JP2015140482A - 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品 - Google Patents

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Abstract

【課題】冷間鍛造性に優れ、またガス冷却による浸炭焼入れを可能とする上で必要な焼入性も改善できる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供する。
【解決手段】球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗（σＭＡＸ(MPa)）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式(１)
σＭＡＸ＜12.8×ＤＩ＋745・・・式(１)
を満たすように肌焼鋼を構成する。またその肌焼鋼を用いて浸炭焼入れし、浸炭部品を得る。
【選択図】 なし

Description

この発明は冷間鍛造性及び焼入性に優れた肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品に関する。
鋼材を歯車その他の部品形状に加工する手段の１つとして、高温下で鋼材を鍛造する熱間鍛造が広く行われている。
しかし熱間鍛造では被鍛材を高温に加熱しなければならないとともに、金型もまた加熱が必要であることから熱エネルギーを多く消費し、また加工の工数も多くなって所要コストが高くなってしまう問題がある。
そこで加工手段として、熱間鍛造を冷間鍛造に置き換えることが進められている。冷間鍛造では加熱が不要であり、加工の工数も少なくなって所要コストを低減することができる。
しかしながら冷間鍛造では熱間鍛造と比較して被鍛材の変形抵抗が大きくなるため、金型の摩耗や割れが大きな問題となる。
この問題を解決するため、従来にあっては合金元素の添加を抑制することで素材（鋼材）の硬さを低下させ、鍛造加工する際の変形抵抗を小さくする等の対策が取られてきた。
しかしながら合金元素の添加を減らすことで硬さ，変形抵抗を小さくすることは、部品の強度を低下させてしまうことに繋がる。
ところで、例えば歯車は、通常切削や鍛造等にて部品形状に成形した後、耐摩耗性，疲労強度を向上させるべく浸炭焼入れを施し、表面硬化処理して使用している。
従来、浸炭の際の焼入れとして油焼入れが主流であったが、近年、小型の浸炭炉においてガス冷却による焼入れが行われることもある。ガス冷却による焼入れは、従来の油焼入れよりも焼入時の歪みが小さい利点がある。
しかしながら、ガス冷却は油冷却よりも冷却速度が遅いため、強度を確保できる硬さを得るためには多量の合金元素を添加しなければならない。焼入性を向上させるために多量の合金元素を添加すれば鋼材の硬さも高くなり、先に述べた冷間鍛造性が悪化してしまう。
即ち冷間鍛造性と焼入性とは、従来トレードオフの関係にあり、両特性をともに両立させることに技術的な困難があった。
尚、下記特許文献１には「冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法」についての発明が示され、そこにおいて冷間加工性を確保するためCrを1.25％以下としてＢ添加で焼入性を確保し、また結晶粒の異常粒成長を抑制することを狙いとして、直径０．２μｍ以下のTiＣ，NbＣ析出物粒子を１０個／μｍ２以上とするようにTiやNbの析出物粒子量を規定する点が開示されている。
この特許文献１に記載のものでは、TiＣを析出するためにTiを多く添加しており（Ti-Ｎバランスは本発明とは異なったものとなっている）、また本発明では不純物成分の扱いとなるNbを添加したものがあり、本発明とは異なる。
特開２００４−１８３０６４号公報
本発明は以上のような事情を背景とし、冷間鍛造性に優れ、またガス焼入れ（ガス冷却）による浸炭焼入れを可能とする上で必要な焼入性も改善できる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することを目的としてなされたものである。
而して請求項１は肌焼鋼に関するもので、球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗（σＭＡＸ(MPa)）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式(１)
σＭＡＸ＜12.8×ＤＩ＋745・・・式(１)
を満たす冷間鍛造性及び焼入性に優れたことを特徴とする。
