WO2010116555A1 - 冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法 - Google Patents

冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法 Download PDF

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橋村雅之
宮西慶
小澤修司
久保田学
越智達朗
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新日本製鐵株式会社
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    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
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    • C23C8/80—After-treatment

Definitions

  • the present invention is manufactured by hot working such as hot rolling and hot forging, and after cold working such as cold forging and rolling, or cutting, carburizing and quenching steel subjected to carburizing and quenching, and It relates to the manufacturing method.
  • carburizing and quenching is performed.
  • These carburized parts are, for example, hot forging, warm forging, cold forging of medium carbon alloy steels for machine structure defined in JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106, etc. It is manufactured in a process of carburizing and quenching to a predetermined shape by plastic working such as rolling or cutting.
  • the part shape accuracy may deteriorate due to heat treatment distortion caused by carburizing and quenching.
  • heat treatment distortion may cause noise and vibration, and may further reduce fatigue characteristics at the contact surface.
  • case-hardened steel is hardened by precipitation strengthening.
  • case-hardened steel is hardened also by the addition of alloy elements that generate precipitates.
  • a decrease in cold workability such as cold forging and cutting has become a new problem.
  • cutting is a process that requires high accuracy close to the final shape, and a slight increase in hardness greatly affects the accuracy. Therefore, when using case-hardened steel, it is extremely important to consider not only the prevention of the generation of coarse grains but also machinability (easy to cut material).
  • machinability improving element such as Pb or S is effective for improving machinability.
  • the present invention such as carburized parts that require fatigue characteristics, particularly bearing parts and rolling parts that require rolling fatigue characteristics, cold work such as forging and rolling
  • the present invention provides a case-hardened steel that prevents the occurrence of coarse grains in case-hardened steel subjected to cutting and carburizing and quenching, has excellent cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburizing and quenching, and a method for producing the same.
  • Ti-based precipitates become the starting point of fatigue failure, and fatigue characteristics, particularly rolling fatigue characteristics, tend to deteriorate.
  • the Ti-based precipitates are finely dispersed by limiting the N content, increasing the hot rolling temperature, etc., both coarse grain prevention characteristics and fatigue characteristics can be achieved.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Nb Case-hardened steel excellent in cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburizing and quenching as described in (1) above, containing less than 0.04%.
  • Mo 1.5% or less
  • Ni 3.5% or less
  • V 0.5% or less
  • B Excellent in cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburizing and quenching as described in (1) or (2) above, containing one or more of 0.005% or less Case-hardened steel.
  • the case-hardened steel of the present invention is excellent in workability such as forgeability and machinability, and even if parts are manufactured in the cold forging process, coarsening of crystal grains due to heating during carburizing and quenching is suppressed, and quenching distortion is suppressed. Deterioration of dimensional accuracy due to is much less than before. Further, according to the case-hardened steel of the present invention, the problem that the machinability is lowered in order to prevent the occurrence of coarse grains has been solved, the accuracy of the part shape has been improved, and the tool life has also been shortened. become longer. In addition, the parts made of the case-hardened steel of the present invention have a significant industrial contribution, such as the generation of coarse grains is prevented even during high-temperature carburization, and sufficient strength characteristics such as rolling fatigue characteristics can be obtained. It is remarkable.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the balance between machinability and cold workability of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating positions at which the cooling rate during solidification is measured.
  • FIG. 3 is a view showing a test piece used in the upsetting test.
  • the coarsening of crystal grains due to carburizing and quenching is prevented by using precipitates as pinning particles and suppressing grain growth.
  • it is extremely effective to prevent the generation of coarse particles by precipitating Ti-based precipitates mainly composed of TiC and TiCS during cooling after hot working.
  • Nb-based precipitates such as NbC on the case-hardened steel.
  • the amount of N contained in the steel is large, coarse TiN produced during casting may not be solutionized by hot rolling or hot forging and may remain in large amounts.
  • the precipitation amount of AlN contained in the case-hardened steel can be limited by preventing AlN from remaining during heating in hot working. Therefore, according to the case-hardened steel of the present invention in which the precipitation amount of AlN is limited, generation of coarse grains during carburizing and quenching can be prevented by using fine Ti-based precipitates and Nb-based precipitates. . Furthermore, in order to stably exhibit the pinning effect of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates, the Ti-based precipitates and the Nb-based precipitates are phased during the diffusion transformation from austenite during the cooling process after hot working.
  • Interfacial precipitation is effective. However, if bainite is generated in the cooling process after hot rolling, precipitation of phase precipitates becomes difficult. Therefore, it is preferable to control the steel structure after hot rolling to suppress the formation of bainite, and it is more preferable to make the structure substantially free of bainite.
  • the manufacturing method first, it is necessary to heat the steel so that the precipitates of Al, Ti, and Nb are dissolved. In particular, it is important to raise the heating temperature of hot working such as hot rolling or hot forging so as to dissolve Ti-based precipitates and Nb-based precipitates. Next, after hot working, that is, after hot rolling or hot forging, it is necessary to gradually cool the precipitation temperature range of the Ti-based precipitate and the Nb-based precipitate.
  • the sulfide suppresses the change of the tool shape due to wear of the cutting tool, and exhibits the effect of extending the so-called tool life.
  • the tooth shape cannot be stably formed.
  • the cutting tool life affects not only the production efficiency and cost but also the shape accuracy of the parts. Therefore, in order to improve the machinability, it is desirable to produce sulfide in the steel.
  • sulfides such as coarse MnS are often stretched.
  • the length of the sulfide is increased, the probability of being exposed as a defect in the part is increased, and the performance of the part is lowered. Therefore, it is important to control not only the size of the sulfide but also the shape so as not to stretch. In order to suppress the coarsening of sulfides, it is preferable to control the solidification rate during casting. In order to reduce soft sulfides such as MnS, it is also effective to add Ti to generate Ti-based sulfides such as TiCS. However, when soft MnS decreases, the added S does not contribute to the improvement of machinability.
  • case-hardened steel of the present invention it is preferable to make the sulfide centering on MnS fine and to make the shape substantially spherical. Further, it is more preferable that the change in shape is small even after cold working such as forging.
  • the addition of Zr, Mg, and Ca is effective for dispersing fine sulfides. Further, when Zr, Mg, Ca, or the like is dissolved in MnS, the deformation resistance is increased and the sulfide is not easily deformed. Therefore, the addition of Zr, Mg, and Ca is extremely effective for suppressing stretching.
  • C 0.1% or more of C is added to ensure the tensile strength.
  • the amount of C is preferably 0.15% or more.
  • the content of C exceeds 0.5%, the workability is remarkably cured and the cold workability deteriorates, so the upper limit is made 0.5%.
  • C amount 0.4% or less.
  • the amount of C is more preferably 0.3% or less.
  • Si is an element effective for deoxidation of steel. In the present invention, 0.01% or more is added. Si is an element that strengthens steel and improves hardenability, and is preferably added in an amount of 0.02% or more. Furthermore, Si is an element effective for increasing the grain boundary strength.
  • Mn is an element effective for deoxidation of steel and further increases the strength and hardenability of steel. In the present invention, 0.3% or more is added. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 1.8%, cold forgeability deteriorates due to an increase in hardness, so 1.8% is made the upper limit. A preferable range of the amount of Mn is 0.5 to 1.2%. In addition, when importance is attached to cold forgeability, it is preferable to make the upper limit of the Mn amount 0.75%.
