JP6683075B2 - 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法に関し、特に、冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、限界加工率が大きく、そして、浸炭熱処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び鋼部硬さを有するものとなる、浸炭用鋼、浸炭鋼部品、及び、浸炭鋼部品の製造方法に関するものである。

機械構造用部品に使用される鋼には、一般に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｎｉ等が組み合わせて添加される。このような化学成分を有し、鋳造、鍛造、圧延等の工程を経て製造された浸炭用鋼は、更に、鍛造、切削等の機械加工によって成型され、そして、浸炭等の熱処理を施されて、表層部の硬化層である浸炭層と浸炭処理の影響が及んでいない母材である鋼部とを備える浸炭鋼部品となる。

この浸炭鋼部品を製造するコストのうち、切削加工に関わるコストが非常に大きい。切削加工は切削の工具が高価であるだけでなく、切りくずを多量に生成するため、歩留の観点からも不利である。このため、切削加工を鍛造に置き換えることが試みられている。鍛造方法は熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造に大別できる。温間鍛造はスケールの発生が少なく、熱間鍛造よりも寸法精度が改善されるという特徴がある。また冷間鍛造はスケールの発生がなく、寸法精度が切削に近いという特徴がある。従って、熱間鍛造で大まかな加工を行った後に冷間鍛造で仕上げ加工を行うこと、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行うこと、または、冷間鍛造のみで成型を行うこと等が検討されてきた。しかしながら、切削加工を温間又は冷間鍛造に置き換えるにあたって、浸炭用鋼の変形抵抗が大きいと、金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下するため、切削に対するコストメリットが小さくなる。あるいは複雑な形状に成型する場合、大きな加工が加わる部位に割れが生じる等の問題が発生する。このため、浸炭用鋼の軟質化や限界加工率の向上を図るために種々の技術が検討されてきた。

例えば、特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ含有量を低減することによって浸炭用鋼の軟質化を図ることにより冷間鍛造性を向上させ、さらに熱間圧延後の組織中に微細なＡｌＮを多量に分散させることにより結晶粒粗大化防止効果を高めた浸炭用鋼が記載されている。

一方で、冷間鍛造は、寸法精度が切削に近いという特徴があるが、冷間鍛造される部品によっては、少なからず切削工程が含まれる。すなわち、冷間鍛造される鋼は、冷間鍛造性だけでなく被削性向上も求められている。

特許文献１では、冷間鍛造後の被削性について言及しておらず、被削性向上効果は不明確である。

工具摩耗量抑制および切りくず処理性を高めるには、Ｓ含有量を多くする必要がある。しかしながら、Ｓ含有量を多くすると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性が低下する。すなわち、被削性を高めるために、Ｓ含有量を多くしすぎると、浸炭用鋼の軟質化による限界加工率の改善効果を打ち消してしまう。

特許第５１３５５６２号公報

本発明は上記の実情に鑑み、浸炭用鋼の段階で、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、限界加工率が大きく、浸炭時に粗大粒が発生せず、そして、冷間鍛造後の被削性に優れる浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、このような課題を解決するために詳細な検討を行った結果、以下の知見を得た。

（ａ）Ｓ含有量を多くすることなく、被削性を向上するには、硫化物のサイズ及び分布の制御が重要である。

（ｂ）硫化物の円相当径と工具摩耗量および切りくず処理性との関係について種々実験を行った結果、円相当径で２μｍ未満のものの存在密度が３００個／ｍｍ^２以上存在すると工具の摩耗が抑制され、かつ、鋼中の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であると切りくず処理性が向上する。なお、硫化物間の粒子間距離は、画像解析によって求めることができる。

（ｃ）鋼材中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）または凝固時に晶出することが多く、硫化物の大きさは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造により製造した鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈しており、このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。Ｍｎは、樹間部において濃化し、硫化物が樹間に晶出する。

（ｄ）硫化物を微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており（例えば下記非特許文献）、下記（Ａ）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）^０．２５ …（Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ^２／ｓ）、σ
：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ^２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。

非特許文献：Ｗ．Ｋｕｒｚ ａｎｄ Ｄ．Ｊ．Ｆｉｓｈｅｒ著、「Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ」、Ｔｒａｎｓ Ｔｅｃｈ Ｐｕｂｌｉｃａｔｉｏｎｓ Ｌｔｄ．、(Ｓｗｉｔｚｅｒｌａｎｄ)、１９９８年、ｐ．２５６

この（Ａ）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存し、このσを低減させることができればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出する硫化物サイズを低減させることができる。本発明者らは、鋼に微量のＢｉおよび、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅのうちの１種または２種以上を添加することにより、冷間鍛造時の変形抵抗を小さくしたままで、鋼中の硫化物を微細分散させることで冷間鍛造後の鋼の被削性を向上させることを見出した。