請求項２は浸炭部品に関するもので、球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗（σＭＡＸ(MPa)）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式(１)
σＭＡＸ＜12.8×ＤＩ＋745・・・式(１)
を満たす肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工した上で浸炭焼入れを施して得た部品であって、浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であることを特徴とする。
請求項３のものは、請求項２において、前記浸炭焼入れが、ガス焼入れを用いた浸炭焼入れであることを特徴とする。
請求項４のものは、請求項２，請求項３の何れかにおいて、前記浸炭焼入後における組織が、前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６番以下の組織であることを特徴とする。
請求項５のものは、請求項２〜請求項４の何れかにおいて、質量％でＣ：O.1O〜O.30％，Si：0.O1〜1.50％，Mn：O.40〜1.50％，Ｓ：O.01〜O.1O％，Ｐ：O.03％以下，Cu：0.05〜1.00％，Ni：O.05〜1.00％，Cr：O.01〜2.00％，Mo：O.01〜0.50％，Nb：0.OO1％以下，s-Al：O.O05〜O.050％，Ｎ：O.005〜O.030％，Ti：O.001〜O.150％，Zr：O.000〜O.300％，残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、且つTi，Zr，Ｎの含有量[Ti]，[Zr]，[Ｎ]が下記式(２)を満たす前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成ることを特徴とする。
|[Ti]/47.9＋[Zr]/91.2−[Ｎ]/14|/100≦3.5×10−６モル/g・・・式(２)
請求項６のものは、請求項２〜請求項４の何れかにおいて、質量％でＣ：O.1O〜O.30％，Si：O.01〜1.50％，Mn：O.40〜1.50％，Ｓ：O.O1〜O.lO％，Ｐ：O.03％以下，Cu：0.05〜1.00％，Ni：O.05〜1.00％，Cr：O.O1〜2.00％，Mo：O.01〜O.50％，Nb：O.OO1％以下，s-A1：O.001〜O.008％，Ｎ：O.005〜O.030％，Ti：＜0.OO1％，Zr：＜0.001％，残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成ることを特徴とする。
請求項７のものは、請求項５，請求項６の何れかにおいて、前記肌焼鋼が、質量％でＢ：O.001〜O.O1O％を更に含有していることを特徴とする。
上記請求項１において、ＤＩ（理想臨界直径）値は焼入性を表す指標となる値である。
本発明において、このＤＩ値はJIS G 0561に規定するジョミニー焼入試験の結果に基づいて定められる。
詳しくは、先ずジョミニー焼入試験でＪＩ値を求める。ここでＪＩ値は５０％マルテンサイト硬さと定義される。
ジョミニー焼入試験では、規定の焼入温度に加熱した状態の円柱状の試験片の下端面を噴水で冷却して焼入れし、その後側面を規定の厚みで平坦に削って、下端面から高さ１．５ｍｍの位置の硬さ（ＨＲＣ）を測定する。この１．５ｍｍ高さ（位置）の硬さから、以下のようにしてＪＩ値を求める。
ＪＩ＝１．５ｍｍ位置硬さ（ＨＲＣ）−１２（ＨＲＣ）
以上により求めたＪＩ値を、以下の式に代入してＤＩ値を算出する。
一方最大変形抵抗σＭＡＸは、冷間鍛造を行ったときの鍛造性を表す指標となる値で、この値が小さいほど冷間鍛造性は良く、逆に値が大きいほど冷間鍛造性は悪い。
一般則として、鋼材の焼入性を高くするには、前述したように焼入れに関連した合金元素を多く添加する。このとき鋼材のＤＩ値は高くなる。
これと同時に鋼材の冷間鍛造性は悪化し、上記のσＭＡＸの値は大となる。即ちＤＩ値，σＭＡＸの値の何れもが高くなる。
本発明では、浸炭部品を製造するに際してＤＩ値とσＭＡＸの値とが式(１)の関係を満たす鋼材（肌焼鋼）を用いる。
この肌焼鋼は、ＤＩ値を大きくして焼入性を高めても、最大変形抵抗値σＭＡＸは一定以下の低い値に保持される。従って良好な冷間鍛造性と良好な焼入性との両特性をともに確保することが可能で、冷間鍛造での部品成形を可能としつつ、浸炭処理に際しての焼入れをガス冷却にて行うのに必要な焼入性を改善することができる。
ここでガス冷却とは、窒素，アルゴンガス等の不活性ガス等の非酸化性ガスを対象物に吹き付けて冷却する手法を意味する。