  • S is an element that forms MnS in steel and improves machinability. In the present invention, in order to improve machinability, the S content is set to 0.001% or more. A preferable lower limit of the amount of S is 0.1%.
  • the S content is preferably 0.05% or less. Furthermore, when considering strength, cold workability, and stability thereof, the S content is preferably 0.03% or less. Conventionally, in bearing parts and rolling parts, since MnS deteriorates the rolling fatigue life, it has been said that S needs to be reduced. However, the present inventors have found that the content of S greatly affects the improvement of machinability, and the shape of the sulfide greatly affects the improvement of cold workability.
  • the S amount can be 0.01% or more.
  • the S content is preferably 0.02% or more.
  • Cr is an effective element that improves the strength and hardenability of the steel. In the present invention, 0.4% or more is added.
  • a more preferable Cr amount is 1.0% or more.
  • the Cr content is preferably 1.5% or less.
  • Ti is an element that produces precipitates such as carbides, carbosulfides, and nitrides in steel.
  • 0.05% or more of Ti is added to prevent the generation of coarse grains during carburizing and quenching using fine TiC and TiCS.
  • a preferable lower limit of the amount of Ti is 0.1%.
  • the upper limit of Ti content is 0.2%.
  • the Ti content is preferably set to 0.15% or less.
  • Al is a deoxidizer, and 0.005% or more is preferably added, but is not limited thereto.
  • the Al content exceeds 0.04%, AlN does not form a solution by heating during hot working and remains. Therefore, coarse AlN becomes a precipitation nucleus of the precipitates of Ti and Nb, and the production of fine precipitates is hindered. Therefore, in order to prevent the coarsening of crystal grains during carburizing and quenching, the Al content needs to be 0.04% or less.
  • N is an element that generates nitride.
  • the upper limit of the amount of N is made 0.0050% in order to suppress the formation of coarse TiN and AlN.
  • coarse TiN and AlN become precipitation nuclei such as Ti-based precipitates mainly composed of TiC and TiCS, Nb-based carbonitrides mainly composed of NbC, and inhibit the dispersion of fine precipitates.
  • P is an impurity and is an element that increases deformation resistance during cold working and deteriorates toughness. If it is excessively contained, the cold forgeability deteriorates, so it is necessary to limit the P content to 0.025% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less.
  • O is an impurity, and forms oxide inclusions in steel and impairs workability, so the content is limited to 0.0025% or less.
  • the oxide type inclusion containing Ti produces
  • the upper limit of the O amount is preferably set to 0.0020%.
  • rolling fatigue failure may occur in bearing parts and rolling parts starting from oxide inclusions.
  • Mg, Zr, and Ca in order to control the form of sulfide.
  • Mg, Zr, and Ca generate substantially spherical sulfides, and also enhance the deformability of MnS to suppress stretching due to hot working.
  • Mg and Zr exhibit a remarkable effect even if contained in a trace amount, and therefore, it is preferable to pay attention to the auxiliary materials.
  • Mg is an element that generates oxides and sulfides.
  • MgS composite sulfide (Mn, Mg) S with MnS, and the like are generated, and the extension of MnS can be suppressed.
  • a small amount of Mg is effective for controlling the form of MnS, and 0.0002% or more of Mg is preferably added in order to improve workability.
  • the oxide of Mg is finely dispersed and becomes a nucleus for forming sulfides such as MnS.
  • Mg In order to suppress the formation of coarse sulfides using Mg oxide, 0.0003% or more of Mg is preferably added. Furthermore, when Mg is added, the sulfide becomes slightly hard and is not easily stretched by hot working. In order to control the shape of the sulfide so as to contribute to the improvement of the machinability and not deteriorate the cold workability, it is preferable to add 0.0005% or more of Mg. Note that hot forging has an effect of uniformly dispersing fine sulfides and is effective in improving cold workability. On the other hand, since the Mg oxide tends to float on the molten steel, the yield is low, and the upper limit of the Mg content is preferably 0.003% from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Zr is an element that generates oxides, sulfides, and nitrides. When a small amount of Zr is added, it is combined with Ti in the molten steel to produce fine oxides, sulfides and nitrides. Therefore, in the present invention, addition of Zr is extremely effective for controlling inclusions and precipitates.
  • Zr In order to control the form of inclusions and improve workability, it is preferable to add 0.0002% or more of Zr, but the present invention is not limited to this. Oxides, sulfides and nitrides containing Zr and Ti become MnS precipitation nuclei during solidification. Zr and Ti are dissolved in MnS precipitated around these oxides, sulfides and nitrides containing Zr and Ti, and the deformability is lowered. Therefore, in order to suppress deformation of MnS and prevent stretching due to hot working, it is preferable to add 0.0003% or more of Zr. On the other hand, since Zr is an expensive element, the upper limit of the amount of Zr is preferably set to 0.01% from the viewpoint of manufacturing cost.
  • a more preferable amount of Zr is 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • Ca is an element that generates oxides and sulfides. In order to control the form of inclusions and improve workability, 0.0002% or more of Ca is preferably added.
  • CaS, (Mn, Ca) S, and composite sulfides with Ti produced by the addition of Ca become MnS precipitation nuclei during solidification.
  • Ca and Ti are dissolved in MnS precipitated around oxides and sulfides containing Ca and Ti, and the deformability is lowered. Therefore, in order to suppress deformation of MnS and prevent stretching due to hot working, 0.0003% or more of Ca is preferably added.
  • the Ca content is preferably 0.005% or less. Further, it is more preferable to add two or more of Mg, Zr, and Ca, and a substantially spherical sulfide can be finely dispersed. When two or more of Mg, Zr, and Ca are added, the total content is preferably 0.0005% or more. Moreover, when adding 2 or more types of Mg, Zr, and Ca, in order to prevent adhesion to a refractory, it is preferable to make the total content 0.006% or less.
  • Nb that generates carbonitrides in the same manner as Ti.
  • Nb is an element that forms carbonitride by combining with C and N in steel.
  • Nb By adding Nb, the effect of suppressing the generation of coarse grains due to Ti-based precipitates becomes even more remarkable. Even if the addition amount of Nb is very small, it is extremely effective in preventing coarse grains as compared with the case where Nb is not added. This is because Nb dissolves in the Ti-based precipitate and suppresses the coarsening of the Ti-based precipitate.
  • the addition of 0.01% or more of Nb is preferable, but it is not limited to this.
  • the amount of Nb added is preferably less than 0.04%.
  • a suitable upper limit of the Nb amount is less than 0.03%.
  • a suitable upper limit of the Nb amount is less than 0.02%.
  • the preferable range of Ti + Nb is 0.07% or more, 0.17 %.
  • the preferable range of Ti + Nb is more than 0.09% and less than 0.17%.
  • one or more of Mo, Ni, V, B, and Nb may be added. Mo is an element that increases the strength and hardenability of steel.
  • the amount of residual ⁇ on the surface layer of the carburized part is increased, and further, it is effective for extending the life by suppressing the structural change and material deterioration in the rolling fatigue process.
  • Mo exceed 1.5%
  • the Mo content is preferably 1.5% or less.
  • the amount of Mo is an expensive element, and more preferably 0.5% or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Ni like Mo, is an element effective for improving the strength and hardenability of steel.
  • the Ni content is preferably 3.5% or less.
  • Ni is also an expensive element, and the preferable upper limit is 2.0% from the viewpoint of manufacturing cost.
  • a more preferable upper limit of the Ni amount is 1.0%.
  • V is an element that improves strength and hardenability when dissolved in steel. If the amount of V exceeds 0.5%, the machinability and cold forgeability may be deteriorated due to the increase in hardness, so the upper limit of the content is preferably 0.5%.
