JP6766362B2 - 浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法に関する。

歯車、軸受部品、転動部品、シャフト、等速ジョイント部品などの浸炭部品は、通常、以下に示す方法により製造されている。例えば、ＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼を鍛造し、切削により所定の形状に加工した後、浸炭焼入れを行う。

浸炭部品を製造する際に行う鍛造では、冷間鍛造（転造も含む）又は熱間鍛造が行われている。冷間鍛造は、製品の表面肌および寸法精度が良く、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。このため、近年、熱間鍛造から冷間鍛造へ切り替える傾向が強くなっている。その結果、冷間鍛造後に浸炭焼き入れして製造される浸炭部品が、近年顕著に増加している。

冷間鍛造後に浸炭焼き入れして製造され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。例えば、シャフトが熱処理歪みによって曲がると、シャフトとしての機能が損なわれる。また、歯車や等速ジョイント部品では、熱処理歪みが大きいと、騒音や振動の原因となる。
浸炭部品の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。従来、粗大粒を抑制するために、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍が行われていた。しかし、近年、コスト削減の視点から、焼鈍省略の指向が強まっている。そのため、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、転動部品の中でも、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。通常、高深度浸炭では、十数時間から数十時間の長時間を要するため、省エネルギーの視点から、浸炭時間の短縮が重要な課題となっている。
浸炭時間を短縮するためには、浸炭温度の高温化が有効である。浸炭温度は、通常の浸炭では９３０℃程度であるが、高温浸炭では９９０〜１０９０℃の温度域で行う。しかし、浸炭時間を短縮するために高温浸炭を行うと、粗大粒が発生し、浸炭部品に必要な転動疲労特性等の疲労特性が十分に得られない場合があった。そのため、高温浸炭を行っても粗大粒が発生しない高温浸炭に適した肌焼鋼が求められている。

また、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」の工程を経て製造される。浸炭時の粗大粒の発生を抑制するためには、熱間鍛造後の熱間鍛造部材が、浸炭時の粗大粒を抑制できる適正な材質である必要がある。そのためには、棒鋼の素材として、浸炭時の粗大粒を抑制できる適正な材質を用いる必要がある。

特許文献１には、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｓ：０．００１〜０．１５％を含有し、Ｎ：０．００５１％未満に制限し、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限した浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性に優れた肌焼鋼が開示されている。
特許文献２には、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％、Ｓ：０．０１０〜０．１０％を含有し、Ｎ：０．０２０％以下に制限し、Ｔｉ系硫化物の個数密度を規定した肌焼鋼が開示されている。

特許第４４４８４５６号公報 特開２００７−３１７８７号公報

しかしながら、従来の肌焼鋼は、今後のさらなる高温浸炭化のニーズに対応するには、粗大粒防止能力が不足する可能性がある。また、肌焼鋼は、十分な被削性を有している必要がある。また、肌焼鋼の用途として主要な歯車、シャフトにおいては、さらなる疲労強度特性の向上が望まれている。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れ、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる肌焼鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。

［１］ 化学組成が質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．０２０超〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．４〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０６〜０．２０％、
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
を含有し、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％
の1種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００２５％以下
に制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
下記式（１）を満たし、
金属組織が、ベイナイトの組織分率が面積率で３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であることを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
５．０≧Ｔｉ／Ｓ≧３．０ 式（１）
（式（１）中のＴｉは、Ｔｉの含有量（質量％）であり、Ｓは、Ｓの含有量（質量％）である。）

［２］ 前記化学組成が質量％で、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ：０．０２〜０．５％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
の１種または２種以上を含有する［１］に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
［３］ 前記化学組成が質量％で、
Ｎｂ：０．０４％未満を含有する［１］または［２］に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

［４］ 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［１］〜［３］のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。

［５］ ［１］に記載の肌焼鋼の製造方法であって、
化学組成が質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．８％、
Ｓ：０．０２０超〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．４〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０６〜０．２０％、
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
を含有し、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％
の1種または２種以上を含有し、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００２５％以下
に制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
下記式（１）を満たす鋼を、１１５０℃以上の温度で保持時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延する工程を含む浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
５．０≧Ｔｉ／Ｓ≧３．０ 式（１）
（式（１）中のＴｉは、Ｔｉの含有量（質量％）であり、Ｓは、Ｓの含有量（質量％）である。）

［６］ 前記化学組成が質量％で、さらに
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｖ：０．０２〜０．５％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
の１種または２種以上を含有する鋼を用いた［５］に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
［７］ 前記化学組成が質量％で、さらに
Ｎｂ：０．０４％未満を含有する鋼を用いた［５］または［６］に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
［８］ 前記熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する［５］〜［７］のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
［９］ 前記熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とする［５］〜［８］のいずれかに記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。