本発明の要旨は、次の通りである。

［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０７％〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０００１％〜０．５００％、
Ｍｎ：０．０００１％〜０．８０％、
Ｓ：０．００５０％〜０．１０００％、
Ｃｒ：１．３０％超〜５．００％、
Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０７０％〜０．２００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０１００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％及びＴｅ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種以上を含有し、
更に、Ｔｉ、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として式（１）を満たすとともに、ＡｌＮ析出指標として式（２）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上であり、前記硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする浸炭用鋼。
７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４．０ ・・・（１）
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ ・・・（２）
［２］ 更に質量％で、
Ｎｂ：０．００２０％〜０．１０００％、
Ｖ：０．００２％〜０．２０％、
Ｍｏ：０．００５％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、
Ｃｕ：０．００５％〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００２％〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．０００２％〜０．００５０％、
Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００２％〜０．００５０％、
のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有し、
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として前記式（１）に代わって式（３）を満たすことを特徴とする［１］記載の浸炭用鋼。
７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）＜４４．０・・・（３）
［３］ 鋼部と、鋼部の外面に生成した厚さ０．４ｍｍ超２ｍｍ未満の浸炭層とを備える浸炭鋼部品であって、
部品表面から深さ５０μｍの位置での前記浸炭層のビッカース硬さがＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であり、
前記表面から深さ２ｍｍの位置での前記鋼部のビッカース硬さがＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であり、
前記鋼部は、質量％で、
Ｃ：０．０７％〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０００１％〜０．５００％、
Ｍｎ：０．０００１％〜０．８０％、
Ｓ：０．００５０％〜０．１０００％、
Ｃｒ：１．３０％超〜５．００％、
Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０７０％〜０．２００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０１００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％及びＴｅ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種以上を含有し、
更に、Ｔｉ、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下であり、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として式（４）を満たすとともに、ＡｌＮ析出指標として式（５）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上であり、前記硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする浸炭鋼部品。
７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４．０ ・・・（４）
０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ ・・・（５）
［４］ 前記鋼部が、更に質量％で、
Ｎｂ：０．００２０％〜０．１０００％、
Ｖ：０．００２％〜０．２０％、
Ｍｏ：０．００５％〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、
Ｃｕ：０．００５％〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００２％〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．０００２％〜０．００５０％、
Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００２％〜０．００５０％、
のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有し、
前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として前記式（４）に代わって式（６）を満たすことを特徴とする［３］に記載の浸炭鋼部品。
７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）＜４４．０・・・（６）
［５］ ［１］または［２］に記載の前記浸炭用鋼に、冷間塑性加工を施して形状を付与する冷間加工工程と、
前記冷間加工工程後の前記浸炭用鋼に、浸炭処理または浸炭窒化処理を施す浸炭工程とを有することを特徴とする［３］または［４］に記載の浸炭鋼部品の製造方法。
［６］ 前記浸炭工程後に、焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理を施す仕上熱処理工程を有することを特徴とする［５］に記載の浸炭鋼部品の製造方法。
［７］ 前記冷間加工工程後で前記浸炭工程前に、更に、切削加工を施して形状を付与する切削工程を有することを特徴とする［５］または［６］に記載の浸炭鋼部品の製造方法。

本発明によれば、浸炭用鋼の段階で、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、限界加工率が大きく、浸炭時に粗大粒が発生せず、そして、冷間鍛造後の被削性に優れる浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法を提供できる。

以下本発明を詳細に説明する。

各成分元素の含有量について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％である。

Ｃ：０．０７％〜０．１３％
炭素（Ｃ）は、浸炭層と鋼部とを備える浸炭鋼部品における鋼部の硬さを確保するために添加する。従来の浸炭用鋼のＣ含有量は、０．２％程度であるが、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部では、Ｃ含有量を、この量よりも少ない０．１３％に制限している。この理由は、Ｃ含有量が０．１３％超では、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが顕著に増加するとともに限界加工率も低下するためである。しかしながら、Ｃ含有量が０．０７％未満では、焼入れ性を高める後述の合金元素を多量に添加して、できる限り硬さの増加を図ったとしても、浸炭鋼部品の鋼部の硬さを従来の浸炭用鋼のレベルにすることが不可能である。従って、Ｃ含有量を０．０７％〜０．１３％の範囲に制御する必要がある。好適範囲は０．０８％〜０．１２％である。更に望ましい範囲は、０．０８％〜０．１１％である。

Ｓｉ：０．０００１％〜０．５００％
シリコン（Ｓｉ）は、浸炭鋼部品のような低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加させることで、歯面疲労強度を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量が０．０００１％以上である必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が０．５００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ｓｉ含有量を０．０００１％〜０．５００％の範囲に制御する必要がある。この範囲内で、浸炭鋼部品の歯面疲労強度を重視する場合にはＳｉを積極的に添加し、浸炭用鋼の変形抵抗の低減や限界加工性の向上を重視する場合にはＳｉを積極的に低減する。前者の場合の好適範囲は０．１００％〜０．５００％であり、後者の場合の好適範囲は０．０００１％〜０．２００％である。

Ｍｎ：０．０００１％〜０．８０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Ｍｎ含有量が０．０００１％以上である必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が０．８０％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ｍｎ含有量を０．０００１％〜０．８０％の範囲に制御する必要がある。好適範囲は０．２５％〜０．６０％である。

Ｓ：０．００５０％〜０．１０００％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素である。Ｓ含有量が０．１０００％を超えると、鍛造時にＭｎＳが起点となって割れが生じ、限界加工率が低下することがある。従って、Ｓ含有量を０．００５０％〜０．１０００％の範囲に制御する必要がある。好適範囲は０．００８０％〜０．０２００％である。

Ｃｒ：１．３０％超〜５．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Ｃｒ含有量が１．３０％超である必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が５．００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ｃｒ含有量を１．３０％超〜５．００％の範囲に制御する必要がある。また、Ｃｒは、同様の効果を有するＭｎ、Ｍｏ、Ｎｉ等の他の元素と比べて、浸炭用鋼の硬さを上昇させる程度が少なく、かつ焼入れ性を向上させる効果が比較的大きい。よって、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部では、従来の浸炭用鋼よりも、Ｃｒを多量に添加する。好適範囲は１．３５％〜２．５０％である。更に望ましい範囲は、１．５０％超〜２．２０％である。

Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％
ホウ素（Ｂ）は、オーステナイト中に固溶する場合、微量でも鋼の焼入性を大きく高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めることができる。また、Ｂは上記効果を得るために多量に添加する必要がないので、フェライトの硬さをほとんど上昇させない。つまり、鍛造前の浸炭用鋼の硬さをほとんど上昇させないという特徴があるため、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部ではＢを積極的に利用する。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の焼入れ性向上効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上記効果が飽和する。従って、Ｂ含有量を０．０００５％〜０．０１００％の範囲に制御する必要がある。好適範囲は０．００１０％〜０．００２５％である。なお、鋼中に一定量以上のＮが存在している場合、ＢがＮと結合してＢＮを形成し、固溶Ｂ量が減少する。その結果、焼入性を高める効果が得られない場合がある。よって、Ｂを添加する場合には、Ｎを固定するＴｉを同時に適量添加することが必要である。