  • the suitable upper limit of V amount is 0.2%.
  • B is an effective element that enhances the hardenability of steel with a small amount of addition. Further, B generates boron iron carbide in the cooling process after hot rolling, increases the growth rate of ferrite, and promotes softening.
  • the upper limit of the content is preferably 0.005%.
  • a suitable upper limit of the amount of B is 0.003%.
  • the addition of Si and Cr, as well as the addition of Mo the effect of suppressing the structural change and material deterioration in the rolling fatigue process of bearing parts and rolling parts is due to the residual austenite (residual ⁇ ) in the surface layer after carburizing. Particularly large at 30 to 40%.
  • Carburizing and nitriding treatment is effective for controlling the amount of residual ⁇ in the surface layer within a range of 30 to 40%.
  • the carburizing and nitriding process is a process of performing nitriding in the process of diffusion after carburizing.
  • the carbon potential at the time of carburizing be in the range of 0.9 to 1.3%.
  • carbon and nitrogen that enter the surface layer during carburizing and quenching react with solute Ti, and a large amount of fine Ti (C, N) precipitates in the carburized layer.
  • the rolling fatigue life is improved by Ti (C, N) on the surface layer. Therefore, in order to increase the rolling fatigue life, it is preferable to set the carbon potential during carburization to 0.9 to 1.3%. Further, in the carburizing and nitriding treatment in which nitriding is performed in the course of the diffusion treatment after carburizing, it is preferable to set conditions so that the surface nitrogen concentration is in the range of 0.2 to 0.6%.
  • AlN and sulfide will be described. AlN becomes a precipitation nucleus of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates, and inhibits the formation of fine precipitates.
  • the precipitation amount of AlN contained in the case hardening steel it is necessary to limit the precipitation amount of AlN contained in the case hardening steel. If the precipitation amount of AlN is excessive, there is a concern about the generation of coarse particles during carburizing and quenching, so the precipitation amount of AlN in the case hardening steel is limited to 0.01% or less.
  • the suitable upper limit of the precipitation amount of AlN is 0.005%.
  • the case-hardened steel of the present invention limits the amount of N, when heated to a temperature at which AlN is solutionized, Ti-based precipitates and Nb-based precipitates can also be solutionized.
  • the precipitation amount of AlN can be measured by chemically analyzing the extraction residue.
  • the extraction residue is collected by dissolving steel with a bromine-methanol solution and filtering through a 0.2 ⁇ m filter. Even if a 0.2 ⁇ m filter is used, the filter is clogged with precipitates during the filtration process, so that it is possible to extract fine precipitates of 0.2 ⁇ m or less.
  • MnS is useful for improving machinability, it is necessary to ensure the density.
  • stretched coarse MnS impairs the cold workability, and therefore it is necessary to control the size and shape.
  • the present inventors examined the relationship between the S content, the MnS size and shape, and the machinability and cold workability.
  • the equivalent circle diameter of MnS is a diameter of a circle having a circular area equal to the area of MnS, and can be obtained by image analysis.
  • the aspect ratio is a ratio obtained by dividing the length of MnS by the thickness of MnS.
  • MnS The observation of MnS was performed at a 1 ⁇ 2 radius portion from the surface of the cross section parallel to the rolling direction. Ten fields of 1 mm ⁇ 1 mm area were observed, and the equivalent circle diameter, aspect ratio, and number of sulfide inclusions present were determined. In addition, it was confirmed by energy dispersive X-ray analysis attached to the scanning electron microscope that the inclusion was a sulfide. The number of MnS having an equivalent circle diameter exceeding 20 ⁇ m and an aspect ratio exceeding 3 was measured, and the density d was determined by dividing by the area. Since the density d of this sulfide is affected by the amount of S, it has been found that the following formula must be satisfied in order to achieve both the machinability and the cold workability.
  • [S] represents the S content (% by mass).
  • Contact fatigue strength is a required characteristic of carburized parts, and is rolling fatigue characteristics and surface fatigue strength.
  • the maximum diameter of the Ti-based precipitate is preferably less than 40 ⁇ m. Maximum diameter of Ti-based precipitates, in longitudinal section of hardened steel, the test reference area 100 mm 2, 16 viewing a number of tests, the area to make predictions and 30,000 mm 2, determined by the measured extreme value statistics.
  • the structure fraction of bainite of case-hardened steel is preferable to limit to 30% or less. This is because it is preferable to generate fine precipitates at the grain boundaries in order to prevent the generation of coarse grains during carburizing and quenching. That is, when the structure fraction of bainite generated during cooling after hot working exceeds 30%, it becomes difficult to precipitate the Ti-based precipitates and Nb-based precipitates at the phase interface. Suppressing the bainite structure fraction to 30% or less is also effective for improving cold workability. When conditions are severe for preventing coarse grains such as high-temperature carburization, the upper limit of the bainite structure fraction is preferably 20%, more preferably 10% or less.
  • the upper limit of the bainite structural fraction is preferably 5% or less.
  • the ferrite grains of the case hardening steel of the present invention are excessively fine, coarse grains are likely to be generated. This is because austenite grains are excessively refined during carburizing and quenching.
  • the ferrite grain size number exceeds 11 defined by JIS G 0551, coarse grains are likely to be generated.
  • the grain size number of the ferrite of the case-hardened steel is less than 8 defined by JIS G 0551, the ductility may be lowered and the cold workability may be impaired.
  • the grain size number of the ferrite of the case-hardened steel is preferably in the range of 8 to 11 defined by JIS G 0551.
  • the manufacturing method of the case hardening steel of this invention is demonstrated. Steel is melted by an ordinary method such as a converter or an electric furnace, the components are adjusted, and a steel material is obtained through a casting process and, if necessary, a block rolling process. The steel material is subjected to hot working, that is, hot rolling or hot forging to produce a wire or a steel bar. Steel sulfides often crystallize in molten steel or during solidification, and the size of the sulfide is greatly influenced by the cooling rate during solidification.
  • the cooling rate at the time of solidification is 1 ⁇ 2 part of the distance from the surface to the center line in the thickness direction on the center line of the slab width W on the cross section of the slab shown in FIG. And the cooling rate at a position T / 4 from the surface).
  • the cooling rate during solidification can be confirmed by the dendrite secondary arm interval.
  • the slab is reheated as it is and hot-worked to produce a case-hardened steel, or the material obtained by the lump process is reheated and hot-worked to produce a case-hardened steel.
  • a slab is formed into a billet by split rolling, cooled to room temperature, and then reheated to produce a case-hardened steel.
  • hot forging may be added in the manufacture of parts such as gears. In that case, it is preferable to hold at a high temperature of 1150 ° C. or more for 10 minutes or more in the batch rolling to dissolve the Ti and Nb-based precipitates.
  • the steel material is heated.
  • the heating temperature When the heating temperature is less than 1150 ° C., Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and AlN cannot be dissolved in the steel, and coarse Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and AlN remain.
  • the heating temperature should be 1150 ° C or higher. is required.
  • the minimum of suitable heating temperature is 1180 degreeC or more.
  • the upper limit of the heating temperature is not specified, but 1300 ° C. or less is preferable in consideration of the load of the heating furnace.
  • the holding time is preferably 10 minutes or more.