本発明の肌焼鋼は、所定の化学組成を有するので、浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れる。したがって、本発明の肌焼鋼によれば、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる。また、本発明の肌焼鋼を浸炭焼入れして製造した浸炭部品は、熱処理歪みが少なく、優れた疲労特性を有する。
本発明の肌焼鋼の製造方法によれば、浸炭時の粗大粒防止特性および被削性に優れ、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制でき、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる本発明の肌焼鋼を製造できる。

本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討した。その結果、以下に示す（１）〜（５）の知見を得た。
（１）肌焼鋼中のＳ含有量とＴｉ含有量との関係を適正化（５．０≧Ｔｉ／Ｓ≧３．０）することで、肌焼鋼の浸炭時に、曲げ疲労特性を低下させる圧延方向および／または鍛伸方向に延伸して粗大化するＭｎＳの生成量を最小限に抑制し、微細なＴｉ系の炭硫化物を生成させる。Ｔｉ系の炭硫化物は、粗大粒防止のためのピン止め効果を発現する。さらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅの１種または２種以上を含有することにより、ＭｎＳが圧延方向および／または鍛伸方向に延伸することを抑制する。これらの結果、肌焼鋼を浸炭焼き入れした後に優れた疲労特性が得られる。

これに対し、従来の技術では、肌焼鋼に含まれるＴｉとＳとのバランスおよびＭｎＳの延伸防止を考慮していなかった。このため、肌焼鋼に、曲げ疲労破壊の起点となる圧延方向および／または鍛伸方向に延伸したＭｎＳが存在している可能性があり、肌焼鋼を浸炭焼き入れした後に十分な疲労特性が得られない場合があった。

（２）肌焼鋼の浸炭時における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。さらに、肌焼鋼中に微量のＢｉを添加することにより、Ｔｉ系析出物の浸炭時の成長・粗大化が抑制され、粗大粒防止特性が一層向上する。

肌焼鋼の浸炭時にＴｉ系析出物によるピン止め効果を安定して発揮させるためには、肌焼鋼の製造工程における熱間圧延して冷却した後の鋼材中にＴｉ系析出物を微細析出させておく必要がある。そのためには、熱間圧延時の冷却過程におけるオーステナイトからの拡散変態時に、Ｔｉ系析出物を相界面析出させる必要がある。熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Ｔｉ系析出物の相界面析出が困難になるため、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが好ましい。

熱間圧延して冷却した後の鋼材中にＴｉ系析出物を微細析出させるには、熱間圧延の条件を最適化すれば良い。すなわち、熱間圧延における加熱温度を高温にすることで、Ｔｉ系析出物を一旦マトリックス中に固溶させる。そして、熱間圧延後にＴｉ系析出物の析出温度域を徐冷する。このことにより、ベイナイトの生成を抑制できるとともに、Ｔｉ系析出物を多量に生成させて微細分散させることができる。

（３）さらに、Ｔｉ系析出物と併用して、ＮｂＣを主体とするＮｂの炭窒化物を肌焼鋼の浸炭時に微細析出させることにより、粗大粒防止特性が一層向上する。肌焼鋼の浸炭時にＮｂの炭窒化物によるピン止め効果を安定して発揮させるためには、肌焼鋼の製造工程における熱間圧延して冷却した後の鋼材中にＮｂの炭窒化物を微細析出させておく必要がある。そのためには、Ｎｂの炭窒化物もＴｉ系析出物と同様に、熱間圧延時の冷却過程における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。また、熱間圧延ままの組織にベイナイトが生成すると、Ｎｂの炭窒化物の相界面析出が困難になるため、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが好ましい。

熱間圧延して冷却した後の鋼材中にＮｂの炭窒化物を微細析出させるには、熱間圧延における加熱温度を高温にしてＮｂの炭窒化物を一旦マトリックス中に固溶させた後、Ｎｂの炭窒化物の析出温度域を徐冷する。このことにより、Ｎｂの炭窒化物を多量に生成させて微細分散させることができる。

（４）熱間圧延して冷却した後の鋼材中に含まれるフェライト結晶粒が過度に微細であると、肌焼鋼の浸炭時に粗大粒が発生しやすくなる。熱間圧延して冷却した後の鋼材中のフェライト結晶粒の粒度は、圧延仕上げ温度を制御することで適正化できる。

（５）Ｔｉを含有する肌焼鋼を浸炭焼入れして製造した浸炭部品では、Ｔｉ系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不足しやすくなる。肌焼鋼の化学組成を低Ｎ化するとともに、熱間圧延における加熱温度を高温化し、Ｔｉ析出物の最大サイズを小さくすることで、疲労特性の改善が可能となる。