Ａｌ：０．０７０％〜０．２００％
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。Ａｌを添加することで、ＢＮの形成が抑制され、焼入れ性に寄与する固溶Ｂが確保される。しかし、Ａｌの含有量が０．０７０％未満では、Ｂ添加による焼入れ性向上効果が得られない。一方、Ａｌの含有量が０．２００％を超えると、ＡｌＮの析出量が多くなりすぎ、浸炭用鋼や浸炭鋼部品の塑性加工性を低下させる。さらに、ＡｌＮ析出物が微細分散せずに、個々のサイズが大きくなる。そのため、浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果が得られなくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０７０〜０．２００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０７５％以上であり、好ましい上限は０．１５０％以下である。

Ｎ：０．００３０％〜０．０１００％
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される不純物であり、ＢＮを形成して、固溶Ｂ量を低減させる元素である。Ｎ含有量が０．００３０％未満では、ＡｌＮの析出量が減少し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止する効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、Ａｌを添加したとしても、鋼中のＮをＡｌＮとして固定することができなくなり、焼入れ性に寄与する固溶Ｂを確保することができなくなる。また、粗大なＴｉＮが形成されて、塑性加工時に破壊の起点となる。従って、Ｎ含有量を０．００３０％〜０．０１００％の範囲に制御する必要がある。好適範囲は０．００４０％〜０．００９０％である。

Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％
ビスマス（Ｂｉ）は、本発明において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化し、硫化物が微細分散する。硫化物微細化効果を得るには、Ｂｉの含有量を０．０００１％超とする必要がある。しかし、Ｂｉの含有量が０．００５０％を超えると、鋼の熱間加工性が劣化し、連続鋳造が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有量を０．０００１％超〜０．００５０％とする。さらに、被削性向上および硫化物微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量の下限を０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％
Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％
Ｔｅ：０．０００１％〜０．００５０％
本発明は上記の成分に加えて、アンチモン（Ｓｂ）、錫（Ｓｎ）、テルル（Ｔｅ）のうちの１種または２種以上をそれぞれ０．０００１％〜０．００５０％の範囲内で添加することが特徴である。これらの元素は結晶粒界、もしくは母相と介在物との界面に偏析し、界面の結合力を低下させることにより、微量の添加でも切削時の変形抵抗を低下させる効果がある。本発明ではＢｉの添加により、被削性を向上させることができるが、Ｓｂ、ＳｎまたはＴｅのうちの１種または２種以上の添加により、さらに被削性向上効果を発揮させることが可能となる。下限をそれぞれ０．０００１％以上としたが、効果を十分に発揮させるための好ましい下限としてはそれぞれ０．００１５％以上とする。また、上限については、それぞれ０．００５０％を超えると、鋼の熱間加工性が劣化し、連続鋳造が困難となるので、上限をそれぞれ０．００５０％以下とする。より好ましい上限は、それぞれ０．００３０％以下とする。熱間加工性を向上させるために、更に好ましくは、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの含有量の合計が０．００１５％〜０．００５０％であればよい。

上記した基本成分の他に、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部は不純物を含有する。ここで不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ｔｉ、Ｐ、Ｏ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｚｎ等の元素を意味する。この中で、Ｔｉ、Ｐ及びＯは、本発明の一態様の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限する必要がある。ここで、記載する％は、質量％である。また、不純物含有量の制限範囲には０％が含まれるが、工業的に安定して０％にすることは難しい。

Ｔｉ：０．０２０％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮをＴｉＮとして固定する効果を有する元素である。Ｔｉが含有される場合、鋼中のＮは、ほぼ全てがＴｉＮとして固定される。しかし、Ｔｉは高価な元素であるため、Ｔｉを添加する場合、製造コストが高くなる。但し、電炉で製造される鋼のように、鋼中のＮ含有量を制御することが難しい場合、あえて適量のＴｉを添加することで、固溶Ｎ量を制御するために利用することができる。この場合も過剰にＴｉを添加すると、製造コストが高くなる。従って、上述の観点から、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０２０％未満であり、更なる好適範囲は０．０１５％以下である。

Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の疲労強度や熱間加工性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量の上限は０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下である。Ｐ含有量は少ないほど望ましいが、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．００３％未満とするにも、製造コストが高くなる。よって、Ｐ含有量の下限は、０．００３％以上が好ましい。

Ｏ：０．００３０％以下
酸素（Ｏ）は、不可避的に含有される不純物であり、酸化物系介在物を形成する元素である。Ｏ含有量が０．００３０％超では、疲労破壊の起点となる大きな介在物が増加し、疲労特性の低下の原因となる。従って、Ｏ含有量を０．００３０％以下に制限する必要がある。好ましくは、０．００１５％以下である。Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量を過度に低減させると、製造コストの極端な上昇を招き経済的に不利であることから、Ｏ含有量の下限を０．０００７％以上とすることが好ましい。よって、Ｏ含有量の制限範囲は、０．０００７％〜０．００３０％であることが好ましい。さらに好ましくは、Ｏ含有量の制限範囲を０．０００７％〜０．００１５％とする。なお、通常の操業条件では、不可避的に、Ｏが０．００２０％程度含有される。

上記した基本成分及び不純物元素の他に、本実施形態に係る浸炭用鋼及び浸炭鋼部品における鋼部は、更に、選択成分として、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのうちの少なくとも１種または２種以上を含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。

上記した選択成分のうち、ＮｂとＶとは、組織の粗大化を防止する効果を有する。

Ｎｂ：０．００２０％〜０．１０００％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中でＣ、Ｎと結合して、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成する元素である。このＮｂ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって、粒成長を抑制し、そして、組織の粗大化を防止する。Ｎｂ含有量が０．００２０％未満では、上記の効果が得られない。Ｎｂ含有量が０．１０００％を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Ｎｂ含有量を０．００２０％〜０．１０００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０１００％〜０．０５００％である。