  • the holding time is preferably 60 minutes or less from the viewpoint of productivity. If the finishing temperature of hot working is less than 840 ° C., the ferrite crystal grains become fine, and coarse grains tend to be generated during carburizing and quenching. On the other hand, when the finishing temperature exceeds 1000 ° C., it hardens and the cold workability deteriorates. Therefore, the finishing temperature of hot working is set to 840 to 1000 ° C. A preferable range of the finishing temperature is 900 to 970 ° C., and a more preferable range is 920 to 950 ° C.
  • the cooling conditions after hot working are important in order to finely disperse Ti-based precipitates and Nb-based precipitates.
  • the temperature range in which the precipitation of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates is promoted is 500 to 800 ° C. Therefore, the temperature range from 800 ° C. to 500 ° C. is gradually cooled at 1 ° C./second or less to promote the formation of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates.
  • the cooling rate exceeds 1 ° C./second, the time for passing through the precipitation temperature range of the Ti-based precipitate and the Nb-based precipitate is shortened, and the generation of fine precipitates becomes insufficient. Further, when the cooling rate is increased, the bainite structural fraction is increased.
  • a cooling rate of 0.7 degrees C / sec or less is preferable.
  • the case-hardened steel of the present invention can be applied to both parts manufactured by the cold forging process and parts manufactured by hot forging.
  • the hot forging process includes, for example, a process of steel bar, hot forging, heat treatment such as normalization if necessary, cutting, carburizing and quenching, and grinding or polishing if necessary.
  • case-hardened steel of the present invention for example, hot forging is performed at a heating temperature of 1150 ° C. or higher, and then normalization is performed as necessary, thereby performing high-temperature carburizing in a temperature range of 950 to 1090 ° C.
  • generation of coarse particles can be suppressed.
  • bearing parts and rolling parts excellent rolling fatigue characteristics can be obtained even if high temperature carburizing is performed.
  • the carburizing and quenching is not particularly limited, but it is preferable to set the carbon potential to 0.9 to 1.3% when bearing parts and rolling parts are directed to a high rolling fatigue life.
  • carburizing and nitriding treatment in which nitriding is performed in the process of diffusion treatment after carburizing is also effective, and conditions under which the surface nitrogen concentration is in the range of 0.2 to 0.6% are appropriate.
  • a large amount of fine Ti (C, N) precipitates in the carburized layer, and the rolling life is improved.
  • the steel bar was micro-observed, and the grain size number of the ferrite was measured in accordance with the measurement of the bainite fraction and the provisions of JIS G 0551. Vickers hardness was measured according to JIS Z 2244 and used as an index of cold workability and machinability. The amount of AlN deposited was determined by chemical analysis. In addition, the maximum diameter of Ti-based precipitates was predicted by an extreme value statistical method. Tables 4 to 6 show the hot working heating temperature, finishing temperature, cooling rate, bainite fraction, ferrite grain size number, precipitation amount of AlN, maximum diameter of Ti-based precipitates, and Vickers hardness.
  • the cooling rate is a cooling rate in the range of 500 to 800 ° C., and was determined from the time required for cooling from 800 ° C. to 500 ° C.
  • the maximum diameter of the Ti-based precipitate was determined as follows. The metallographic structure was observed with an optical microscope, and the precipitates were determined based on the contrast. The contrast of the precipitate was confirmed using a scanning electron microscope and an energy dispersive X-ray spectroscopic analyzer. In the cross section in the longitudinal direction of the test piece, an area having an inspection reference area of 100 mm 2 (10 mm ⁇ 10 mm area) was prepared for 16 visual fields in advance. And the Ti-type largest deposit in each inspection reference area 100 square mm was detected, and this was photographed 1000 times with the optical microscope.
  • the machinability was evaluated by conducting a test for determining the life until the drill breaks. The drilling was performed using a high-speed drill having a diameter of 3 mm, a feed of 0.25 mm, a hole depth of 9 mm, and a drill protrusion amount of 35 mm, and using water-soluble cutting oil. The peripheral speed of the drill was kept constant within a range of 10 to 70 m / min, and the accumulated hole depth until breakage was measured while drilling.
  • the cumulative hole depth is the product of one hole depth and the number of drilled holes. Perform the same measurement by changing the peripheral speed of the drill. Of the peripheral speeds of the drills with a cumulative hole depth exceeding 1000 mm, the maximum value was determined as VL1000. The larger the VL1000, the better the tool life and the better the machinability.
  • the coarse grain characteristics are evaluated by collecting test pieces from a steel bar after spheroidizing annealing, performing cold forging forging with a reduction rate of 50%, and then performing heat treatment simulating carburizing and quenching (referred to as carburizing simulation). The prior austenite grain size was measured and evaluated.
  • the carburizing simulation is a heat treatment in which heating is performed at 910 to 1010 ° C., holding for 5 hours, and water cooling.
  • the prior austenite particle size was measured according to JIS G 0551.
  • the prior austenite grain size was measured and the temperature at which coarse grains were generated (coarsening temperature) was determined.
  • the prior austenite grain size was measured by observing about 10 fields of view at 400 times, and if there was at least one coarse grain having a grain size number of 5 or less, it was determined that coarse grain was generated. Since the heating temperature of the carburizing and quenching treatment is usually 930 to 950 ° C., those having a coarsening temperature of 950 ° C. or less were determined to be inferior in crystal grain coarsening characteristics.
  • the rolling reduction was set to 50%, cold forging was performed, a cylindrical rolling fatigue test piece having a diameter of 12.2 mm was collected, and carburizing and quenching was performed.
  • Carburizing and quenching was performed in an atmosphere having a carbon potential of 0.8%, heated to 950 ° C., held for 5 hours, and quenched into oil having a temperature of 130 ° C. Furthermore, it kept at 180 degreeC for 2 hours, and tempered.
  • the ⁇ particle size (carburized layer austenite particle size number) of the carburized layer was investigated according to JIS G 0551. Furthermore, the rolling fatigue characteristics were evaluated using a point contact type rolling fatigue tester (Hertz maximum contact stress 5884 MPa).
  • L 10 life defined as “the number of stress repetitions until fatigue failure at a cumulative failure probability of 10% obtained by plotting test results on Weibull probability paper” was used. However, the fatigue test was not performed on the material with many reductions at a rolling reduction of 50%. These survey results are summarized in Tables 4-6.
  • the rolling fatigue life is No.
  • the L 10 life of 55 (Comparative Example) was taken as 1, and the relative value of the L 10 life of each material was shown. It is apparent that the crystal grain coarsening temperature of the example of the present invention is 990 ° C. or higher, and the ⁇ grains of the 950 ° C. carburized material are finely sized and have excellent rolling fatigue characteristics.
  • No. which is a comparative example. 55 corresponds to SCr420 defined in JIS and does not contain Ti, Mg, Zr, and Ca, so the coarsening temperature is low and the ⁇ grains are coarsened. No. Although the coarse grain prevention effect by Ti was recognized by Nos. 56-58, since it does not contain Ti, Mg, Zr, and Ca, it is inferior to machinability, and also cold forgeability is not enough. No.
  • 59 and 60 are examples in which the amount of S is increased to improve the machinability, but since Ti, Mg, Zr, and Ca are not contained, the sulfide is stretched and the cold forgeability is inferior.
  • No. Nos. 84 to 89 are examples in which Mo and Nb were added to improve the hardenability.
  • 87 corresponds to SCM420 defined in JIS. However, no. Since 87 does not contain Ti, Mg, Zr, and Ca, the coarsening temperature is low and the ⁇ grains are coarsened. No.
  • 61 to 70 have a low heating temperature, resulting in insufficient solid solution of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates, and are inferior in the effect of preventing coarse grains.