本発明では、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出量が4.5×10−１０モル以下であるようにして、浸炭の際に析出物粒子による結晶粒界のピンニングを極力しないようにし、そのことによって結晶粒の粒度番号を小さく、即ち結晶粒を大粒化してＤＩ値を高め、併せて冷間鍛造性を高めるようにすることができる。
浸炭処理前の製造工程でAlＮ等の粒子を析出分散させて粒界をピンニング（ピン止め）する技術は、結晶粒の粗大化を抑制することを狙いとして広く実施されている。
しかしながらこの種の析出物粒子によって粒界をピンニング（ピン止め）する技術にあっては、局部的に結晶粒が異常に粗大化する異常粒成長の現象を十分には防ぐことができない。
ここで異常粒成長とは、浸炭初期には析出物粒子によるピンニング力が結晶粒成長の駆動力よりも大であったものが、浸炭中に力関係が逆転し、析出物粒子のピンニング力よりも結晶粒成長の駆動力が大となることによって起る現象で、こうした力関係の逆転は、浸炭中における析出物粒子の固溶、析出物粒子がオストワルド成長し粗大化することによってピンニング力が小さくなること等が要因となって生じる。
また冷間鍛造を施した部品では、鍛造時に部品内部に塑性歪分布が導入され、歪みが大きい領域では浸炭中に結晶粒成長の駆動力とピンニング力の逆転が起きることで、結晶粒の異常粒成長が起る。
図１（ロ）は、このような異常成長粒の発生をモデル的に示している。
図１（ロ）（Ａ）は浸炭初期の状態を示したもので、ｐは析出物粒子（ピン止め粒子）を表している。浸炭初期の状態ではこれら析出物粒子ｐが多数粒界に介在して結晶粒ｑの粒界をピンニングし拘束しており、結晶粒ｑが大きくなろうとするのを妨げている。
ところが粒界をピンニングしている一部析出物粒子ｐが、浸炭中に固溶により消失し、析出物粒子ｐによるピンニング（拘束）が破れると（外れると）、ここにおいて粒界でのピンニングの外れた隣接結晶粒同士が合体して１つの結晶粒に粒成長する。
このようにしてサイズ増大した結晶粒は粒成長のパワーを増し、相対的な析出物粒子ｐのピンニング力の低下の下に、析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングを破って次々と隣の結晶粒を呑み込んで粒成長して行く。
即ち一旦析出物粒子ｐによる結晶粒界のピンニングが破れると、そのピンニングの破れた結晶粒界を中心として結晶粒の粒成長が連鎖的に発生し、図１（ロ）（Ｂ）に示すように異常粒成長が生じて遂には異常に巨大化した結晶粒Ｑが発生する。
図１（ロ）（Ｃ）は、このような異常粒成長した実例（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
このような異常粒成長が起ると、局部的な焼入性の上昇のために熱処理歪みが生じて、これが騒音や振動の原因となったり、また疲労強度が低下してしまうといった問題が生ずる。
従来にあっては、こうした場合に析出物粒子をより多く分散析出させ、析出物粒子による粒界のピンニング力をより一層増大させることで対策しているが、そのような対策にては異常粒成長を十分に防止できない。
またこのように析出物粒子を多く分散析出させたときには、析出物粒子そのものが冷間鍛造時の変形抵抗を上げる１つの要因となる。
特に近年においては、浸炭時間の短縮を目的とした浸炭温度の高温化、部品製造コスト低減のための冷間鍛造化、生産中のＣＯ２削減や強度の向上を目的とした真空浸炭等の環境対応技術が普及しているが、これらの技術の下では上記の異常粒成長がより生じ易い。
そこで請求項２では、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル（mol）以下となるように析出物粒子密度を少なくするもので、浸炭初期から「析出物粒子のピンニング力＜結晶粒成長の駆動力」の状態とするものである。
以下この点を図１（イ）のモデル図に基づいて説明する。
図１（イ）のモデル図において（ここでは理解を容易にするため便宜的に析出物粒子が析出していないものとして示している）、（Ａ）の浸炭初期においては、各結晶粒ｑはほぼ同じような大きさでそれぞれの結晶粒界で互いに接している。
析出物粒子によって結晶粒界をピンニングする従来の技術にあっては、その後、先に述べたように浸炭中に析出物粒子が一部固溶し消失する等によって、ある結晶粒が特異的に粒成長を続けて粗大化し、巨大結晶粒となる異常粒成長を生じる。
これに対して本発明のモデル図１（イ）の場合には、当初から析出物粒子が結晶粒界を拘束し、ピンニングしていないため、浸炭中に結晶粒ｑは析出物粒子によるピンニング作用を受けないで自由に粒成長しようとする。
ところが析出物粒子によるピンニング作用を受けずに、自由に粒成長しようとする点は何れの結晶粒ｑも同じであり、結果として何れの結晶粒ｑも、周りの他の結晶粒ｑの粒成長しようとする圧力を自身の粒成長に対する抑制圧力として受けることとなり、その結果何れかの結晶粒ｑが特異的に粒成長するといったことはできず、何れの結晶粒ｑも均等にある程度の大きさまで結晶粒成長できるに留まる。