Ｖ：０．００２％〜０．２０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼中でＣ、Ｎと結合して、Ｖ（Ｃ、Ｎ）を形成する元素である。このＶ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって、粒成長を抑制し、そして、組織の粗大化を防止する。Ｖ含有量が０．００２％未満では、上記の効果が得られない。Ｖ含有量が０．２０％を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Ｖ含有量を０．００２％〜０．２０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％〜０．１０％である。

上記した選択成分のうち、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、浸炭熱処理時にマルテンサイト分率を高める効果を有する。

Ｍｏ：０．００５％〜０．５００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Ｍｏ含有量が０．００５％以上であることが好ましい。また、Ｍｏは、ガス浸炭のガス雰囲気で、酸化物を形成せず、窒化物を形成しにくい元素である。Ｍｏを添加することで、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、あるいは、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｍｏの添加コストが高価であるのに加え、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ｍｏ含有量を０．００５％〜０．５００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５０％〜０．２００％である。

Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Ｎｉ含有量が０．００５％以上であることが好ましい。また、Ｎｉは、ガス浸炭のガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。Ｎｉを添加することで、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、あるいは、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｎｉの添加コストが高価であるのに加え、Ｎｉ含有量が１．０００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ｎｉ含有量を０．００５％〜１．０００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５０％〜０．５００％である。

Ｃｕ：０．００５％〜０．５００％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後のマルテンサイト分率を高めるためには、Ｃｕ含有量が０．００５％以上であることが好ましい。また、Ｃｕは、ガス浸炭のガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。Ｃｕを添加することで、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、あるいは、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。また、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、Ｃｕ含有量を０．００５％〜０．５００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５０％〜０．３００％である。なお、Ｃｕを添加する場合、上記した高温域の延性を改善するために、Ｎｉ含有量を、質量％で、Ｃｕ含有量の１／２以上とすることが望ましい。

上記した選択成分のうち、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、被削性を改善する効果を有する。

Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％
カルシウム（Ｃａ）は、被削性改善のために添加するＳに起因して生成するＭｎＳの形状を、伸長させずに球状にするという形態制御の効果を有する元素である。Ｃａ添加により、硫化物形状の異方性が改善され、機械的性質が損なわれなくなる。また、Ｃａは、切削時の切削工具表面に保護被膜を形成して、被削性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｃａ含有量が０．０００２％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量が０．００３０％を超えると、粗大な酸化物や硫化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ｃａ含有量を０．０００２％〜０．００３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００８％〜０．００２０％である。

Ｍｇ：０．０００２％〜０．００３０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、上記した硫化物の形態を制御し、切削時に切削工具表面へ保護被膜を形成して被削性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｍｇ含有量が０．０００２％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ｍｇ含有量を０．０００２％〜０．００３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００８％〜０．００２０％である。

Ｚｒ：０．０００２％〜０．００５０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は、硫化物の形態を制御する元素である。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量が０．０００２％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ｚｒ含有量を０．０００２％〜０．００５０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００８％〜０．００３０％である。

ＲＥＭ：０．０００２％〜０．００５０％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、硫化物の形態を制御する元素である。この効果を得るためには、ＲＥＭ含有量が０．０００２％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、ＲＥＭ含有量を０．０００２％〜０．００５０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００８％〜０．００３０％である。なお、ＲＥＭとは原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。通常は、これらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。

以上のように、本実施形態の浸炭用鋼は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。

［デンドライト組織］
本実施形態の浸炭用鋼の製造に用いる連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。浸炭用鋼中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出する硫化物は小さくなる。本実施形態の浸炭用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。なお、本明細書において、硫化物は例えばＭｎＳ等である。

硫化物を安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のＢｉおよび、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅのうちの１種または２種以上を添加し、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させる。固液界面エネルギーが低減することにより、デンドライト組織が微細となる。デンドライト組織が微細化することで、デンドライト一次アームから晶出する硫化物が微細化される。

［硫化物］
浸炭用鋼に含まれる硫化物（ＭｎＳ）は、被削性の向上に有用であるため、その存在密度を確保することが必要である。Ｓ含有量を多くすると被削性は向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なうため、サイズ及び形状を制御することが必要である。さらに、被削時の切りくず処理性を向上するには、硫化物を微細に分散することが必要である。すなわち、硫化物同士の間隔を小さくすることが重要である。鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径で２μｍ未満のＭｎＳが３００個／ｍｍ^２以上の存在密度で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。なお、介在物が硫化物であることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析装置によって確認すればよい。また、硫化物の円相当径は硫化物の面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、硫化物の存在密度は、画像解析によって求められる。

また、硫化物同士の平均距離（硫化物間の粒子間距離）と、切りくず処理性との関係について種々実験を行った結果、硫化物間の粒子間距離が３０．０μｍ未満であれば、良好な切りくず処理性が得られることを確認している。硫化物間の粒子間距離は、画像解析によって求めることができる。

［焼入れ性指標］
上記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標である下記式（Ｂ）を満足する必要がある。なお、選択成分であるＭｏ、Ｎｉが含まれる場合には、この式（Ｂ）に代わって、焼入れ性指標が、下記式（Ｃ）に再定義される。

７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４．０・・・（Ｂ）
７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）＜４４．０・・・（Ｃ）

焼入れ性指標である上記式（Ｂ）及び上記式（Ｃ）に基づいて、種々の化学成分を有する浸炭用鋼の浸炭焼入れを行い、同一の浸炭熱処理条件で、上記した従来の浸炭用鋼（Ｃ含有量が０．２％程度）と比較して、同等以上の浸炭層の硬さ及び有効硬化層深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる深さ）を得ることができるしきい値を得た。すなわち、焼入れ性指標が７．５以下では、上記した従来鋼（Ｃ含有量が０．２％程度）と同等の特性を得ることができない。また、焼入れ性指標が４４．０以上では、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、焼入れ性指標が７．５超４４．０未満である必要がある。この焼入れ性指標は、上述の硬さ指標を満足する範囲内で可能な限り大きくすることが望ましい。好ましくは、１２．１以上４４．０未満である。更に好ましくは、２０．１以上４４．０未満である。

