ含有量は、０．１０〜０．３５％とする。

Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。そのためには０．０５％以上必要である。しかし、１．００％を超えて含有すると熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎて、被削性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１．００％とする。

Ｍｎ：０．３０〜１．５０％
Ｍｎは焼入れ性向上元素であるが、その効果を発揮するには０．３０％以上が必要である。しかし、１．５０％を超えると、熱間鍛造後に組織中のフェライト・パーライトの占める面積が少なくなり、また、硬さが上昇してしまう。よって、Ｍｎ含有量は０．３０〜１．５０％とする。

Ｓ：０．０１５〜０．０８０％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳとなる。ＭｎＳは被削性を向上させる効果があり、その効果を得るには０．０１５％以上必要である。また、Ｔｉと結合してＴｉ硫化物あるいはＴｉ炭硫化物を形成し、鍛造後のフェライトの核生成サイトとして働き、フェライト粒の成長を促進するとにより、結晶粒の粗大化抑制に寄与する。しかし、０．００８０％を超えるとＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物は粗大化しすぎてしまい、鍛造後のフェライト析出促進への寄与がなくなる。よって、Ｓ含有量は、０．０１５〜０．０８０％とする。

Ｃｕ：０．０２〜０．３５％
Ｃｕは熱間鍛造後のフェライト析出促進効果がある。その効果が現れるのは０．０２％以上であるが、０．３５％を超えて含有した場合は鍛造後の表面性状が悪くなり、被削性を悪化させる。よって、Ｃｕ含有量は、０．０２〜０．３５％とする。

Ｃｒ：０．５０〜１．５０％
Ｃｒは焼入れ性に寄与する元素である。その効果は０．５０％以上で得られるが、１．５０％を超えて含有した場合は焼入れ性に寄与せず、浸炭表層部の酸化が大きくなってしまい、焼入不良を起こす。よって、Ｃｒ含有量は０．５０〜１．５０％とする。

Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
Ａｌは脱酸元素でその効果は０．００５％以上で得られる。一方、０．０８０％を超えて含有した場合は酸化物を内部に残存しやすくなるために疲労破壊の起点となり疲労強度を低下させてしまう。よって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０８０％とする。

Ｖ：０．００５〜０．０８０％
Ｖは鍛造後に窒化物あるいは炭窒化物として析出する。析出物としての効果はＴｉ硫化物やＴｉ炭硫化物よりも小さいが、同時に含有する事で相乗効果が得られ、さらにフェライト析出の核生成を促進させる効果を有する。その効果が得られるのは０．００５％以上である。一方、０．０８０％を超えると炭化物が微細析出して鍛造後の硬さが高くなりすぎて加工性が劣るようになる。よって、Ｖ含有量は０．００５〜０．０８０％とする。

Ｔｉ：０．１２０〜０．３００％
Ｔｉは結晶粒粗大化抑制のために必要な元素であるが、その含有量により析出物形態が変化するために最適な範囲が存在する。０．１２０％未満だと鍛造後の組織のコントロールに寄与する硫化物あるいは炭硫化物と、粗大化抑制に寄与する炭化物あるいは炭窒化物の単位体積あたりの個数が少なくて結晶粒の粗大化抑制効果が得られない。一方、０．３００％を超えて含有すると上記いずれの析出物も成長するため、有効なサイズの析出物が得られず、結果的に結晶粒成長抑制に寄与する事が出来ない。よって、Ｔｉ含有量は０．１２０〜０．３００％とする。

Ｎ：０．００８０％以下
ＮはＴｉとの親和力が強いため、０．００８０％を超えて、多量に存在すると凝固時に粗大なＴｉ窒化物が多く存在し、疲労強度を低下させるとともに、結晶粒粗大化抑制に効果のあるＴｉ炭化物を減少させてしまい、結晶粒が異常粒成長を起こしやすくなる。よって、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。

以上が、本発明の基本成分組成で残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。更に特性を向上させる場合、Ｎｉ：０．０３〜０．４０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０２５％のいずれか１種以上を含有する。

Ｎｉ：０．０３〜０．４０％
Ｎｉは焼入れ性に寄与する元素である。その効果は０．０３％以上で得られるが、０．４０％を超えて含有した場合は鍛造後の硬さを上げ過ぎて加工性を阻害し、焼きわれを起こしやすくなる。よって、Ｍｏ含有量は０．０３〜０．４０％とする。

Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
Ｍｏは焼入れ性に寄与する元素であり、その効果は０．０１％以上で得られる。但し０．３０％を超えて含有した場合は鍛造後の硬さを上げ過ぎて加工性を阻害し、焼割れを起こしやすくなる。よって、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．３０％とする。

Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
ＮｂはＮｂ炭化物あるいはＮｂ炭窒化物を形成し、結晶粒粗大化を抑制する。その効果は０．００５％以上で得られるが、０．０４０％を超えて含有すると析出物サイズが大きくなり、結晶粒粗大化抑制効果が小さくなるばかりでなく、Ｔｉ炭化物，Ｔｉ炭窒化物の結晶粒粗大化抑制効果も阻害する。よって、Ｎｂを含有させる場合は、０．００５〜０．０４０％とする。但し、Ｎｂを含有する場合は、基本成分組成であるＴｉの含有量を０．１１０〜０．３００％で且つＮｂ＋Ｔｉ≧０．１２０％で、Ｎｂ≦Ｔｉ／３を満足するように、ＴｉとＮｂの含有量を調整する。

Ｂ：０．０００５〜０．００３５％
Ｂは焼入れ性向上元素である。その効果は０．０００５％以上で得られるが、０．００３５％を超えると飽和する。よって、含有させる場合は、０．０００５〜０．００３５％とする。

Ｓｂ：０．００１０〜０．０２５０％
Ｓｂは焼入れ性向上元素である。その効果は０．００１０％以上で得られるが、０．０２５０％を超えるとその効果は飽和する。よって、含有させる場合は、０．００１０〜０．０２５０％とする。
［ミクロ組織］
熱間鍛造後のミクロ組織におけるフェライト・パーライト面積率８０％以上、且つフェライトの粒度番号８．０番以下
熱間鍛造後のミクロ組織は、硬さを下げるためにフェライト量を多くするとともに、浸炭初期において結晶粒が局所的に微細化することで、異常粒成長が起こることを防止するため、ベイナイト量を少なくする。そのため、フェライト・パーライト面積率（フェライトとパーライトの面積率の合計）を８０％以上とする。残部はベイナイトまたは残留オーステナイトである。

また、鍛造後のフェライト結晶粒径が大きいと、その後の浸炭の加熱初期におけるオーステナイト結晶粒径が大きくなり、浸炭・拡散温度で保持した場合の結晶粒の異常粒成長の駆動力を低くし、成長を遅くする働きをする。浸炭の加熱初期におけるオーステナイト結晶粒径は大きくすると、浸炭時の結晶粒粗大化は抑制される。その効果を得るため、フェライトの粒度番号を８．０番以下とする。ミクロ組織の観察方法、フェライト・パーライト面積率およびフェライト粒度番号の求め方は実施例において説明する。

［ミクロ組織中の析出物形態］
熱間鍛造後のミクロ組織において、直径５００ｎｍ以下の、Ｔｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が１００μｍ²あたり合計で５個以上
熱間鍛造後のミクロ組織は上記とするが、フェライト析出を促進させるには核生成サイトとなり得る物が必要である。本発明では、直径５００ｎｍ以下の、Ｔｉの硫化物または炭硫化物をフェライト析出の核生成サイトとし、少なくとも１００μｍ²あたり合計５個以上と規定する。

直径５０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物または炭窒化物、Ｎｂを含有する場合はＮｂ炭化物ならびにＮｂ炭窒化物も含めた総和で１μｍ²あたり５０個以上
浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する場合、熱間鍛造後のミクロ組織におけるフェライト粒を大きくして浸炭加熱初期におけるオーステナイト粒を比較的大きめにすることでオーステナイト粒の成長駆動力を抑える必要がある。

最も高温まで有効な析出物を形成する元素はＴｉであり、Ｎｂがそれに続いて有効である。ＴｉやＮｂの炭化物あるいは炭窒化物を析出させて結晶粒界をピン止めして、結晶粒の成長を抑制する場合、炭化物または炭窒化物の大きさを直径５０ｎｍ以下、１μｍ²あたり５０個以上が分散析出していることでその効果が得られる。