この結果、粒成長を止めるための析出物粒子が存在していないにも拘らず（寧ろそのような析出物粒子が存在していないからこそ）、各結晶粒ｑはそれぞれが互いに均等にある程度の大きさまで粒成長するのに留まって、何れか特定の結晶粒ｑが特異的に異常粒成長してしまうのが有効に抑制される。
因みに図１（イ）（Ｃ）は、析出物粒子の析出を極力少なくすることで異常粒成長が抑制されている実例写真（浸炭後結晶粒写真）を示したものである。
尚、析出物粒子を極力少なくすることで異常粒成長を抑制し、各結晶粒を均等に粒成長させ得る点は、本出願人の出願に係る特願2013-134262，特願2013-134263（何れも未公開）に開示されている。
このように請求項２では析出物粒子の析出を極力少なくすることで、異常粒成長を抑制しつつ結晶粒を均等に大粒化させ、そのことによって変形抵抗を小さくして冷間鍛造性を高めるとともに、焼入性を高める。析出物粒子を少なくすることで、析出物粒子自体が冷間鍛造時の変形抵抗を増す原因となるのを防ぎ、冷間鍛造性を高める。
このような異常粒成長を抑制した状態の下での結晶粒成長は、本発明者らの研究によれば、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下となるように鋼中の析出物粒子密度を極力少なくすることで達成できることを知得した。
本発明において、TiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量を旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りの単位面積で規定している理由は、
第１に、析出物粒子によるピンニング（ピン止め）の効果は粒界面積によって異なり、粒界面積が大きければ沢山の析出物粒子が必要で、逆に粒界面積が小さければ粒子の数は少なくて済むこと、
第２に、析出物粒子量はあくまで浸炭部品中に測定される析出物の粒子量であって、これには旧オーステナイト粒界に存在しているものも存在していないものも含まれている。但しその析出量が多ければ、当然に粒界に存在する量も多くなること、
第３に、本発明において問題となるのは結晶粒界における析出物粒子の量であるが、トータルの析出物量が多ければ結晶粒界に存在する析出物量も多くなるから、全体の析出物量を旧オーステナイト粒の単位面積当りに換算して整理することで、析出物粒子によるピンニングへの影響を判断できると考えられること、等による。
本発明では、上記の浸炭焼入れを、ガス焼入れを用いた浸炭焼入れとすることができる（請求項３）。
この場合、浸炭焼入れに伴って生ずる歪みを小さくすることができる。
本発明では浸炭焼入後における組織が、旧オーステナイト粒の平均結晶粒度で６番以下としておくことができる（請求項４）。
このようにすることで、浸炭前における平均結晶粒度番号を小さくしておくこと、即ち結晶粒を大粒化しておくことができ、冷間鍛造性と焼入性を高めることができる。
本発明では、請求項５に規定する化学組成の鋼材（肌焼鋼）を用いて浸炭部品を得ることができる。
請求項５の化学組成の肌焼鋼では、上記の式(２)を充足するようにTi，Zr，Ｎの含有量を規制することで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子密度を極力少なくすることができる。
具体的には、例えばTi，Zrを添加することで、鋼の鋳造時に鋼中に含まれるＮとTi，Zrとの結合により結晶粒界のピンニングに対して寄与しないTiＮ，ZrＮを晶出せしめ、鋼中のＮがAlと結合してピンニング作用を持つAlＮを析出するのを抑制する。
但しTi，Zrを過剰に添加するとTiＣ，ZrＣが析出し、これらがピンニング作用を有する析出物粒子となってしまうため、それらが過剰とならないように式(２)を満たすようにすることが重要である。
要するに式(２)は次のような意味を有している。
即ち鋼中のAlと反応してAlＮと成り得るＮが鋼中に多くあったり、或いは鋼中のＣと反応してTiＣ，ZrＣと成り得るTi，Zrが多くあったりすると、何れの場合にも析出物粒子が鋼中に望ましくない量で析出してしまうことから、鋼中のＮとTi及びZrを凝固時に晶出物として晶出せしめることで、析出物粒子形成可能なＮ，Ti及びZrを固定し（消費し）、以て余剰のTi，Zr，Ｎを式(２)で規定し、その値を目標とする3.5×10−６モル/g以下とする。
但し浸炭部品用の鋼材を請求項６に規定する化学組成とすることで、結晶粒界のピンニングに働く析出物粒子の密度を極力少なくするようになすこともできる。