［ＡｌＮ析出指標］
Ａｌ、Ｎ、及び、Ｔｉの質量％で示した含有量が、ＡｌＮ析出指標である下記式（Ｄ）を満足する必要がある。

０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１・・・（Ｄ）

鋼に含まれるＮは、まずＴｉと結びついてＴｉＮを形成する。つまり、上記式（Ｄ）中の「（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））」は、Ｎが鋼中においてＴｉＮ以外の形態になっている状態、すなわち、ＡｌＮとなる可能性のあるＮ量を表している。上記式（Ｄ）中の「１４」はＮの原子量、「４８」はＴｉの原子量を表す。

上記式（Ｄ）が０．０００３以下では、ＡｌＮの析出量が不足するため、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止することができない。また、上記式（Ｄ）が０．００１１以上では、ＡｌＮの析出量が多くなりすぎ、浸炭用鋼や浸炭鋼部品の塑性加工性を低下させる。また、ＡｌＮ析出物が微細分散せずに、個々のサイズが大きくなり、浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果が得られなくなる。従って、ＡｌＮ析出指標は０．０００３超０．００１１未満である必要がある。好ましくは、０．０００５以上０．００１０未満である。

また、本実施形態の浸炭用鋼は、ビッカース硬度が１２５Ｈｖ以下となり、また、限界圧縮率が６８％以上となり、優れた冷間鍛造性を示すものとなる。

次に、本実施形態の浸炭鋼部品について説明する。
本実施形態の浸炭鋼部品は、上述の浸炭用鋼に対して、冷間加工工程、浸炭工程が施されることで製造される。浸炭工程後に、必要に応じて仕上熱処理工程を行ってもよい。浸炭工程によって、表面に０．４ｍｍ超〜２ｍｍ未満の厚さの浸炭層が形成される。本実施形態における浸炭層は、ビッカース硬さがＨＶ５５０以上を示す領域である。

本実施形態の浸炭鋼部品は、より詳細には、鋼部と、鋼部の外面に生成した厚さ０．４ｍｍ超２ｍｍ未満の浸炭層とを備える。部品表面から深さ５０μｍの位置での浸炭層のビッカース硬さは、ＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であることが好ましい。また、部品表面から深さ２ｍｍの位置での鋼部のビッカース硬さはＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であることが好ましい。浸炭層のビッカース硬度は、浸炭処理を施すことによって素材である浸炭用鋼よりも硬くなる。また、浸炭工程後の鋼部のビッカース硬度が不足する場合は、仕上熱処理工程として、焼入れまたは焼入れ・焼戻しを行い、鋼部のビッカース硬度をＨＶ２５０以上にすればよい。

なお、鋼部の化学成分は、浸炭用鋼の化学成分とほぼ同じであり、上記式（Ｂ）または上記式（Ｃ）と、上記式（Ｄ）とを満足するものとなり、また、鋼部中の硫化物間の平均距離は３０．０μｍ未満となり、鋼材の圧延方向と平行な断面において硫化物の円相当径が２μｍ未満のものの存在密度が３００個／ｍｍ^２以上となる。

［製造方法］
次に、本実施形態の浸炭用鋼の製造方法と、浸炭鋼部品の製造方法とを説明する。浸炭鋼部品の製造方法においては、一例として浸炭用鋼からなる冷間鍛造品を製造する工程を説明する。冷間鍛造品はたとえば、自動車及び建設機械等に利用される機械部品であり、たとえば、歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品である。

本実施形態の浸炭用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を連続鋳造し、この鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することによって製造される。熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。

［連続鋳造工程］
上記化学組成を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／ｍｉｎとする条件を例示できる。

さらに、上述したデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、硫化物を微細分散できないおそれがある。一方、５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出する硫化物が微細になり過ぎ、被削性が低下してしまう恐れがある。

液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却速度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等は適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。

上記の１５ｍｍ深さの冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置のそれぞれについて鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ_２（μｍ）を１００点測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ(℃／秒)を算出し、算術平均した平均である。

λ_２＝７１０×Ａ^{−０．３９}

例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における冷却速度を上記式により求め、得られた冷却速度から最適な鋳造条件を決定すればよい。

鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造し、更に、ビレットを熱間加工して、棒鋼や線材とする。

熱間加工工程として、鋳造工程後の鋳片を、熱間圧延、熱間鍛造などを施して、熱間加工鋼材を得る。この熱間加工工程での、加工温度、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。

この熱間加工工程の直後で、まだ、冷却されていない上記熱間加工鋼材に、徐冷工程として、この熱間加工鋼材の表面温度が８００℃〜５００℃となる温度範囲を、０℃／秒超１℃／秒以下の冷却速度で徐冷を施すことで、本実施形態の浸炭用鋼を得る。

オーステナイトからフェライト及びパーライトへ変態する温度である８００℃〜５００℃での冷却速度が、１℃／秒を超えると、ベイナイト及びマルテンサイトの組織分率が大きくなる。その結果、浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。従って、上記温度範囲での冷却速度を、０℃／秒超１℃／秒以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは、０℃／秒超０．７℃／秒以下とする。なお、徐冷工程として、熱間加工工程後の熱間加工鋼材の冷却速度を小さくするには、圧延ラインや熱間鍛造ライン後に、保温カバー、熱源付き保温カバー、又は、保定炉などを設置すればよい。また、後述するように、更に球状化焼鈍を行って本実施形態の浸炭用鋼としてもよい。

次に、本実施形態に係る浸炭鋼部品の製造方法について説明する。

上記した基本成分、選択成分、及び不純物からなり、かつ、最後に上記徐冷工程を経て製造された浸炭用鋼に、冷間加工工程として、冷間塑性加工を施して形状を付与する。この冷間加工工程での、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。

次に、冷間加工工程後の形状を付与された浸炭用鋼に、浸炭工程として、浸炭処理、又は浸炭窒化処理を施す。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭鋼部品を得るためには、浸炭処理又は浸炭窒化処理の条件を、温度が８３０℃〜１１００℃、カーボンポテンシャルが０．５％〜１．２％、浸炭時間が１時間以上とすることが好ましい。上記工程により、本実施形態に係る浸炭鋼部品を得る。