  • No. No. 81 has a high cooling rate after hot rolling, an increased bainite structure fraction after hot working, and coarse grains are generated.
  • No. No. 82 has a high hot working finishing temperature, the ferrite crystal grain size becomes coarse, and the coarse grain prevention property is deteriorated.
  • No. No. 83 has a low hot working finishing temperature, the ferrite crystal grain size becomes fine, and the coarse grain prevention property is inferior.

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Abstract

　冷間加工、切削、浸炭焼入れが施される肌焼鋼の粗大粒の発生を防止し、冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼であって、質量％で、Ｓ：０．００１～０．１５％、Ｔｉ：０．０ ５～０．２％、Ａｌ：０．０４％以下、Ｎ：０．００５０％以下に制限し、他特定成分を特定範囲含有 し、さらに、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有し、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、円相当径が２０μｍ超、アスペクト比が３超である硫化物の密度ｄ（個／ｍｍ2）と、Ｓの含有量[Ｓ]（質量％）とが、ｄ≦１７００[Ｓ]＋２０を満足することを特徴とする。

Description

冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法
　本発明は、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工によって製造され、冷間鍛造、転造などの冷間加工や、切削などを行った後、浸炭焼入れが施される肌焼鋼及びその製造方法に関するものである。
　歯車、軸受などの転動部品、等速ジョイントやシャフトなどの回転伝達部品には、表面の硬度が要求されるため、浸炭焼入れが施される。これらの浸炭部品は、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、熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造、転造などの塑性加工や、切削によって所定の形状とし、浸炭焼入れを行う工程で製造されている。
　浸炭部品を製造する際には、浸炭焼入れに起因する熱処理歪みによって、部品形状精度が劣化することがある。特に、歯車や等速ジョイントなどの部品では、熱処理歪みが騒音や振動の原因となり、さらには、接触面での疲労特性の低下を引き起こすことがある。
　また、シャフトなどでは、熱処理歪みによる曲がりが大きくなると、動力伝達効率や疲労特性が損なわれる。この熱処理歪みの最大の原因は、浸炭焼入れ時の加熱によって、不均一に生じる粗大粒である。
　従来は、鍛造後、浸炭焼入れの前に、焼鈍を行って粗大粒の発生を抑制していた。しかし、焼鈍を行うと製造コストの増加が問題になる。
　また、歯車、軸受等の転動部品には高面圧が負荷されるため、高深度浸炭が行われている。高深度浸炭では、浸炭時間を短縮するために、通常は９３０℃程度である浸炭温度を、９９０~１０９０℃の温度域まで高める。そのため、高深度浸炭では、粗大粒が発生しやすくなる。
　浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制するためには、肌焼鋼、すなわち、塑性加工前の素材の材質が重要である。
　高温での結晶粒の粗大化の抑制には、微細な析出物が有効であり、Ｎｂ、Ｔｉの析出物、ＡｌＮなどを利用した肌焼鋼が提案されている（例えば、特許文献１~５）。
特開平１１−３３５７７７号公報 特開２００１−３０３１７４号公報 特開２００４−１８３０６４号公報 特開２００４−２０４２６３号公報 特開２００５−２４０１７５号公報
　しかし、粗大粒の発生を抑制するために微細な析出物を利用すると、析出強化によって肌焼鋼が硬化する。また、析出物を生成させる合金元素の添加によっても、肌焼鋼は硬化する。そのため、高温での粗大粒の発生を防止した鋼では、冷間鍛造、切削などの冷間加工性の低下が新たな問題となった。
　特に切削は、最終形状に近い高精度が要求される加工であり、わずかな硬度の上昇が精度に大きく影響する。したがって、肌焼鋼を使用する際には、粗大粒の発生の防止のみならず、被削性（材料の削られやすさ）を考慮することが極めて重要である。
　従来、被削性を改善するには、Ｐｂ、Ｓなどの被削性向上元素の添加が有効であることが知られている。
　しかし、Ｐｂは環境負荷物質であり、環境対応技術の重要性から、鋼材へのＰｂの添加が制限されつつある。
　また、Ｓは、鋼中でＭｎＳなどを形成して被削性を向上させるものの、熱間加工によって延伸した粗大なＭｎＳは破壊の起点となる。そのため、多量のＳの添加は、冷間での鍛造性や、転動疲労などの機械的性質を低下させる原因となりやすい。
　本発明は、このような実情に鑑み、疲労特性が要求される浸炭部品、特に転動疲労特性が要求される軸受部品、転動部品などのように、鍛造や転造などの冷間加工、切削、浸炭焼入れが施される肌焼鋼の粗大粒の発生を防止し、冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法を提供するものである。
　Ｔｉを添加した鋼を浸炭焼入れすると、Ｔｉ系析出物が疲労破壊の起点となり、疲労特性、特に転動疲労特性が劣化しやすくなる。しかし、Ｎ含有量の制限、熱間圧延温度の高温化等により、Ｔｉ系析出物を微細に分散させると、粗大粒防止特性と疲労特性の両立が可能である。さらに、被削性の向上には、Ｓを添加し、かつ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａの１種又は２種以上の添加により、硫化物の大きさ及び形状を制御することが重要である。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．１~０．５％、
　Ｓｉ：０．０１~１．５％、
　Ｍｎ：０．３~１．８％、
　Ｓ：０．００１~０．１５％、
　Ｃｒ：０．４~２．０％、
　Ｔｉ：０．０５~０．２％
を含有し、
　Ａｌ：０．０４％以下、
　Ｎ：０．００５０％以下、
　Ｐ：０．０２５％以下、
　Ｏ：０．００２５％以下
に制限し、さらに、
　Ｍｇ：０．００３％以下、
　Ｚｒ：０．０１％以下、
　Ｃａ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、円相当径が２０μｍ超、アスペクト比が３超である硫化物の密度ｄ（個／ｍｍ２）と、Ｓの含有量［Ｓ］（質量％）とが
　ｄ≦１７００［Ｓ］＋２０
を満足することを特徴とする冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
　（２）さらに、質量％で、
　Ｎｂ：０．０４％未満
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
　（３）さらに、質量％で、
　Ｍｏ：１．５％以下、
　Ｎｉ：３．５％以下、
　Ｖ：０．５％以下、
　Ｂ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
　（４）ベイナイトの組織分率を３０％以下に制限したことを特徴とする上記（１）~（３）のいずれかに記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
　（５）フェライトの粒度番号がＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定される８~１１であることを特徴とする上記（１）~（４）のいずれかに記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
　（６）Ｔｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）~（５）のいずれかに記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
　（７）上記（１）~（３）のいずれかに記載の成分からなる鋼材を、１１５０℃以上に加熱し、仕上温度を８４０~１０００℃として熱間加工し、８００~５００℃の温度範囲を１℃／秒以下で冷却することを特徴とする冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