具体的にはこの請求項６では、鋼中のＮを晶出物形成によって消費するTi及びZrを無添加とする一方で、これに伴って析出物粒子を形成するS-Alの添加量を微量とし、以て析出物粒子の密度を極力少なくするようにしている。
尚本発明では、上記鋼材に質量％でＢ：0.001〜0.010％を選択的成分として含有させるようになすことができる（請求項７）。
本発明では、旧オーステナイト粒の粒界面積，TiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物量を次のようにして求めることができる。
（粒界面積の求め方）
浸炭品の表面を垂直に切断し、浸炭品から観察用試料を切り出し、表層を含む断面を研磨し、旧オーステナイト粒界を現出させた後、JlS G 0551で規定された方法で平均結晶粒度ｎを測定する（測定の際、表層（浸炭層）を含めて測定してもよい）。そして以下の式より旧オーステナイト粒半径ｒを算出する。
ｒ＝(3/2×1/(2（ｎ＋３）×π))０．５ ・・・式(３)
尚、式（３）は以下のようにして求めたものである。
JlS G 0551における単位面積（１ｍｍ２）当たりの結晶粒の数ｍと平均結晶粒度ｎとの間には、ｍ＝2（ｎ＋３）の関係がある。この関係式より、旧オーステナイト粒を半径ｒの球形と仮定した場合の結晶粒の断面積はπｒ２＝3/2×1/ｍ＝3/2×1/(2（ｎ＋３）)となる。これより半径ｒは式（３）で表すことができる。
ここで係数3/2は、測定した断面が一般には結晶粒の中心からずれていることを考慮して定めた係数である。
そして粒界面積は、上記半径ｒを用いて以下の式（４）にて表すことができる。
粒界面積＝(鋼材単位質量（１ｇ）中に含まれる旧オーステナイト粒の個数)×旧オーステナイト粒１個の表面積×1/2＝(1OOO/7.8)/(4/3×π×ｒ３)×4πｒ２×1/2 ・・・式(４)
ここで(1OOO/7.8)は鋼の密度の逆数、1/2は隣接する結晶粒が互いに接していることを考慮した係数である。
従って上記式（３）及び式（４）より、旧オーステナイト粒の粒界面積は、平均結晶粒度ｎを測定することにより求めることができる。
（TiCの定量法）
10%アセチルアセトン-１％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール(1O％AA溶液)を用いた電解法により全析出物の抽出を行う。電解後、孔径O.2μｍのニュークリポアフィルターによって吸引ろ過し、得られた残渣の一部を混酸分解による融解で溶液としたのち、全析出物中の金属元素成分をICP発光分析法によって定量し、所定質量当りのTiの析出物量を求めて単位ｇ当りの析出物量に換算する。また得られた残渣の他の一部を1O%臭素-メタノール溶液に浸漬処理することによりTiＮのみ残渣として抽出し、質量測定によって所定質量当りのTiＮを定量し、単位ｇ当りの量に換算する。そしてTiＣ量＝(全Tiの析出物量)−(TiＮ量)からTiＣ量（単位ｇ当りのTiＣ量）を求める。
（ZrＣの定量法）
TiＣと同様の方法で行う。
（AlＮの定量法）
１４％ヨウ素-メタノール溶液による母材の溶解での残渣の一部をICP発光分析法により単位ｇ当りの全A1(AlＮ，A1２Ｏ３)の定量を行う。また残渣の他の一部を硫酸で酸分解することにより、窒化物と酸化物を分離すると残渣中には酸化物が残る。元素分析しA1量を定量すると、A1２Ｏ３量を定量したことになる。よって、AlＮ量＝全Al(AlＮ，A1２Ｏ３)−A1２Ｏ３量で求めることができる。
上記の方法で求めた粒界面積、析出物量より
旧オーステナイト粒界１ｍｍ２あたりの析出物量＝(析出物量)/(旧オーステナイト粒界面積)・・で求めることができる。
以下に本発明における各化学成分等の限定理由を説明する。
Ｃ：O.lO〜O.30％
Ｃは硬さ，強度を確保する上で0.10％以上含有させる。但し0.30％を超えて多量に含有させると、鋼材から歯車等の部品形状を冷間鍛造にて加工する際の加工性が低下するため、上限を0.30％とする。
Si：O.O1〜1.50％
Siは焼入性、強度確保のために0.01％以上含有させる必要がある。但し1.50％を超えて多量に含有させると鍛造性、被削性の低下をもたらすため、上限を1.50％とする。
Mn：O.40〜1.50％
MnはMnＳ等の介在物形態制御を図るとともに、焼入性を確保するために0.40％以上含有させる。またMnは0.40％未満であると芯部にフェライトを生成し、強度低下を生じるため、この意味においても0.40％以上を含有させる。但し1.50％を超えて多量に含有させると被削性の低下をもたらすため、上限を1.50％とする。
Ｓ：O.O1〜O.10％
Ｓは被削性確保のため0.01％以上含有させる。但し0.10％を超えて多量に含有させると強度の低下をもたらすため、上限を0.10％とする。