浸炭工程後、上記浸炭鋼部品に、必要に応じて、仕上熱処理工程として、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を施してもよい。特に、浸炭工程後の鋼部のビッカース硬度が不足する場合に行うとよい。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭鋼部品を得るために、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理の条件は、焼入れ媒体の温度が室温〜２５０℃の範囲で実施することが好ましい。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を行っても良い。

また、必要に応じて、上記冷間加工工程前の浸炭用鋼に球状化焼鈍処理を行ってもよい。球状化焼鈍処理を行うことで、浸炭用鋼の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。球状化焼鈍条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。

上記冷間加工工程後で、上記浸炭工程前の浸炭用鋼に、更に、切削工程として、切削加工を施して形状を付与する。切削加工を行うことで、冷間塑性加工だけでは困難な、精密形状を浸炭用鋼に付与することができる。本実施形態の浸炭用鋼は被削性に優れるので、この切削加工工程おいて従来品に比べて切りくず処理性が向上するものとなる。

また、必要に応じて、上記仕上熱処理工程後の浸炭鋼部品に、更に、研削加工、または、ショットピーニング工程として、ショットピーニング処理を行っても良い。研削加工を行うことで、冷間塑性加工だけでは困難な、精密形状を浸炭用鋼に付与することができる。ショットピーニング処理を行うことで、浸炭鋼部品表層部に圧縮残留応力が導入される。圧縮残留応力は疲労亀裂の発生、進展を抑制するため、浸炭鋼部品の歯元、及び歯面疲労強度を更に向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件で行うことが望ましい。

本発明によれば、冷間鍛造性及び被削性に優れた浸炭用鋼、及びその製造方法を提供できる。本発明では、所定の化学成分を有する鋳片を鋳造することで、硫化物の晶出核となるデンドライト組織を微細化させて、鋼中の硫化物を微細分散させることができる。これにより、歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭前の被削性を高めることができる。また、浸炭時に粗大粒が発生することなく、熱処理時の歪みの発生を抑制でき、浸炭鋼部品の変形を抑制できる。
以上のように、本発明の浸炭用鋼は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。

本実施形態の浸炭用鋼によれば、炭素量を比較的少なくし、微量のＢｉおよび、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅのうちの１種または２種以上を添加し、焼入れ性指標として上記式（Ｂ）または上記式（Ｃ）を満足するとともにＡｌＮ析出指標として上記式（Ｄ）を満足する成分組成を有し、且つ、硫化物間の平均距離を３０．０μｍ未満とし、２μｍ未満の硫化物の存在密度を３００個／ｍｍ^２以上とすることにより、冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、また、冷間鍛造後の被削性を向上することができる。特に、本実施形態の浸炭用鋼は、ビッカース硬度がＨＶ１２５以下になるため冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、また、限界圧縮率も６８％以上になるため、冷間鍛造性が良好である。そして、浸炭鋼部品の製造工程を経ることで鋼部のビッカース硬度がＨＶ２５０以上になり、更に浸炭層のビッカース硬度がＨＶ６５０以上になるので、浸炭鋼部品の素材として好適である。

本実施形態の浸炭用鋼は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。
また、本実施形態では、浸炭用鋼を製造する際、所定の化学成分を有する鋳片を鋳造することで、硫化物の晶出核となるデンドライト組織を微細化させて、鋼中の硫化物を微細分散させることができる。これにより、歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭前の被削性を高めることができる。

また、本実施形態の浸炭鋼部品によれば、鋼部と、鋼部の外面に生成した浸炭層とを備え、浸炭層のビッカース硬さがＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であり、鋼部のビッカース硬さがＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であるので、歯車、シャフト、プーリー等の機械部品として好適に用いることができる。

以上のように、本実施形態によれば、冷間鍛造性及び被削性に優れた浸炭用鋼、浸炭鋼部品及びその製造方法を提供できる。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜ＡＥを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施した。鋳造条件は、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／ｍｉｎとし、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００〜５００℃／ｍｉｎとした。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。このようにして得られた鋳片を、一旦室温まで冷却し、鋳片の表面割れの有無を目視にて判定した。その結果を表２に示す。更に、一旦室温まで冷却した鋳片を、デンドライト組織観察用の試験片として採取した。

鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。
このようにして、表１に示す化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を連続鋳造した。ただし、一部の鋳片については、デンドライト１次アーム間隔が６００μｍ以上になった。

表１に示す鋼Ａ〜Ｏは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。鋼Ｐ〜ＡＥは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表１中の数値の下線は、本実施形態による浸炭用鋼の化学成分の範囲外であることを示す。

その後、各鋳片を１２５０℃で２時間加熱し、加熱後の鋳片を熱間鍛造して、長手方向と直行する断面が円形で、その断面の直径が３０ｍｍの複数の丸棒を製造した。熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。放冷は、８００℃〜５００℃での冷却速度が、１℃／秒以下になるように、丸棒に保温カバーを被せて保温した。更に、放冷後の一部の丸棒に対して球状化焼鈍工程（ＳＡ工程Ｓｐｈｅｒｏｄｉｚｉｎｇ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）として球状化熱処理を行った。このようにして、試験番号１〜３１の浸炭用鋼からなる鋼材を製造した。

［凝固組織観察方法］
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から深さ方向に１５ｍｍ位置を鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔および２次アーム間隔を１００点測定し、平均値を求めた。

［ミクロ組織試験]
各鋼番号の丸棒のミクロ組織を観察した。丸棒の軸方向長さをＬとした時のＬ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物を判別した。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いて析出物を同定した。後述の試験片の長手方向を含む断面から、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ^２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。その観察視野（画像）中の各ＭｎＳの円相当径を算出した。これらの寸法（直径）は、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。検出した硫化物の粒径分布から、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度及び、硫化物間の平均距離を算出した。表２に、その結果を示す。円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上の場合を、かつ、硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満の場合を、本発明の条件を満たすため、合格とした。