本発明は、以上の新規な知見に基づいてなされたものである。
以下、本発明の浸炭時の粗大粒防止特性と疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼およびその製造方法について詳細に説明する。
まず、肌焼鋼の化学組成について説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．１０〜０．３０％）
Ｃは、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満であると、必要な引張強さを確保できない。Ｃ含有量が０．３０％を越えると、鋼が硬くなって、冷間加工性が劣化するとともに、浸炭焼き入れ後の芯部靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１０〜０．３０％の範囲内にする必要がある。

（Ｓｉ：０．０２〜１．５％）
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、鋼の焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満であると、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を越えると、鋼の硬さの上昇を招き、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、Ｓｉ含有量を０．０２〜１．５％の範囲内にする必要がある。

肌焼鋼が冷間加工を受けるものである場合、Ｓｉ含有量の好適範囲は０．０２〜０．３％である。特に、冷間鍛造性を重視する場合は、Ｓｉ含有量を０．０２〜０．１５％の範囲にするのが望ましい。また、Ｓｉは粒界強度の増加に有効な元素である。さらに、Ｓｉは、肌焼鋼が軸受部品、転動部品などの浸炭部品の素材として用いられる場合には、これら浸炭部品の転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。Ｓｉ添加による高強度化を指向する場合には、Ｓｉ含有量の好適範囲は０．２〜１．５％である。特に、肌焼鋼が高いレベルの転動疲労強度を有する浸炭部品の素材として用いられる場合には、Ｓｉ含有量を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および材質劣化の抑制の効果は、浸炭焼き入れした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。浸炭浸窒処理は、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になる条件が適切である。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：０．３〜１．８％）
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。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、上記効果が十分に得られない。Ｍｎ含有量が１．８％を越えると、その効果は飽和するのみならず、鋼の硬さの上昇を招き、冷間鍛造性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は０．３％〜１．８％の範囲内にする必要がある。Ｍｎ含有量の好適範囲は０．５〜１．２％である。なお、鋼の冷間鍛造性を重視する場合には、Ｍｎ含有量を０．５〜０．７５％の範囲にするのが望ましい。

（Ｐ：０．０５０％以下）
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、冷間鍛造性を劣化させる。また、Ｐは、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。したがって、Ｐ含有量は、できるだけ低減することが望ましく、０．０５０％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量の好適範囲は０．０１５％以下である。

（Ｓ：０．０２０超〜０．０５０％）
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、浸炭部品の曲げ疲労の破壊の起点となりうるため、ＭｎＳの生成を防止する必要がある。このため、Ｓ含有量の上限を０．０５０％とし、かつ下記式（１）を満たす範囲とする。Ｓ含有量が上記範囲内であると、鋼中のＳのうち大部分がＴｉ系炭硫化物として存在するため、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性が得られる。より好ましくは、Ｓ含有量は０．０３５％以下である。また、鋼中のＳのうちＴｉ系炭硫化物として存在していない残り一部は、ＭｎＳとして存在する。このＭｎＳが被削性を担保するために、Ｓ含有量を０．０２０％超とする必要がある。良好な被削性を得るために、好ましくは、Ｓ含有量は０．０２５％以上である。

５．０≧Ｔｉ／Ｓ≧３．０ 式（１）
（式（１）中のＴｉは、Ｔｉの含有量（質量％）であり、Ｓは、Ｓの含有量（質量％）である。）

（Ｃｒ：０．４〜２．０％）
Ｃｒは、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Ｃｒは、肌焼鋼が軸受部品、転動部品などの浸炭部品の素材として用いられる場合に、浸炭焼き入れした後の残留γ量を増大させるとともに、転動疲労過程での組織変化および材質劣化の抑制による高寿命化に有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．４％未満ではその効果は不十分である。Ｃｒ含有量が２．０％を越えると、鋼の硬さの上昇を招き、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、Ｃｒ含有量を０．４〜２．０％の範囲内にする必要がある。Ｃｒ含有量の好適範囲は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および材質劣化の抑制の効果は、浸炭焼き入れした後の組織中の残留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、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になる条件で、浸炭浸窒処理を行うことが有効である。

（Ａｌ：０．００５〜０．０５％）
Ａｌは脱酸剤として添加する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、その効果は不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．０５％を越えると、肌焼鋼の製造時に行う熱間圧延における加熱によりＡｌＮが溶体化せずに残存し、Ｔｉ（Ｎｂを含有する場合にはＴｉおよびＮｂ）の析出物の析出サイトとなる。その結果、Ｔｉ系析出物（Ｎｂを含有する場合にはＴｉ系析出物およびＮｂの炭窒化物）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、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５％の範囲内にする必要がある。Ａｌ含有量の好適範囲は０．０２５〜０．０４％である。

（Ｔｉ：０．０６〜０．２０％）
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳ、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２などのＴｉ系炭化物、Ｔｉ系炭硫化物を生成させ、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。Ｔｉ含有量が０．０６％未満では、その効果は不十分である。一方、０．２０％を超えてＴｉを含有させると、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、浸炭焼き入れ後の転動疲労特性が劣化する。以上の理由から、Ｔｉ含有量を０．０６〜０．２０％の範囲内にする必要がある。Ｔｉ含有量の好適範囲は、０．１０〜０．１５％未満である。