Ｐ：O.03％以下
Ｐは本発明において強度低下をもたらす不純物成分であり、0.03％以下にこれを規制する。
Cu：O.05〜1.00％
Cuは0.05％以上含有させることで焼入性確保に有用である。一方1.00％を超えて多量に含有させると熱間加工性の低下をもたらすため、上限を1.00％以下とする。
Ni：O.05〜1.00％
Niは0.05％以上含有させることで焼入性確保に有用である。一方1.00％を超えて多量に含有させると、炭化物析出量が減少し強度低下を招くため、上限を1.00％とする。
Cr：O.O1〜2.00％
Crは焼入性を良くし、強度向上させるのに有効な元素で、そのために0.01％以上含有させる。但し2.00％を超えて多量に含有させると加工性、特に被削性の低下を招くため、上限を2.00％とする。
Mo：0.01〜0.50％
Moは強度向上させる元素であり、0.01％以上含有させる。Moによる強度向上の効果をより求める場合には0.15％以上含有させることが望ましい。但し0.50％を超えて多量に含有させると、加工性の劣化を招くとともにコスト高をもたらすので、上限を0.50％とする。
Nb：O.001％以下
本発明においてNbは不純物元素となるものであり、Nbが含有されているとNbＣが析出し、結晶粒界をピンニングするため、0.001％以下に含有量を規制する。
s-A1：0.O05〜O.050％（請求項５），O.001〜O.008％（請求項６）
Alは脱酸剤としての使用により鋼に含有される。請求項５においては0.005％以上、0.050％以下の範囲内の含有量とする。
一方請求項６においては、鋼の含有成分としてのZr，Tiが実質無添加となるため、AlＮの生成を抑制するために含有量が0.008％以下に規制される。
Ｎ：O.005〜0.030％
Ti：O.OO1〜O.150％（請求項５），＜0.001％（請求項６）
Zr：O.OO0〜0.300％（請求項５），＜0.001％（請求項６）
これらＮ，Ti，Zrはそれぞれが互いに相互に作用し合うことで有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくする。その条件は請求項５においては式(２)を満たす範囲内である。
また請求項６においても、同様に有害な析出物粒子の析出密度を極力少なくするために必要な範囲内である。
尚請求項５においては、Ti及びZrのうちTiだけを含有することで式(２)を満たすこともできる。この場合にはZrの含有は不要である。即ち請求項５においてはZrは任意成分であり、含有量は0.000を含む範囲である。
Ｂ：0.001〜0.010％
Ｂは焼入性を向上させる元素であり、必要に応じて0.001％以上含有させることができる。但し0.010％を超えて含有させた場合粒界にＢの析出物を形成し、強度を低下させる。
TiＣ，AlＮ，ZrＣの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下
浸炭後の部品の旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＮの合計の析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であることは、浸炭初期から析出物粒子を極力少なくし、析出物粒子が結晶粒界を実質的にピンニングし拘束しないように若しくはピンニングの力を弱めるようにし、異常結晶粒の発生を防ぎつつ結晶粒を大粒化する上で重要である。
以上のような本発明によれば、冷間鍛造性に優れ、またガス冷却による浸炭焼入れを可能とする上で必要な焼入性も改善できる肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品を提供することができる。
（イ）ピンニング粒子（析出物粒子）を極力少なくしたときの結晶粒の変化挙動を模式的に示したモデル図である。（ロ）異常成長粒の発生を説明するために示した比較例の図である。 実施例における冷間鍛造の工程説明図である。 実施例及び比較例についてＤＩ値と最大変形抵抗との関係を表した図である。 実施例及び比較例についての球状化焼鈍後の硬さと油焼入れ，ガス焼入れを行ったときの焼入後硬さとの関係を表した図である。
表１に示す化学組成の鋼材を溶解し、１２５０℃に加熱し、４ｈ保持した後、９５０℃以上で熱間圧延し、JIS G 0561に規定するジョミニー焼入試験用の円柱状の試験片及びφ３０ｍｍの棒鋼を作製した。
そしてジェミニー焼入試験用の試験片を用いてジョミニー焼入試験を実施し、ＤＩ値を求めた。
またφ３０ｍｍの棒鋼を用いて以下の鍛造試験を含む各種試験を行った。