［硬さ測定試験］
硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、合計１０回の測定を行い、平均値を算出した。表２に、その結果を示す。徐冷工程後の浸炭用鋼の硬さがＨＶ１２５以下の場合、または、球状化焼鈍後の浸炭用鋼の硬さがＨＶ１１０以下の場合を、軟質化が十分であり合格と判定した。

［冷間鍛造性試験］
直径３０ｍｍの丸棒の、周面から上記切断面の１／２深さの位置から、丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径３０ｍｍの丸棒の１／２深さの位置を中心とした直径１０ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片であり、丸棒試験片の長手方向は、直径３０ｍｍの丸棒の鍛伸軸と平行であった。

各鋼について、１０個の上記丸棒試験片を作製した。冷間圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレスを使用した。拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／ｍｉｎのスピードで冷間圧縮を行い、切り欠き近傍に０．５ｍｍ以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率を算出した。この測定を合計１０回行い、累積破損確率が５０％となる圧縮率を求めて、その圧縮率を限界圧縮率とした。表２に、その結果を示す。従来の球状化焼鈍後の浸炭用鋼の限界圧縮率がおよそ６５％であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる６８％以上となる場合を、限界加工率が十分であり、合格と判定した。

［被削性試験］
各鋼について、直径３０ｍｍの棒鋼の残りを用いて、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜きにより歪を与え、その引抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価した。

具体的には、直径３０ｍｍの丸棒鋼の残りを、減面率３０．６％で冷間引抜きして、直径２５ｍｍの棒鋼にした。この冷間引抜きした棒鋼を長さ５００ｍｍに切断して、旋削加工用の試験材を得た。

このようにして得た直径２５ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性を調査した。旋削加工を開始してから１０分経過後、超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）を測定した。表２に、その測定結果を示す。測定した逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍ以下であれば、被削性が十分であり、合格と判定した。

＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード
コーティング：なし
＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．
切り込み：０．４ｍｍ
潤滑：水溶性切削油を使用

切りくず処理性は、以下の方法で評価した。被削性試験中の１０秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に１０個の切りくずを選択した。選択された１０個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が１０個未満である場合、回収された切りくずの総重量を測定し、１０個の個数に換算した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が７個であって、その総重量が１２ｇである場合、切りくず重量は、１２ｇ×１０個／７個、と計算した。表２に、その測定結果を示す。切りくず重量が１５ｇ以下であれば、切りくず処理性が十分であり、合格と判定した。

［浸炭特性評価試験］
上記方法で製造した浸炭用鋼の、周面から上記切断面の１／４深さの位置から、長手方向が圧縮方向となるように、浸炭用の試験片（２０ｍｍφ×３０ｍｍ）を採取した。浸炭工程として、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭は、カーボンポテンシャルを０．８％として、９５０℃で５時間の保持を行い、続いて、８５０℃で０．５時間の保持を行った。浸炭工程後に、仕上熱処理工程として、１３０℃への油焼入れを行い、そして、１５０℃で９０分の焼戻しを行って、浸炭鋼部品を得た。

上記製造した浸炭鋼部品の、浸炭層及び鋼部について、特性を評価した。表２に、その結果を示す。上記浸炭鋼部品の浸炭層について、表面から深さ５０μｍの位置での硬さと、表面から深さ２ｍｍの位置での硬さとを、ビッカース硬度計を用いて、合計１０回の測定を行い、平均値を算出した。表２に、その測定結果を示す。表面から深さ５０μｍの位置での硬さがＨＶ６５０〜ＨＶ１０００の場合を、また、表面から深さ２ｍｍの位置での硬さがＨＶ２５０〜ＨＶ５００の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。

さらに、上記浸炭鋼部品の浸炭層について、表面から５ｍｍ位置までの硬さ分布を、ビッカース硬度計を用いて、合計３回の測定を行い、平均値を算出した。ＨＶ５５０以上である位置の深さが、表面から０．４ｍｍ超、２ｍｍ未満であれば合格と判定した。

上記浸炭鋼部品の浸炭層について、表面から深さ２ｍｍ位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。旧オーステナイト結晶の粗大粒の発生有無は、観察面に直径１００μｍの結晶粒が一つでも存在している場合は「粗大粒発生あり」と判定した。または、ＪＩＳの結晶粒度番号でＮｏ．４以下の結晶粒が一つでも存在している場合に「粗大粒発生あり」と判定してもよい。

表１及び表２を参照して、鋼Ａ〜Ｏの鋼の化学組成は、本実施形態による浸炭用鋼の化学組成の範囲内であり、焼入れ性指標、ＡＬＮ析出指標、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度、硫化物間の平均距離のいずれもが目標を満足した。その結果、浸炭用鋼及び浸炭鋼部品として必要とされる性能を満足した。

試験番号１６は、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ規格ＳＣｒ４２０Ｈの規格を満たす鋼と同一成分である。このため、化学成分のＣ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｅ及びＮの含有量が本発明の範囲を満たしていないため、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度及び硫化物間の平均距離が、本発明の範囲を満たさず、浸炭用鋼の軟質化、限界圧縮率、被削性、切りくず処理性及び結晶粒の粗大化防止効果が不十分となった例である。

試験番号１７は、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＴｅのいずれも含有しなかったため、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度及び硫化物間の平均距離が、本発明の範囲を満たさなかった。そのため、浸炭用鋼の被削性及び切りくず処理性が不十分となった例である。

試験番号１８〜２１は、Ｂｉ、ＳｎまたはＴｅ含有量が本発明の範囲を満たしていないため、連続鋳造後の鋳片に割れが発生した例である。

試験番号２２は、Ｂを含有しなかったため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さ及び浸炭層の厚さが不十分となった例である。これは、Ｂ添加による焼入れ性向上効果を得ることができなかったことに起因する。