なお、本発明の肌焼鋼または肌焼鋼を鍛造してなる鍛造部材を浸炭焼き入れすると、固溶Ｔｉと浸炭時に侵入してくる炭素および窒素とが反応して、浸炭層に微細なＴｉＣおよびＴｉＮ（以下、「Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）」と記す場合がある。）が多量に析出する。これらのＴｉ（Ｃ，Ｎ）は、浸炭焼き入れ後に得られる軸受部品、転動部品などの浸炭部品における転動疲労寿命の向上に寄与する。したがって、特に高いレベルの転動疲労寿命を指向する軸受部品、転動部品を製造する場合には、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により、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出を促進することが有効である。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り、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になる条件が適切である。

（Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％）
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。鋼中に微量のＢｉを含有すると、鋼の凝固組織の微細化に伴い、硫化物が微細分散する。さらに、鋼中に微量のＢｉを添加することにより、結晶粒の粗大化を抑制するＴｉ系析出物等の析出物が浸炭時に成長・粗大化することを抑制できる。上記の効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、肌焼鋼の製造時に行う熱間圧延が困難となる。これらのことから、Ｂｉ含有量を０．０００１％〜０．００５０％とする。Ｂｉ含有量の好適範囲は、０．００１０〜０．００２５％である。

（Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％の1種または２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは、いずれも圧延時および／または鍛伸時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上、Ｍｇ含有量を０．０００３％以上、Ｔｅ含有量を０．０００３％以上のうち1種または２種以上を含有する。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅの各元素の含有量が上記を超えると、曲げ疲労強度を向上させる効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅの1種または２種以上を含有させる場合、Ｃａ含有量を０．００５０％以下、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下、Ｔｅ含有量を０．２０％以下とする。Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅの各元素の好ましい含有量は、Ｃａは０．００１０〜０．００２０％、Ｍｇは０．０００７〜０．００１５％、Ｔｅは０．０００７〜０．１５％である。

（Ｎ：０．０１％以下）
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を生成する。ＴｉＮは、ＴｉＣ、ＴｉＣＳ主体のＴｉ系析出物、ＮｂＣ主体のＮｂＣおよびＮｂＮ（以下、「Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）」と記す場合がある。）の析出サイトとなり、Ｔｉ系析出物および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含有量が０．０１％を超える場合に特に顕著である。以上の理由から、Ｎ含有量を０．０１％以下にする必要がある。Ｎ含有量は０．００５１％未満に制限するのが望ましい。

（Ｏ：０．００２５％以下）
本発明の肌焼鋼のような高Ｔｉ鋼では、鋼中のＯはＴｉ系の酸化物系介在物を形成する。Ｔｉ系の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、肌焼鋼の製造時に行う熱間圧延時にＴｉＣが粗大析出し、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含有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、Ｏ含有量を０．００２５％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量の好適範囲は０．００２０％以下である。なお、軸受部品、転動部品などの浸炭部品においては、酸化物系介在物が転動疲労破壊の起点となるので、肌焼鋼のＯ含有量が低いほど浸炭部品の転動寿命が向上する。そのため、肌焼鋼が軸受部品、転動部品などの浸炭部品の素材として用いられる場合、Ｏ含有量を０．００１２％以下に制限するのが望ましい。

本発明の肌焼鋼の化学組成では、さらにＭｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
（Ｍｏ：０．０２〜１．５％）
Ｍｏは、鋼に強度、焼入れ性を与える効果があり、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。その効果を得るためにはＭｏ含有量を０．０２％以上とする必要がある。ただし、Ｍｏ含有量が１．５％を越えると、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、Ｍｏ含有量を１．５％以下の範囲内にする必要がある。Ｍｏ含有量の好適範囲は０．０５〜０．５％である。

なお、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および材質劣化の抑制の効果は、Ｃｒ添加による上記効果と同様に、浸炭焼き入れした後の組織中の残留γ量が３０〜４０％の時に特に大きい。

（Ｎｉ：０．１〜３．５％）
Ｎｉは、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。その効果を得るためにはＮｉ含有量を０．１％以上とする必要がある。ただし、Ｎｉ含有量が３．５％を越えると、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、Ｎｉ含有量を３．５％以下の範囲内にする必要がある。Ｎｉ含有量の好適範囲は０．２〜２．０％である。

（Ｖ：０．０２〜０．５％）
Ｖは、鋼に強度、焼入れ性を与える効果がある。その効果を得るためにはＶ含有量を０．０２％以上とする必要がある。ただし、Ｖ含有量が０．５％を越えると、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、Ｖ含有量を０．５％以下の範囲内にする必要がある。Ｖ含有量の好適範囲は０．１５〜０．２％である。