通常、冷間鍛造される部品は鍛造前に軟化熱処理を行うので、その後、この棒鋼を７６０℃×４ｈで保持した後に、１５℃／ｈで６５０℃まで温度を下げ、空冷する軟化熱処理を行い、軟化処理後の硬さ（ロックウェル硬さＨＲＢ）を測定した。
また軟化熱処理を施した棒鋼からφ１５×２２．５Ｌｍｍの冷間鍛造用試験片１０（図２（Ｉ）参照）を作製した。この試験片１０を図２（II），（III）に示すように一対の鍛造型１２Ａ，１２Ｂを用い、試験片１０の各端面に鍛造型１２Ａ，１２Ｂを当て、端面拘束状態でプレスし、圧下率＝７０％，圧下速度（ひずみ速度）６．７（１／Ｓ）で冷間鍛造をして、最大変形抵抗を測定した。最大変形抵抗は各鋼種ｎ＝３で試験を実施し、その平均を求めた。
次に冷間鍛造したものを９５０℃で浸炭焼入れし、硬さ測定及び旧オーステナイトの結晶粒度測定を行った。
浸炭条件は温度９５０℃，ＣＰ（カーボンポテンシャル）：０．８％で２ｈ保持した後、８５０℃，ＣＰ：０．８％で０．５ｈ保持の条件とした。その後に８０℃の油での焼入れ（油焼入れ）と、ガス冷却（ガス吹付けによる冷却）即ちガス焼入れとを行い、それぞれの焼入れ後の硬さ（ＨＲＣ）の測定を行った。
尚ガス冷却では、冷却ガスとしてＮ２ガスを用い、これをガス圧力９barで、冷却ファンにより回転数６０Ｈｚで対象物に吹き付けた。
また硬さ測定は、冷間鍛造及び浸炭焼入れした試験片を横断面で切断し、Ｒ／２（Ｒ：半径）部をロックウェル硬度計で周方向に９０°ごと隔たった４点硬さ測定し、その平均値を求めた。
一方結晶粒観察は、試験片（冷間鍛造後において油焼入れにより浸炭焼入処理を行ったもの）を縦断面で半分に切断し、切断面を鏡面研磨した後に、過飽和ピクリン酸を用いて腐食し、旧オーステナイト結晶粒界の現出を行って、結晶粒度の測定を行った。測定は縦断面の中心部について行い、測定方法はJIS G 0551に準じ、光学顕微鏡の１００倍視野且つ５視野で行い、平均値を求めた。
また実施例１，６，１１に関しては、結晶粒度の安定性を確認するために１０５０℃での浸炭も行い、結晶粒度測定を行った。
尚１０５０℃の浸炭処理は、９５０℃の浸炭に代えて１０５０℃で浸炭を行う他、その他の条件は上記と同様の条件（焼入れは油焼入れ）とした。
１０５０℃での浸炭のときと、９５０℃の浸炭とで結晶粒度に大きな差はなく、本実施例の鋼材から作られる部品は、高温でも結晶粒度特性が安定している。
また、上記温度９５０℃の条件で浸炭焼入処理（焼入れは油焼入れ）を行ったものについて、前述した方法にて鋼材中に含まれるTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量（モル）を定量化して鋼材１００ｇ当りに換算するとともに、測定した旧オーステナイトの平均結晶粒度ｎから求めた鋼材１ｇ当りの旧オーステナイト粒の粒界面積（ｍｍ２）を鋼材１００ｇ当りに換算し、これらから旧オーステナイト粒界面積１ｍｍ２当りの析出物粒子量を算出した。
これらの結果が表２及び表３と図３及び図４とに示してある。
表１，表２の結果に示しているように、比較例では式(２)の値が何れも請求項の条件を満たしていないとともに、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界単位面積当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モルを超えて多量である。
そして比較例のものは、何れも浸炭後の旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８以上で結晶粒が微細であり、冷間鍛造時における最大変形抵抗の値が大きい。即ち冷間鍛造性が良くない。
一方実施例のものは、何れも式(２)の値が請求項の条件を満たしているとともに、浸炭後における旧オーステナイト粒の粒界単位面積当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下の少量である。
そして実施例のものは、何れも浸炭後の旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６以下で結晶粒が大粒であり、これに起因して冷間鍛造時における圧縮の最大変形抵抗σＭＡＸの値が８００（ＭＰａ）以下と小さく、冷間鍛造性が良いことを示している。
因みに、図３は表２の実施例，比較例について横軸にＤＩ値を、縦軸に最大変形抵抗σＭＡＸをとって、それらの関係を表したものである。
この図から、本実施例では比較例に比べて同じＤＩ値の下で最大変形抵抗が小さいことが見て取れる。或いは同一の最大変形抵抗σＭＡＸの下ではＤＩ値が高いことが見て取れる。
この図において、本実施例のものは何れもσＭＡＸの値が12.8×ＤＩ＋745よりも小さく、ＤＩ値とσＭＡＸ値との関係が式(１)の関係を満たしている。