　本発明の肌焼鋼は、鍛造性、被削性など加工性にも優れ、冷間鍛造工程で部品を製造しても、浸炭焼入れ時の加熱による結晶粒の粗大化が抑制され、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化が従来よりも極めて少ない。
　また、本発明の肌焼鋼によれば、従来、粗大粒の発生を防止するために切削性が低下するという問題が解決され、部品形状の高精度化が達成され、さらには工具の寿命も長くなる。
　また、本発明の肌焼鋼を素材とする部品は、高温浸炭においても粗大粒の発生が防止され、転動疲労特性等の十分な強度特性を得ることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
　図１は、本発明の被削性と冷間加工性のバランスを説明する図である。
　図２は、凝固時の冷却速度を測定する位置を示す図である。
　図３は、据え込み試験に用いた試験片を示す図である。
　浸炭焼入れによる結晶粒の粗大化は、析出物をピン止め粒子とし、粒成長を抑制することによって防止される。特に、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を熱間加工後の冷却時に微細に析出させておくことが、粗大粒の発生の防止に極めて有効である。さらに、粗大粒の発生を防止するには、肌焼鋼にＮｂＣなどのＮｂ系析出物を、微細に析出させておくことが好ましい。
　しかし、鋼中に含まれるＮ量が多いと、鋳造時に生じた粗大なＴｉＮが熱間圧延や熱間鍛造の加熱では溶体化されず、多量に残存することがある。粗大なＴｉＮが残存すると、浸炭焼入れ時には、ＴｉＮを析出核としてＴｉＣ、ＴｉＣＳ、さらにはＮｂＣが析出し、析出物の微細分散が妨げられる。したがって、微細なＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物によって浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するには、Ｎ量を低減し、熱間加工の加熱時にＴｉ系析出物やＮｂ系析出物を溶体化することが重要である。
　また、熱間加工の加熱時に粗大なＡｌＮが残留すると、ＴｉＮと同様、ピン止め粒子として作用する微細な析出物の生成を阻害する。
　しかし、ＡｌＮが固溶する温度は、ＴｉＮよりも低いため、ＴｉＮに比べて熱間圧延の加熱時に溶体化させることが容易である。さらに、熱間加工中や、その後の冷却時、ＡｌＮの析出、成長は、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物に比べて遅い。そのため、熱間加工の加熱時にＡｌＮの残留を防止することにより、肌焼鋼に含まれるＡｌＮの析出量を制限することできる。
　したがって、ＡｌＮの析出量が制限された本発明の肌焼鋼によれば、微細なＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物を利用して、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止することができる。
　さらに、Ｔｉ系析出物及びＮｂ系析出物のピン止め効果を安定して発揮させるには、熱間加工後の冷却過程で、オーステナイトからの拡散変態時にＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物を相界面析出させることが有効である。しかし、熱間圧延後の冷却過程でベイナイトが生成すると、析出物の相界面析出が困難になる。
　したがって、熱間圧延後の鋼の組織を制御し、ベイナイトの生成を抑制することが好ましく、ベイナイトを実質的に含まない組織とすることが更に好ましい。
　製造方法では、初めに、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの析出物が固溶するように鋼材を加熱することが必要である。特に、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工の加熱温度を高め、Ｔｉ系析出物及びＮｂ系析出物を固溶させることが重要である。
　次に、熱間加工後、すなわち、熱間圧延後や熱間鍛造後、Ｔｉ系析出物及びＮｂ系析出物の析出温度域を徐冷することが必要である。その結果、Ｔｉ系析出物及びＮｂ系析出物を肌焼鋼に微細に分散させることができる。
　また、浸炭焼入れ前の鋼材のフェライト粒は、過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなる。そのため、微細なフェライトを生成しないように、熱間圧延や熱間鍛造の仕上温度を制御することが必要である。
　また、本発明の肌焼鋼を歯車などに加工する場合、浸炭焼入れ前に鍛造及び歯切り切削による歯型成形が行われる。その際、ＭｎＳなどの硫化物は、冷間鍛造性を低下させるものの、歯切り切削には極めて有効である。すなわち、硫化物は、切削工具の摩耗による工具形状変化を抑制し、いわゆる工具寿命を延ばす効果を発現する。
　特に、歯車のような精密形状の場合、切削工具寿命が短いと、安定して歯型形状を成形することができない。そのため、切削工具寿命は、単に製造能率やコストだけでなく、部品の形状精度にも影響する。
　したがって、切削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。
　一方、熱間圧延や熱間鍛造では、特に粗大なＭｎＳなどの硫化物は延伸することが多い。さらに、硫化物の長さが増すと、部品中の欠陥として露見する確率も高くなり、部品性能を低下させることになる。そのため、硫化物の大きさだけでなく、延伸しないように、形状を制御することが重要である。
　なお、硫化物の粗大化を抑制するために、鋳造時の凝固速度を制御することが好ましい。
　ＭｎＳなどの軟質な硫化物を低減するためには、Ｔｉを添加し、ＴｉＣＳなどＴｉ系硫化物を生成させることも有効である。しかし、軟質なＭｎＳが減少すると、添加したＳが被削性の向上に寄与しなくなる。
　したがって、被削性を向上させるためにはＳの添加に加え、Ｔｉを添加した溶鋼中で軟質な硫化物を制御することが重要である。
　そこで、粗大粒を抑制するために必要なＡｌＮの制御、Ｔｉ添加、Ｓ量の制御、さらには、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの添加により、硫化物の形状を制御することが好ましい。
　被削性及び冷間加工性について、更に説明する。
　冷間加工時にはＭｎＳを中心とする硫化物は変形し、破壊の起点となる。特に、粗大なＭｎＳは限界圧縮率など、冷間鍛造性を低下させる。また、鋼中のＭｎＳが粗大であると、ＭｎＳの形状によっては、材質特性の異方性を生じる。
　肌焼鋼を、多種多様な複雑な部品に適用するためには、いずれの方向にも安定した機械的性質が要求される。そのため、本発明の肌焼鋼では、ＭｎＳを中心とする硫化物を微細にし、形状を略球状にすることが好ましい。また、鍛造などの冷間加工後も形状の変化が小さいことが更に好ましい。
　Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの添加は、微細な硫化物を分散させるために有効である。さらに、ＭｎＳにＺｒ、Ｍｇ、Ｃａなどが固溶すると、変形抵抗が高くなり、硫化物が容易に変形しなくなる。したがって、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａの添加は、延伸化の抑制にも極めて有効である。
　一方、被削性の観点からは、Ｓ量の増加が重要である。Ｓの添加により、切削時の工具寿命が向上し、この効果はＳ量の総量で決まり、硫化物の形状の影響は小さい。そのため、Ｓの添加量を増加させ、硫化物の形状を制御することにより、冷間鍛造性と被削性（工具寿命）を両立させることができる。
　肌焼鋼では、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生防止だけでなく、冷間加工性と被削性の確保も重要である。Ｓを増量すると被削性は向上するものの、冷間加工性の低下を招く。そこで、同一のＳ量で比較した場合に良好な冷間加工性を確保することも重要である。
　図１は、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制した粗大粒特性の良好な肌焼鋼について、被削性と冷間加工性との関係を比較したものである。本発明では、良好な粗大粒特性（粗大粒発生温度＞９７０℃）を維持しつつ、冷間加工性（限界圧縮率）と被削性（ドリル被削性ＶＬ１０００）を両立させることができる。図１では、右上方にあるほど被削性と冷間加工性のバランスに優れた良好な素材といえる。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　まず、成分組成について説明する。以下、質量％は、単に％と記載する。