（Ｂ：０．０００２〜０．００５％）
Ｂは、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。また、Ｂは、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がある。さらにＢは、浸炭材の粒界強度を向上させて、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する。それらの効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、上記の効果は飽和し、かえって衝撃強度劣化等の悪影響が懸念される。したがって、Ｂ含有量を０．００５％以下の範囲内にする必要がある。Ｂ含有量の好適範囲は０．００１０〜０．００３％である。

本発明の肌焼鋼の化学組成では、さらにＮｂを含有してもよい。
（Ｎｂ：０．０４％未満）
Ｎｂは、浸炭時に鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。Ｎｂを添加することにより、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。Ｎｂを含有することによる上記効果は、Ｎｂ含有量を増加させることに伴って増大するものの、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を含有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。

しかし、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の含有量が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、圧延素材を熱間圧延する際の加熱によりＮｂの炭窒化物を固溶させにくくなる。以上の理由から、Ｎｂ含有量を０．０４％未満にする必要がある。切削性、冷間鍛造性等の加工性を重視する場合、Ｎｂ含有量の好適範囲は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、Ｎｂ含有量の好適範囲は０．０２％未満である。さらに、特別に浸炭性を重視する場合、Ｎｂ含有量の好適範囲は０．０１％未満である。

また、粗大粒防止特性と加工性との両立を図るために、Ｎｂ含有量は、Ｔｉ含有量に応じて調整することが推奨される。具体的には、Ｎｂ含有量とＴｉ含有量との合計含有量（Ｔｉ＋Ｎｂ）の好適範囲は、０．０７〜０．１７％未満である。特に、肌焼鋼が高温浸炭されるものや、冷間鍛造されるものである場合、Ｎｂ含有量とＴｉ含有量との合計含有量の望ましい範囲は、０．０９１％超〜０．１７％未満である。

（ベイナイトの組織分率：３０％以下）
本発明の肌焼鋼は、ベイナイトの組織分率が３０％以下であることが好ましい。肌焼鋼にベイナイト組織が混入していると、浸炭時に粗大粒が発生する原因となる。また、肌焼鋼中のベイナイト組織は、冷間加工性改善の視点からも少ないことが望ましい。肌焼鋼中のベイナイト組織による悪影響は、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、ベイナイトの組織分率を３０％以下に制限することが好ましい。肌焼鋼が高温浸炭されるものである場合など、浸炭時の粗大粒防止に対して浸炭条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率の好適範囲は２０％以下である。また、肌焼鋼が冷間鍛造されるものである場合など、浸炭時の粗大粒防止に対してさらに浸炭条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率の好適範囲は１０％以下である。

（フェライト結晶粒度：８〜１１番）
本発明の肌焼鋼は、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であることが好ましい。肌焼鋼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る。特に、フェライト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている１１番を超えると、その傾向が顕著になる。また、オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５１で規定されている１１番を超えて過度に微細になると、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、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている８番未満であると、フェライト結晶粒度が粗粒であるため、延性が劣化し、冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、フェライト結晶粒度番号をＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番の範囲内にすることが好ましい。

（Ｔｉ系析出物の最大直径：４０μｍ以下）
本発明の肌焼鋼は、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以下であることが好ましい。
本発明で対象とする浸炭部品の要求特性の一つとして、転動疲労特性や面疲労強度のような接触疲労強度の向上が挙げられる。肌焼鋼中に粗大なＴｉ系析出物が存在すると、これを浸炭焼入れして製造した浸炭部品における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、上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を４０μｍ以下とすることが好ましく、３０μｍ以下とすることがより好ましい。

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日養賢堂発行の「金属疲労 微小欠陥と介在物の影響」２３３頁〜２３９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、本発明の肌焼鋼の製造方法について詳細に説明する。
まず、転炉、電気炉等の通常の方法によって鋼を溶製し、成分調整を行い、鋳造することにより上記の化学組成の鋳片とし、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。本実施形態では、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。
次に、上記の化学組成を有する圧延素材を、以下に示す方法により、線材または棒鋼に熱間圧延し、熱間圧延して冷却した後に得られた鋼材である本実施形態の肌焼鋼を得る。

（加熱温度、保持時間）
本実施形態では、上記の化学組成を有する圧延素材を、１１５０℃以上の温度で保持時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延する。熱間圧延における加熱温度が１１５０℃以上で保持時間が１０分以上であると、Ｔｉ系析出物、ＡｌＮ（Ｎｂを含有する場合には、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物、ＡｌＮ）をマトリックス中に十分に固溶させることができ、浸炭時の粗大粒防止特性に優れる。