これに対して比較例のものは、σＭＡＸの値が12.8×ＤＩ＋745よりも大であり、式(１)の関係を満たしていない。
即ち、比較例及び実施例において、ＤＩ値が高くなると何れもσＭＡＸの値がこれに対応して大となっているが、比較例ではσＭＡＸの値のレベルが、実施例のものに比べて高く、焼入性を高くするとσＭＡＸの値が高いレベルを保ちつつ、より大となり、焼入性を高くした上で冷間鍛造をすることが困難である一方、実施例では良好な冷間鍛造性を確保しつつ、焼入性を効果的に高め得ることが分る。
図４には実施例，比較例それぞれについて球状化焼鈍後の硬さと油焼入れ，又はガス焼入れを用いた浸炭焼入後の硬さの関係が示してある。
この図４の結果から、本実施例のものはガス焼入れを用いた浸炭焼入後の硬さが、比較例において油焼入れを用いた浸炭焼入後の硬さとほぼ同等の硬さが得られていることが見て取れる。
以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。

Claims (7)

  1. 球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗（σＭＡＸ(MPa)）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式(１)
    σＭＡＸ＜12.8×ＤＩ＋745・・・式(１)
    を満たす冷間鍛造性及び焼入性に優れた肌焼鋼。
  2. 球状化焼鈍後の材料から切り出したφ１５×２２．５ｍｍの試験片に対し、端面拘束状態且つ圧縮率７０％で冷間で圧縮変形させたときの最大変形抵抗（σＭＡＸ(MPa)）とジョミニー焼入試験により求めたＤＩ値との関係が以下の式(１)
    σＭＡＸ＜12.8×ＤＩ＋745・・・式(１)
    を満たす肌焼鋼を用いて冷間鍛造にて部品形状に加工した上で浸炭焼入れを施して得た部品であって、
    浸炭焼入後における旧オーステナイト粒の粒界面積１ｍｍ２当りのTiＣ，AlＮ，ZrＣの析出物粒子量が4.5×10−１０モル以下であることを特徴とする浸炭部品。
  3. 前記浸炭焼入れが、ガス焼入れを用いた浸炭焼入れであることを特徴とする請求項２に記載の浸炭部品。
  4. 前記浸炭焼入後における組織が、前記旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６番以下の組織であることを特徴とする請求項２，請求項３の何れかに記載の浸炭部品。
  5. 質量％で
    Ｃ：O.1O〜O.30％
    Si：0.O1〜1.50％
    Mn：O.40〜1.50％
    Ｓ：O.01〜O.1O％
    Ｐ：O.03％以下
    Cu：0.05〜1.00％
    Ni：O.05〜1.00％
    Cr：O.01〜2.00％
    Mo：O.01〜0.50％
    Nb：0.OO1％以下
    s-Al：O.O05〜O.050％
    Ｎ：O.005〜O.030％
    Ti：O.001〜O.150％
    Zr：O.000〜O.300％
    残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、
    且つTi，Zr，Ｎの含有量[Ti]，[Zr]，[Ｎ]が下記式(２)を満たす前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る請求項２〜請求項４の何れかに記載の浸炭部品。
    |[Ti]/47.9＋[Zr]/91.2−[Ｎ]/14|/100≦3.5×10−６モル/g・・・式(２)
  6. 質量％で
    Ｃ：O.1O〜O.30％
    Si：O.01〜1.50％
    Mn：O.40〜1.50％
    Ｓ：O.O1〜O.lO％
    Ｐ：O.03％以下
    Cu：0.05〜1.00％
    Ni：O.05〜1.00％
    Cr：O.O1〜2.00％
    Mo：O.01〜O.50％
    Nb：O.OO1％以下
    s-A1：O.001〜O.008％
    Ｎ：O.005〜O.030％
    Ti：＜0.OO1％
    Zr：＜0.001％
    残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する前記肌焼鋼を冷間鍛造で部品形状に加工し、浸炭焼入れして成る請求項２〜請求項４の何れかに記載の浸炭部品。
  7. 前記肌焼鋼が、質量％で
    Ｂ：O.001〜O.O1O％
    を更に含有していることを特徴とする請求項５，請求項６の何れかに記載の浸炭部品。
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