尚、熱間鍛造の条件は従来から実施されているもので良く特に規定しない。具体的には圧延まま、あるいは鋳造後の材料を１２００℃以上に加熱し、その後１１００℃以上の温度で鍛造を行う。鍛造後は０．０１〜０．７℃／ｓｅｃの範囲で冷却を行う。冷却は、屋内または屋外での単体で空冷あるいは扇風機等を用いた風冷、または加熱炉内や鍛造品をまとめて収納したバスケット内等での空冷とする。本発明では、熱間鍛造後の焼きならしは行わない。

また、浸炭・焼入れ焼戻しの具体的条件としては浸炭・拡散処理温度は従来より使用されている８５０〜９５０℃の範囲と、それよりも高温で、１０７５℃を上限として実施する事が可能である。焼入れ温度は８００〜９５０℃で行う。焼入れ後再加熱を行い１５０〜２５０℃にて１〜３時間の焼戻し処理を行う。

浸炭浸窒焼入れも上記温度で実施する。浸窒処理は浸炭・拡散処理後の焼入れ温度までの温度移行時と焼入れ温度での保持時間中に実施する。尚、焼入れ温度の保持は３０分〜１．５時間の範囲で行う。

上述したように、本発明に係る肌焼鋼を用いると熱間鍛造後、焼ならしを省略して、機械加工により部品形状とした後に１０００℃以上で浸炭焼入れ・焼戻しあるいは浸炭浸窒焼入れ・焼戻しを行うことにより、歯車などの部品を製造することが可能である。浸炭あるいは浸炭窒化処理後に、更に、ショットピーニングまたは研削加工を行っても良い。以下、本発明を実施例により比較例と対比し、さらに詳細に説明する。

表１、２に示す化学成分を有する鋼を溶製し、供試鋼とした。表１に示すＮｏ．１〜３０は成分組成が本発明範囲内の発明鋼で、表２に示すＮｏ．３１〜５４は成分組成が本発明範囲外になる比較鋼で、Ｎｏ．５６はＪＩＳ規格鋼種のＳＣＭ４２０で従来鋼である。

供試鋼は、１５０ｋｇの真空溶製を行い、２２０ｍｍｘ２２０ｍｍ断面に鋳造した後、１３００℃で３時間保持し、１５０ｍｍ角の鋼片に鍛造して室温まで空冷した後、１２００〜１３００℃の範囲で再加熱を行い、熱間鍛造により１１００℃以上の温度で直径５０ｍｍの棒状に複数本鍛造し、その後、バスケット内に堆積して空冷した。

得られた空冷材について組織観察とビッカース硬さ試験を行うとともに、析出物観察用のサンプルを採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびエネルギー分散型X線分析装置（ＥＤＸ）によって析出物の観察を行った。

析出物の観察において、直径：５０ｎｍ以下の、Ｔｉを含む析出物の数密度は、抽出レプリカ法により試料を作製し、１０万倍の倍率で、各鋼毎に２０視野観察し、ＥＤＸにてＴｉを含む析出物と検出されたものについて画像処理により円相当径ならびにその密度を算出することで求めた。

また、同じ試料を用いて、Ｔｉ硫化物、Ｔｉ炭硫化物の観察を総面積１０μｍｘ１０μｍの視野で観察して、それらの個数をカウントした。

更に、被削性を評価するため、鍛造材の外周旋削試験を実施した。超硬工具（Ｐ２０）を用いて切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、切り込み量１ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｍｉｎ、潤滑方式：乾式（無潤滑）で２０分間切削を行い、逃げ面磨耗量（ＶＢ）が２００μｍに到達しない場合を合格とした。

また、空冷材（棒材）を浸炭熱処理し、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。浸炭焼入れは浸炭・拡散温度を９００〜１１００℃の範囲にて２５℃間隔の９水準で、均熱１時間、浸炭７時間、拡散８時間の合計１８時間実施し、８５０℃まで３０分で冷却して１時間保持した後に８０℃の油に焼入れを実施した。その後、１８０℃にて２時間の焼戻しを行い、室温まで空冷した後に旧オーステナイト結晶粒の観察を光学顕微鏡で行った。図１に浸炭熱処理条件を示す。

結晶粒度判定はＪＩＳＧＯ５５２に規定された方法に準じて実施し、結晶粒度番号８．０番以下で、且つ、同一試料内で最大粒と最小粒の粒度の差が３番以内のものを合格とした。空冷材（棒材）毎に、合格した結晶粒度が得られる浸炭温度の最高温度（結晶粒粗大化温度とする）を求めて、比較した。