これに対し、熱間圧延における加熱温度が１１５０℃未満である、および／または保持時間が１０分未満であると、Ｔｉ系析出物、ＡｌＮ（Ｎｂを含有する場合には、Ｔｉ系析出物、Ｎｂの析出物、ＡｌＮ）をマトリックス中に十分に固溶させることができない。その結果、熱間圧延して冷却した後の鋼材に、Ｔｉ系析出物（Ｎｂを含有する場合には、Ｔｉ系析出物およびＮｂの析出物）を微細析出させることができず、熱間圧延して冷却した後の鋼材は、粗大なＴｉ系析出物およびＡｌＮ（Ｎｂを含有する場合には、粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂの析出物、ＡｌＮ）が存在するものとなる。したがって、熱間圧延して冷却した後の鋼材は、浸炭時における粗大粒の発生を抑制できない。そのため、熱間圧延するに際して、１１５０℃以上の温度で保持時間１０分以上加熱することが必要である。熱間圧延における加熱条件の好適範囲は１１８０℃以上の温度で保持時間１０分以上である。

（仕上げ温度）
本実施形態では、熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とすることが好ましい。熱間圧延の仕上げ温度を上記範囲とすることにより、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番である鋼が得られる。仕上げ温度が８４０℃未満であると、フェライト結晶粒度が過度に微細になりすぎて、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、フェライト結晶粒度が粗粒となり、熱間圧延して冷却した後の鋼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℃とすることが好ましく、９２０〜１０００℃の範囲がより望ましい。熱間圧延の仕上げ温度は、肌焼鋼が冷間鍛造されるものであって、冷間鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍を行わない場合には、８４０〜９２０℃の範囲であることがより好ましい。

（冷却速度）
本実施形態では、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ことが好ましい。熱間圧延後に上記の冷却条件で冷却することにより、Ｔｉ系析出物の析出温度域の通過時間を十分に確保でき、微細なＴｉ系析出物の分散が促進されるとともに、ベイナイトの組織分率を抑制できる。その結果、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、より一層、浸炭時の粗大粒防止特性に優れる鋼が得られる。上記温度範囲での冷却速度が１℃／秒を越えると、ベイナイトの組織分率が大きくなる。また、上記温度範囲での冷却速度が大きいと、熱間圧延して冷却した後の鋼材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化する。このため、上記温度範囲での冷却速度はできるだけ小さくするのが望ましい。上記温度範囲での冷却速度の好適範囲は０．７℃／秒以下である。

なお、冷却速度を小さくする方法としては、例えば、熱間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、保温カバーにより熱間圧延後の鋼材の徐冷を行う方法が挙げられる。

本実施形態では、熱間圧延して冷却した後に得られた鋼材（（線材または棒鋼）：肌焼鋼）に、必要に応じて球状化焼鈍を行ってもよい。

本実施形態の肌焼鋼を用いて浸炭部品を製造する場合、熱間鍛造してから浸炭焼入れを行ってもよいし、冷間鍛造してから浸炭焼入れを行ってもよい。

肌焼鋼に熱間鍛造してから浸炭焼入れを行って浸炭部品を製造する場合、例えば「肌焼鋼（線材または棒鋼）−熱間鍛造−必要により焼準（焼きならし）等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研磨」の工程を経て製造する方法が挙げられる。
具体的には、例えば、熱間鍛造は、１１５０℃以上の加熱温度で行うことができる。
また、浸炭焼き入れの際の条件は特に限定されない。例えば、浸炭温度を９５０℃〜１０９０℃の温度域とする高温浸炭を行うことができる。また、浸炭部品における転動疲労寿命を向上させるために、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してもよい。また、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う浸炭浸窒処理を行ってもよい。浸炭浸窒処理は、浸炭部品における転動疲労寿命を向上させるために、表面の窒素濃度が０．２〜０．６％の範囲になる条件が適切である。

本実施形態の肌焼鋼は、被削性に優れる。また、本実施形態の肌焼鋼は、浸炭時の粗大粒防止特性に優れるので、浸炭焼き入れによる熱処理歪みを抑制できるとともに、浸炭焼き入れ後に優れた疲労特性を有する浸炭部品が得られる。このため、例えば、本実施形態の肌焼鋼を鍛造した後に高温浸炭を行うことにより、浸炭時間を短縮することができる。また、従来、熱処理歪みによる寸法精度の劣化のために、熱間鍛造から冷間鍛造への切り換えられなかった浸炭部品においても、冷間鍛造への切り替えが可能となる。また、従来、冷間鍛造後に行っていた、熱処理歪みを抑制するための焼鈍を省略できる。
以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。

以下に、本発明を実施例により、具体的に説明する。
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造して鋳片とし、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、圧延素材を、表２に示す加熱温度で保持時間を１０分以上として加熱し、表２に示す熱間圧延の仕上げ温度で熱間圧延し、熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を表２に示す冷却速度で冷却し、直径２４〜３０ｍｍの棒鋼を製造した。