　Ｃは、鋼の強度を上昇させる元素である。本発明では、引張強さを確保するため、０．１％以上のＣを添加する。Ｃ量は０．１５％以上が好ましい。一方、Ｃの含有量が０．５％を超えると、著しく硬化して冷間加工性が劣化するため、上限を０．５％とする。また、浸炭後の芯部の靭性を確保するためには、Ｃ量を０．４％以下にすることが好ましい。Ｃ量は０．３％以下が更に好ましい。
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、本発明では、０．０１％以上を添加する。また、Ｓｉは、鋼を強化し、焼入れ性を向上させる元素であり、０．０２％以上の添加が好ましい。さらに、Ｓｉは、粒界強度の増加に有効な元素であり、さらに軸受部品、転動部品においては、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。そのため、高強度化を指向する場合には、０．１％以上の添加が更に好ましい。特に転動疲労強度を高めるには、０．２％以上のＳｉの添加が好ましい。
　一方、Ｓｉ量が１．５％を超えると、硬化によって冷間鍛造などの冷間加工性が劣化するため、上限を１．５％とする。また、冷間加工性を高めるには、Ｓｉ量を０．５％以下にすることが好ましい。特に、冷間鍛造性を重視する場合は、Ｓｉ量は０．２５％以下が好ましい。
　Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であり、さらに鋼の強度、焼入れ性を高める元素であり、本発明では、０．３％以上を添加する。一方、Ｍｎ量が、１．８％を超えると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するため、１．８％を上限とする。Ｍｎ量の好適範囲は、０．５~１．２％である。なお、冷間鍛造性を重視する場合は、Ｍｎ量の上限を０．７５％にすることが好ましい。
　Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素である。本発明では、被削性を高めるため、Ｓの含有量を０．００１％以上とする。Ｓ量の好ましい下限は０．１％である。一方、Ｓ量が０．１５％を超えると粒界偏析によって粒界脆化を招くため、上限を０．１５％とする。また、高強度部品であることを考慮すると、Ｓ量は０．０５％以下が好ましい。さらに、強度や冷間加工性、さらにはそれらの安定性を考慮する場合は、Ｓ量を０．０３％以下にすることが好ましい。
　なお、従来、軸受部品、転動部品では、ＭｎＳが転動疲労寿命を劣化させるため、Ｓを低減する必要があるとされていた。しかし、本発明者らは、切削性の向上にはＳの含有量が大きく影響し、冷間加工性の向上には硫化物の形状が大きく影響すること見出した。本発明では、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａの１種又は２種以上の添加によって硫化物の形状を制御するため、Ｓ量を０．０１％以上とすることが可能である。被削性を重視する場合にはＳ量を０．０２％以上にすることが好ましい。
　Ｃｒは、鋼の強度、焼入れ性を向上させる有効な元素であり、本発明では、０．４％以上を添加する。さらに、軸受部品、転動部品においては、浸炭後の表層の残留γ量を増大させ、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であるため、０．７％以上の添加が好ましい。更に好ましいＣｒ量は１．０％以上である。一方、２．０％を超えてＣｒを添加すると、硬さの上昇によって冷間加工性が劣化するため、上限を２．０％とする。冷間鍛造性を高めるには、Ｃｒ量を１．５％以下にすることが好ましい。
　Ｔｉは、鋼中で炭化物、炭硫化物、窒化物などの析出物を生成する元素である。本発明では、微細なＴｉＣ、ＴｉＣＳを利用して浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するため、０．０５％以上のＴｉを添加する。Ｔｉ量の好ましい下限は０．１％である。一方、０．２％超のＴｉを添加すると、析出硬化によって冷間加工性が著しく劣化するため、Ｔｉ量の上限を０．２％とする。また、ＴｉＮの析出を抑制して転動疲労特性を向上させるには、Ｔｉ量を０．１５％以下にすることが好ましい。
　Ａｌは脱酸剤であり、０．００５％以上を添加することが好ましいが、これに限定されるものではない。一方、Ａｌ量が０．０４％を超えると、ＡｌＮが熱間加工の加熱によって溶体化せず、残存する。そのため、粗大なＡｌＮが、ＴｉやＮｂの析出物の析出核となり、微細な析出物の生成が阻害される。したがって、浸炭焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止するには、Ａｌ量を０．０４％以下にすることが必要である。
　Ｎは、窒化物を生成する元素である。本発明では、粗大なＴｉＮやＡｌＮの生成を抑制するため、Ｎ量の上限を０．００５０％にする。これは、粗大なＴｉＮやＡｌＮが、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物、ＮｂＣを主体とするＮｂ系炭窒化物などの析出核になり、微細な析出物の分散を阻害するためである。
　Ｐは、不純物であり、冷間加工時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素である。過剰に含有すると冷間鍛造性が劣化するため、Ｐの含有量を０．０２５％以下に制限することが必要である。また、結晶粒界の脆化を抑制し、疲労強度を向上させるには、Ｐの含有量を０．０１５％以下にすることが好ましい。
　Ｏは、不純物であり、鋼中で酸化物系介在物を形成し、加工性を損なうため、含有量を０．００２５％以下に制限する。また、本発明の肌焼鋼はＴｉを含有するため、Ｔｉを含む酸化物系介在物が生成し、これを析出核としてＴｉＣが析出する。酸化物系介在物が増加すると、熱間加工時に微細なＴｉＣの生成が抑制されることがある。
　したがって、ＴｉＣ、ＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を微細に分散させ、浸炭焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制するには、Ｏ量の上限を０．００２０％にすることが好ましい。
　さらに、軸受部品、転動部品は、酸化物系介在物を起点として転動疲労破壊が生じることがある。そのため、軸受部品、転動部品に適用する場合、転動寿命を向上させるために、Ｏ含有量を０．００１２％以下に制限することが好ましい。
　さらに、本発明の肌焼鋼は、硫化物の形態を制御するため、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａの１種又は２種以上を添加することが必要である。Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａは、略球状の硫化物を生成し、また、ＭｎＳの変形能を高めて熱間加工による延伸を抑制する。特に、Ｍｇ、Ｚｒは、微量に含有させても著しい効果を発現するため、副原料などにも注意を払うことが好ましい。さらに、Ｍｇ、Ｚｒの添加量を安定させるためには、Ｍｇ、Ｚｒを含む耐火物を用いることにより含有量を制御することが好ましい。
　Ｍｇは、酸化物及び硫化物を生成する元素である。Ｍｇの含有によって、ＭｇＳや、ＭｎＳとの複合硫化物（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓなどが生成し、ＭｎＳの延伸を抑制することができる。微量のＭｇはＭｎＳの形態の制御に有効であり、加工性を高めるために、０．０００２％以上のＭｇを添加することが好ましい。
　また、Ｍｇの酸化物は微細に分散し、ＭｎＳなどの硫化物の生成核となる。Ｍｇの酸化物を利用して、粗大な硫化物の生成を抑制するには、０．０００３％以上のＭｇの添加が好ましい。さらに、Ｍｇを添加すると、硫化物は若干硬質になり、熱間加工によって延伸されにくくなる。
　切削性の向上に寄与し、冷間加工性を損なわないように、硫化物の形状を制御するには、０．０００５％以上のＭｇを添加することが好ましい。なお、熱間鍛造は、微細な硫化物を均一に分散させる効果があり、冷間加工性の向上に有効である。
　一方、Ｍｇの酸化物は、溶鋼上に浮上しやすいため、歩留まりが低く、製造コストの観点から、Ｍｇの含有量の上限は０．００３％が好ましい。また、Ｍｇを過剰に添加すると、溶鋼中に多量の酸化物が生成し、耐火物への付着やノズルつまりなどの製鋼上のトラブルを引き起こすことがある。したがって、Ｍｇの添加量を０．００１％以下にすることが更に好ましい。
　Ｚｒは、酸化物、硫化物、窒化物を生成する元素である。微量のＺｒを添加すると溶鋼中でＴｉと複合して、微細な酸化物、硫化物及び窒化物を生成する。したがって、本発明では、Ｚｒの添加は、介在物及び析出物の制御には極めて有効である。介在物の形態を制御し、加工性を高めるには、０．０００２％以上のＺｒを添加することが好ましいが、これに限定されるものではない。