さらに熱間鍛造を行った棒材より、平行部が８ｍｍΦで切り欠きの無い小野式回転曲げ疲労試験片を加工し、１０５０℃で浸炭焼入れ・焼戻しを行った後に仕上げ加工を実施して回転曲げ疲労試験に供した。図２に回転曲げ疲労試験片の形状を、図３に回転曲げ疲労試験片の浸炭条件を示す。回転曲げ試験では１０^７回を疲労限度として疲労強度を調査した。表３、４に結果を示す。

表３に示すように本発明鋼であるＮｏ．１〜３０鋼の結晶粒粗大化温度はいずれも１０７５℃で、１０００℃を超える高温下での浸炭においても異常粒成長が抑制されて高温浸炭性に優れること、および高い回転曲げ疲労強度が得られることが確認された。

それに対し表４に示すように比較鋼であるＮｏ．３１鋼はＣ％が本発明範囲の上限を超えたために焼入れ性が高くなりすぎており、鍛造後の硬さも高く切削試験で不合格となった。また、浸炭後の内部硬度も高くなりすぎて全体の靭性が低くなりすぎたために回転曲げ疲労強度が低下した。

Ｎｏ．３２鋼はＣ％が本発明範囲よりも低くなり焼入れ性が不足し、浸炭焼入れ後の内部硬度が低くなり硬化層深さも低下したために、回転曲げ疲労強度が低下した。Ｎｏ．３３鋼はＳｉ量が本発明範囲よりも高く、熱間鍛造後の硬さが高くなりすぎて被削性が悪くなった。Ｎｏ．３４鋼はＳｉ量が本発明範囲よりも低く、溶製時の脱酸が不足したために酸化物が多く残存しており、回転曲げ疲労強度が低下した。

Ｎｏ．３５鋼はＭｎ量が本発明範囲よりも低く、焼入れ性が低下しており、浸炭後の内部硬さが低く、硬化層深さも浅くなっており、回転曲げ疲労強度が低下した。Ｎｏ．３６鋼はＭｎ含有量が本発明範囲よりも高く、そのために鍛造後の組織中のフェライト・パーライト面積が足りなくなり結晶粒粗大化温度最大が低かった。また鍛造後の硬さも上がって切削性が不合格であった。

Ｎｏ．３７鋼はＳ量が本発明範囲よりも低く、Ｔｉ硫化物の数が足りないためにフェライト・パーライト面積が低くなり結晶粒粗大化温度が低下した。Ｎｏ．３８鋼はＳ量が本発明範囲よりも高く、そのため有効なＴｉ炭化物（炭窒化物）の個数が少なくなったために結晶粒粗大化温度が低下した。

Ｎｏ．３９鋼はＣｕが含有されていないために鍛造後のフェライト・パーライト面積率が小さくなり、硬さが高く被削性悪く、結晶粒粗大化温度が低下し疲労強度が低かった。
Ｎｏ．４０鋼はＣｕ量が本発明範囲よりも高く、鍛造後の表面割れにより、被削性が悪かった。

Ｎｏ．４１鋼はＣｒ量が本発明範囲よりも低く、焼入れ性が低下しており、浸炭後の内部硬さが低く、硬化層深さも浅くなっており、疲労強度が低下した。Ｎｏ．４２鋼はＣｒ量が本発明範囲よりも高く、表面付近に浸炭焼入れ異常が発生しており、表面硬さが低くくなり、有効硬化層も浅くなったために回転曲げ疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４３鋼はＡｌ量が本発明範囲よりも低く、溶製時に脱酸不足になり、多種の酸化物が内部に多く残存したために回転曲げ疲労強度が低下した。Ｎｏ．４４鋼はＡｌ量が本発明範囲よりも高く、Ａｌ系の酸化物が多く存在し、回転曲げ疲労強度が低下した。

Ｎｏ．４５鋼はＶ量が本発明範囲よりも低く、鍛造後のフェライト・パーライト面積率が少なくなり、硬さが上がったために切削性が悪く、結晶粒粗大化温度も低くなっており、疲労強度も低下した。Ｎｏ．４６鋼はＶ量が本発明範囲よりも高く、そのために鍛造後の硬さが高すぎて切削性が悪化した。