熱間圧延して冷却した後の各棒鋼（肌焼鋼）について、ミクロ組織の観察を行い、以下に示す方法により、ベイナイトの組織分率を測定した。
各棒鋼（肌焼鋼）について、ＪＩＳ Ｇ０５５２の規定にしたがって、フェライト結晶粒度の測定を行ない、粒度番号を調べた。

また、各棒鋼（肌焼鋼）について、以下に示す方法により、極値統計によるＴｉ系析出物の最大直径を調べた。
さらに、各棒鋼（肌焼鋼）について、冷間加工性の指標として、以下に示す方法により、ビッカース硬さを測定した。
それらの結果を表２に示す。

また、被削性の指標として、各棒鋼を２１ｍｍ長さで切断し、下記の切削条件でドリル寿命試験を行い、累積穴深さ１０００ｍｍを達成する最大周速度が４５ｍ／ｍｉｎ以上のものを「○」、４５ｍ／ｍｉｎ未満のものを「×」と評価した。その結果を表２に示す。
「切削条件」
ドリル直径；３ｍｍ、ドリル材質；高速度鋼（ハイス）、ドリル周速；４５ｍｍ／ｍｉｎ、ドリル送り；０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切削油剤；水溶性切削油

「ベイナイトの組織分率」
各棒鋼（肌焼鋼）を、軸方向に対して垂直な方向で切断（横断）してサンプルを採取した。得られたサンプルを樹脂に埋め込んだ後、上記切断された面（観察面）を研磨した。研磨後の観察面に対してナイタール腐食を実施してミクロ組織を観察し、ミクロ組織中のベイナイト組織を特定した。さらに、観察面において、ベイナイト組織の面積率を求め、ベイナイトの組織分率（％）とした。

「Ｔｉ系析出物の最大直径」
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。
各棒鋼（肌焼鋼）から試験片を採取し、棒鋼の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系析出物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。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。析出物が楕円形である場合は、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の直径の１６個のデータを、養賢堂発行「金属疲労 微小欠陥と介在物の影響」２３３頁〜２３９頁に記載の方法により、極値確率用紙にプロットし、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。

「ビッカース硬さ（ＨＶ）」
圧延後の各棒鋼（肌焼鋼）を、軸方向に対して垂直な方向で切断（横断）してサンプルを採取した。得られたサンプルを樹脂に埋め込んだ後、上記切断された面（観察面）を研磨した。研磨後の観察面に対して表面から直径の１／４の深さの部位について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、荷重１０ｋｇでビッカース硬度を合計５回測定し、その平均値をビッカース硬さとした。

各棒鋼（肌焼鋼）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、以下に示す条件で浸炭シミュレーションを行った。
浸炭シミュレーションは、加熱温度を１０００℃、１０５０℃、１１００℃の３種類とし、いずれの加熱温度の場合も５時間加熱した後水冷した。浸炭シミュレーションの後の各試験片の切断面を研磨してから腐食し、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。旧オーステナイト粒度の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１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。
そして、粗大粒発生温度が、１１００℃超のものは結晶粒粗大化特性が良好であると判定し、１１００℃以下のものは結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。表２に粗粒発生温度を示す。

次に、各棒鋼（肌焼鋼）に圧下率５０％で冷間鍛造を行なって、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片と平行部の直径が９ｍｍの小野式回転曲げ試験片（Ｒ１．１４の切欠付き）を作製した。小野式回転曲げ試験片については、試験部となる平行部のみを圧延方向に垂直に採取し、両端の掴み部については別の鋼材で制作したものを摩擦圧接にて接合し作製した。
作製した転動疲労試験片および小野式回転曲げ試験片について、１０５０℃で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℃で２時間行った。

得られた各浸炭焼入れ材について、以下に示す方法により、浸炭層のγ（オーステナイト）粒度番号を調査した。
浸炭焼入れ焼戻し後の小野式回転曲げの平行部を、軸方向に対して垂直な方向で切断（横断）してサンプルを採取した。得られたサンプルを樹脂に埋め込んだ後、上記切断された面（観察面）を研磨した。研磨後の観察面に対してオーステナイト粒を現出する腐食を行い、ＪＩＳ Ｇ０５５１の規定にしたがって、表面から２００μｍ深さの位置を中心とした視野で、オーステナイト粒度を測定し、粒度番号を調べた。

各浸炭焼入れ材について、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。転動疲労特性の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。転動疲労寿命は、比較鋼であるＮｏ．１６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。

各浸炭焼入れ材について、小野式回転曲げ疲労試験装置を用いて曲げ疲労強度を評価した。回転曲げ疲労強度については５５０ＭＰａの応力で１０００００００回耐久したものを「○」と評価し、破断したものを「×」と評価した。
これらの結果をまとめて表２に示す。