試験番号２３は、化学成分のＮ含有量およびＡｌＮ析出指標の値が、本発明の範囲を満たしていないため、浸炭時に粗大粒が発生した例である。浸炭時に粗大粒が発生したのは、Ｎ含有量が多すぎるため、ＡｌＮの析出量が多くなりすぎ、ＡｌＮが微細分散せずに、ＡｌＮの個々のサイズが大きくなったことにより、浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果が得られなくなったことに起因する。

試験番号２４は、化学成分のＳ含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の限界圧縮率が不十分となった例である。浸炭用鋼の限界圧縮率が不十分になったのは、Ｓ含有量が多いため、粗大なＭｎＳが生成し、これが冷間加工時の破壊の起点となったためである。

試験番号２５は、化学成分のＳ含有量が本発明の範囲を満たしていないため、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度および硫化物間の平均距離が本発明の範囲を満たさず、浸炭用鋼の被削性及び切りくず処理性が不十分となった例である。

試験番号２６は、焼入れ性指標の値が本発明の範囲の上限以上であったため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さがＨＶ５００を超え、浸炭層が厚くなりすぎた例である。

試験番号２７は、焼入れ性指標の値が本発明の範囲の下限以下であったため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さ及び浸炭層の厚さが不十分となった例である。

試験番号２８は、Ｎ含有量及びＡｌＮ析出指標の値が本発明の範囲を満たさなかったため、浸炭時に粗大粒が発生した例である。浸炭時に粗大粒が発生したのは、結晶粒粗大化防止に必要なＡｌＮの総量が少なかったため、浸炭時の粗大粒発生を防止出来なかったことに起因する。

試験番号２９は、ＡｌＮ析出指標の値が本発明の上限以上であったため、浸炭時に粗大粒が発生した例である。浸炭時に粗大粒が発生したのは、ＡｌＮの析出量が多くなりすぎ、ＡｌＮが微細分散せずに、ＡｌＮの個々のサイズが大きくなったことにより、浸炭時の粗大粒発生を防止出来なかったことに起因する。

試験番号３０は、化学成分のＣ含有量が、本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった例である。

試験番号３１は、化学成分のＣ含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の軟質化及び限界圧縮率が不十分となった例である。

以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０７％〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０００１％〜０．５００％、
   Ｍｎ：０．０００１％〜０．８０％、
   Ｓ：０．００５０％〜０．１０００％、
   Ｃｒ：１．３０％超〜５．００％、
   Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．０７０％〜０．２００％、
   Ｎ：０．００３０％〜０．０１００％及び
   Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
   Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％及びＴｅ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種以上を含有し、
   更に、Ｔｉ、Ｐ及びＯがそれぞれ、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００３０％以下であり、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として式（１）を満たすとともに、ＡｌＮ析出指標として式（２）を満たし、
   鋼材の圧延方向と平行な断面において、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上であり、前記硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする浸炭用鋼。
   ７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４．０ ・・・（１）
   ０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ ・・・（２）
2. 更に質量％で、
   Ｎｂ：０．００２０％〜０．１０００％、
   Ｖ：０．００２％〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．００５％〜０．５００％、
   Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、
   Ｃｕ：０．００５％〜０．５００％、
   Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０．０００２％〜０．００３０％、
   Ｚｒ：０．０００２％〜０．００５０％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００２％〜０．００５０％、
   のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有し、
   前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として前記式（１）に代わって式（３）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の浸炭用鋼。
   ７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）＜４４．０・・・（３）
3. 鋼部と、鋼部の外面に生成した厚さ０．４ｍｍ超２ｍｍ未満の浸炭層とを備える浸炭鋼部品であって、
   部品表面から深さ５０μｍの位置での前記浸炭層のビッカース硬さがＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であり、
   前記表面から深さ２ｍｍの位置での前記鋼部のビッカース硬さがＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であり、
   前記鋼部は、質量％で、
   Ｃ：０．０７％〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０００１％〜０．５００％、
   Ｍｎ：０．０００１％〜０．８０％、
   Ｓ：０．００５０％〜０．１０００％、
   Ｃｒ：１．３０％超〜５．００％、
   Ｂ：０．０００５％〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．０７０％〜０．２００％、
   Ｎ：０．００３０％〜０．０１００％及び
   Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
   Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％及びＴｅ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種以上を含有し、
   更に、Ｔｉ、Ｐ及びＯがそれぞれ、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００３０％以下であり、
   残部がＦｅおよび不純物からなり、
   前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として式（４）を満たすとともに、ＡｌＮ析出指標として式（５）を満たし、
   鋼材の圧延方向と平行な断面において、円相当径が２μｍ未満である硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上であり、前記硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする浸炭鋼部品。
   ７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４．０ ・・・（４）
   ０．０００３＜Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））＜０．００１１ ・・・（５）
4. 前記鋼部が、更に質量％で、
   Ｎｂ：０．００２０％〜０．１０００％、
   Ｖ：０．００２％〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．００５％〜０．５００％、
   Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、
   Ｃｕ：０．００５％〜０．５００％、
   Ｃａ：０．０００２％〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０．０００２％〜０．００３０％、
   Ｚｒ：０．０００２％〜０．００５０％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００２％〜０．００５０％、
   のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有し、
   前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、焼入れ性指標として前記式（４）に代わって式（６）を満たすことを特徴とする請求項３に記載の浸炭鋼部品。
   ７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）＜４４．０・・・（６）
5. 請求項１または請求項２に記載の前記浸炭用鋼に、冷間塑性加工を施して形状を付与する冷間加工工程と、
   前記冷間加工工程後の前記浸炭用鋼に、浸炭処理または浸炭窒化処理を施す浸炭工程とを有することを特徴とする請求項３または請求項４に記載の浸炭鋼部品の製造方法。
6. 前記浸炭工程後に、焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理を施す仕上熱処理工程を有することを特徴とする請求項５に記載の浸炭鋼部品の製造方法。
7. 前記冷間加工工程後で前記浸炭工程前に、更に、切削加工を施して形状を付与する切削工程を有することを特徴とする請求項５または請求項６に記載の浸炭鋼部品の製造方法。