Ｎｏ．４７鋼はＴｉ量が本発明範囲よりも低く、そのためＴｉ硫化物（炭硫化物）もＴｉ炭化物（炭窒化物）も少なくなっており、結晶粒粗大化温度が低下して疲労強度も低下した。Ｎｏ．４８鋼はＴｉ量が本発明範囲よりも高く、Ｔｉ硫化物（炭硫化物）もＴｉ炭化物（炭窒化物）も粒成長して所望のサイズの粒が少なくなっており、結晶粒粗大化温度が低下して疲労強度も低下した。

Ｎｏ．４９鋼はＮ量が本発明範囲よりも高く、そのため有害なＴｉ窒化物が多くなっており、またＴｉ硫化物（炭硫化物）もＴｉ炭化物（炭窒化物）も少なくなっており、結晶粒粗大化温度も低下し、疲労強度も低下した。

Ｎｏ．５０鋼はＮｂ含有鋼であり、Ｎｂ量が本発明範囲よりも低く、またＮｂ＋Ｔｉが０．１２０％以下であり、そのため結晶粒粗大化温度が低下したために疲労強度が低下した。Ｎｏ．５１鋼はＮｂ含有鋼であり、Ｎｂ量が本発明範囲よりも高く、またＮｂ量がＴｉの３分の１以上であるため、結晶粒粗大化温度が低下して回転曲げ疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５２鋼はＢ量が本発明範囲よりも低く、焼入れ性が不足したために浸炭後の内部硬度が低下し、硬化層深さも低下したために疲労強度が低い。Ｎｏ．５３鋼はＮｉ量が本発明範囲よりも多く、焼入れ性が過剰なために浸炭後の内部硬度が高くなりすぎ、疲労強度が低い。
Ｎｏ．５４鋼はＳｂ量が本発明範囲よりも高く、焼入れ性が高すぎたために浸炭後の内部硬度が低下し、硬化層深さも低下した。そのため、疲労強度が低下した。

Ｎｏ．５５鋼はＭｏ量が本発明範囲よりも高く、そのためにフェライト・パーライト面積率が低くなり、鍛造後の硬さも高くなったために被削性が低下した。Ｎｏ．５６鋼はＴｉ硫化物、Ｔｉ炭硫化物ならびにＴｉ炭化物、Ｔｉ炭窒化物が無いため、本発明範囲よりもフェライト面積が少なく、フェライト粒度も小さくなっており、そのために浸炭粒粗大化温度が低く、疲労強度も低下した。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１５〜０．０８０％、Ｃｕ：０．０２〜０．３５％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．１２０〜０．３００％、Ｎ：０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、熱間鍛造後の組織中にフェライト・パーライトを面積率で８０％以上含み、且つフェライトが粒度番号で８．０番以下で、直径５００ｎｍ以下のＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が１００μｍ²あたり合計５個以上存在し、直径５０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物または炭窒化物が１μｍ²あたり５０個以上存在する、熱間鍛造ままでの被削性に優れる、高温浸炭性に優れた肌焼鋼。
請求項１記載の成分組成に、更に、Ｎｉ：０．０３〜０．４０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％（Ｎｂを含有する場合は、Ｔｉ：０．１１０〜０．３００％で且つＮｂ＋Ｔｉ≧０．１２０％で、Ｎｂ≦Ｔｉ／３とする）、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０２５％のいずれか１種以上を含有し、熱間鍛造後の組織中にフェライト・パーライトを面積率で８０％以上含み、且つフェライトが粒度番号で８．０番以下で、直径５００ｎｍ以下のＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が１００μｍ²あたり合計５個以上存在し、直径５０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物または炭窒化物、Ｎｂを含有する場合はＮｂ炭化物ならびにＮｂ炭窒化物も含めた総和で１μｍ²あたり５０個以上存在する、熱間鍛造ままでの被削性に優れる、高温浸炭性に優れた肌焼鋼。
請求項１または２記載の成分組成を有する肌焼鋼を熱間鍛造後、焼ならしを省略して、機械加工により部品形状とした後に１０００℃以上で浸炭焼入れ・焼戻しあるいは浸炭浸窒焼入れ・焼戻しを行うことを特徴とする部品の製造方法。
浸炭あるいは浸炭窒化処理後に、更に、ショットピーニングまたは研削加工を行うことを特徴とする請求項３記載の部品の製造方法。