表２に示すように、本発明鋼は、被削性（ドリル寿命試験）が良好であり、結晶粒粗大化温度は１１００℃超であり、１０５０℃浸炭焼入れ材のγ粒度が整細粒であり、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果も良好であった。

一方、比較例１１は、ＭｎＳを圧延方向に延伸するのを抑制するＣａ，Ｍｇ，Ｔｅを含まないため、ＭｎＳが延伸して回転曲げ疲労強度が低下した。
また、比較鋼であるＮｏ．１２、１３は、Ｂｉを含まないため、結晶粒粗大化温度が本発明鋼と比べて低かった。
また、比較鋼であるＮｏ．１４は、Ｂｉ含有量が、本発明で規定する上限を超えているため、熱間圧延時に生じたと推定される初期き裂が存在しており、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果が本発明鋼と比べて劣っていた。

比較鋼であるＮｏ．１５は、Ｓ含有量が少なく、式（１）を満たさないため、ＭｎＳを起点とした疲労破壊が発生し、被削性を得るために必要なＭｎＳ量が不十分であり、被削性が悪かった。
比較鋼であるＮｏ．１６、１７は、Ｔｉ含有量が少なく、式（１）を満たさないため、ＭｎＳを起点とした疲労破壊が発生し、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果が本発明鋼と比べて劣っていた。また、Ｎｏ．１６、１７では、Ｔｉ系硫化物の多量生成に伴う粗大化防止に有効なＴｉ系炭窒化物の析出物が十分に得られず、結晶粒粗大化温度が本発明鋼と比べて低かった。

比較鋼であるＮｏ．１８は、式（１）を満たさないため、粗大なＭｎＳが生成したことに加え、Ｎ含有量が多く、粗大なＴｉＮが生成したことにより、ＭｎＳやＴｉＮを起点とした疲労破壊が発生し、転動疲労寿命および回転曲げ疲労試験の結果が本発明鋼と比べて劣っていた。さらに、Ｎｏ．１８は、粗大なＴｉＮの生成により、粗大粒防止に有効な微細なＴｉ系炭窒化物の析出物が減少したため、粗大粒発生温度が本発明鋼と比べて劣っていた。

Claims (9)

1. 化学組成が質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
   Ｍｎ：０．３〜１．８％、
   Ｓ：０．０２０超〜０．０５０％、
   Ｃｒ：０．４〜２．０％、
   Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．０６〜０．２０％、
   Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
   を含有し、さらに、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％
   の1種または２種以上を含有し、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．００２５％以下
   に制限し、
   残部が鉄および不純物からなり、
   下記式（１）を満たし、
   金属組織が、ベイナイトの組織分率が面積率で３０％以下であり、フェライト結晶粒度番号がＪＩＳ Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番であることを特徴とする浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
   ５．０≧Ｔｉ／Ｓ≧３．０ 式（１）
   （式（１）中のＴｉは、Ｔｉの含有量（質量％）であり、Ｓは、Ｓの含有量（質量％）である。）
2. 前記化学組成が質量％で、
   Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
   Ｎｉ：０．１〜３．５％、
   Ｖ：０．０２〜０．５％、
   Ｂ：０．０００２〜０．００５％
   の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
3. 前記化学組成が質量％で、
   Ｎｂ：０．０４％未満を含有する請求項１または請求項２に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
4. 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以下である請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼。
5. 請求項１に記載の肌焼鋼の製造方法であって、
   化学組成が質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．０２〜１．５％、
   Ｍｎ：０．３〜１．８％、
   Ｓ：０．０２０超〜０．０５０％、
   Ｃｒ：０．４〜２．０％、
   Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．０６〜０．２０％、
   Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
   を含有し、さらに、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％
   の1種または２種以上を含有し、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．００２５％以下
   に制限し、
   残部が鉄および不純物からなり、
   下記式（１）を満たす鋼を、１１５０℃以上の温度で保持時間１０分以上加熱して線材または棒鋼に熱間圧延する工程を含む浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
   ５．０≧Ｔｉ／Ｓ≧３．０ 式（１）
   （式（１）中のＴｉは、Ｔｉの含有量（質量％）であり、Ｓは、Ｓの含有量（質量％）である。）
6. 前記化学組成が質量％で、さらに
   Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
   Ｎｉ：０．１〜３．５％、
   Ｖ：０．０２〜０．５％、
   Ｂ：０．０００２〜０．００５％
   の１種または２種以上を含有する鋼を用いた請求項５に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
7. 前記化学組成が質量％で、さらに
   Ｎｂ：０．０４％未満を含有する鋼を用いた請求項５または請求項６に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
8. 前記熱間圧延後に８００〜５００℃の温度範囲を１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する請求項５〜請求項７のいずれか一項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
9. 前記熱間圧延の仕上げ温度を８４０〜１０００℃とする請求項５〜請求項８のいずれか一項に記載の浸炭時の粗大粒防止特性と曲げ疲労特性と被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。