　Ｚｒ及びＴｉを含む酸化物、硫化物、窒化物は、凝固時にＭｎＳの析出核となる。これらのＺｒ及びＴｉを含む酸化物、硫化物、窒化物の周囲に析出したＭｎＳには、Ｚｒ、Ｔｉが溶け込み、変形能が低下する。したがって、ＭｎＳの変形を抑制し、熱間加工による延伸を防止するには、０．０００３％以上のＺｒを添加することが好ましい。
　一方、Ｚｒは高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ｚｒ量の上限を０．０１％にすることが好ましい。更に好ましいＺｒ量は、０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
　Ｃａは、酸化物、硫化物を生成する元素である。介在物の形態を制御し、加工性を高めるには、０．０００２％以上のＣａを添加することが好ましい。Ｃａの添加によって生成する、ＣａＳ、（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや、Ｔｉとの複合硫化物は、凝固時にＭｎＳの析出核となる。
　特に、Ｃａ及びＴｉを含む酸化物、硫化物の周囲に析出したＭｎＳには、Ｃａ、Ｔｉが溶け込み、変形能が低下する。したがって、ＭｎＳの変形を抑制し、熱間加工による延伸を防止するには、０．０００３％以上のＣａの添加が好ましい。
　一方、Ｍｇと同様、Ｃａを過剰に添加すると、酸化物の耐火物への付着やノズルつまりなどの製鋼上のトラブルを引き起こすことがある。したがって、Ｃａ量は０．００５％以下にすることが好ましい。
　また、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａのうち、２種以上を添加することが更に好ましく、略球状の硫化物を微細に分散させることができる。Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａの２種以上を添加する場合は、含有量の合計を、０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａの２種以上を添加する場合にも、耐火物への付着などを防止するために、含有量の合計を０．００６％以下にすることが好ましく、さらには０．００３％以下にすることが好ましい。
　さらに、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制するため、Ｔｉと同様に炭窒化物を生成するＮｂを添加することが好ましい。Ｎｂは、Ｔｉと同様、鋼中のＣ、Ｎと結びついて炭窒化物を生成する元素である。Ｎｂの添加により、Ｔｉ系析出物による粗大粒の発生を抑制する効果が更に顕著になる。Ｎｂの添加量が微量であっても、Ｎｂを添加しない場合に比べて、粗大粒の防止には極めて有効である。
　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。浸炭焼入れの加熱の際に粗大粒の発生を抑制するには、０．０１％以上のＮｂの添加が好ましいが、これに限定されるものではない。一方、Ｎｂを０．０４％以上添加にすると鋼が硬化し、冷間加工性、特に冷間鍛造性や、切削性、さらには、浸炭特性が劣化することがある。したがって、Ｎｂの添加量は、０．０４％未満にすることが好ましい。冷間鍛造性等の冷間加工性、切削性を重視する場合、Ｎｂ量の好適な上限は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量の好適な上限は０．０２％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の添加量とＴｉの添加量の合計を調整することが好ましく、Ｔｉ＋Ｎｂの好適範囲は、０．０７％以上、０．１７％未満である。特に、高温浸炭や、冷鍛部品において、Ｔｉ＋Ｎｂの好ましい範囲は０．０９％超、０．１７％未満である。
　さらに、鋼の強度、焼入れ性を向上させるために、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂの１種又は２種以上を添加してもよい。
　Ｍｏは、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素である。本発明では、浸炭部品の表層の残留γの量を増大させ、さらには、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を図るためにも有効である。しかし、１．５％を超えるＭｏを添加すると、硬さの上昇によって、切削性、冷間鍛造性が劣化することがある。
　したがって、Ｍｏの含有量を、１．５％以下にすることが好ましい。Ｍｏ量は高価な元素であり、製造コストの観点から、０．５％以下にすることが更に好ましい。
　Ｎｉは、Ｍｏと同様、鋼の強度及び焼入れ性の向上に有効な元素である。しかし、３．５％を超えてＮｉを添加すると、硬さの上昇によって切削性、冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ｎｉの含有量を３．５％以下にすることが好ましい。Ｎｉも高価な元素であり、製造コストの観点から、好適な上限は２．０％である。Ｎｉ量の更に好適な上限は１．０％である。
　Ｖは、鋼中に固溶すると、強度及び焼入れ性を向上させる元素である。Ｖ量が、０．５％を超えると、硬さの上昇によって切削性、冷間鍛造性が劣化することがあるため、含有量の上限を０．５％にすることが好ましい。Ｖ量の好適な上限は、０．２％である。
　Ｂは、微量の添加で、鋼の焼入れ性を高める有効な元素である。また、Ｂは、熱間圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、軟質化を促進する。さらに、浸炭部品の粒界強度を向上させ、疲労強度、衝撃強度の向上にも有効である。しかし、０．００５％を超えてＢを添加すると、効果が飽和し、衝撃強度を劣化させることがあるため、含有量の上限は０．００５％が好ましい。Ｂ量の好適な上限は、０．００３％である。
　なお、Ｓｉ、Ｃｒの添加、さらにはＭｏの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、材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の表層における残留オーステナイト（残留γ）が３０~４０％の時に特に大きい。表層の残留γ量を３０~４０％の範囲に制御するには、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。
　表層の残留γ量を３０~４０％にするには、表層の窒素濃度が０．２~０．６％の範囲になるように浸炭浸窒処理を行うことが好ましい。なお、この場合、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９~１．３％の範囲とすることが望ましい。
　また、本発明の肌焼鋼は、浸炭焼入れの際に表層に侵入する炭素及び窒素と固溶Ｔｉとが反応し、浸炭層に微細なＴｉ（Ｃ，Ｎ）が多量に析出する。特に、軸受部品、転動部品では、表層のＴｉ（Ｃ，Ｎ）によって転動疲労寿命が向上する。
　したがって、転動疲労寿命を高めるには、浸炭時の炭素ポテンシャルを０．９~１．３％とすることが好ましい。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では、表面の窒素濃度が０．２~０．６％の範囲になるように条件を設定することが好ましい。
　次に、本発明の肌焼鋼に含まれる析出物のうち、ＡｌＮ、硫化物について説明する。
　ＡｌＮは、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物の析出核となり、微細な析出物の生成を阻害する。したがって、本発明では、肌焼鋼に含まれるＡｌＮの析出量を制限することが必要である。ＡｌＮの析出量が過剰であると、浸炭焼入れ時に粗大粒の発生が懸念されるため、肌焼鋼のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限する。ＡｌＮの析出量の好適な上限は、０．００５％である。
　肌焼鋼のＡｌＮの析出量を抑制するには、熱間加工の加熱温度を高め、溶体化を促進することが必要である。本発明の肌焼鋼はＮ量を制限しているため、ＡｌＮが溶体化する温度に加熱すると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物も溶体化することができる。
　なお、ＡｌＮの析出量は、抽出残渣を化学分析することによって測定することができる。抽出残渣は、臭素メタノール溶液で鋼を溶解し、０．２μｍのフィルターで濾過して、採取する。なお、０．２μｍのフィルターを用いても、濾過の過程で析出物によってフィルターが目詰まりを起こすため、０．２μｍ以下の微細な析出物の抽出も可能である。
　ＭｎＳは、切削性の向上には有用であるため、密度を確保することが必要である。一方、延伸した粗大なＭｎＳは冷間加工性を損なうため、サイズ及び形状を制御することが必要である。
　本発明者らは、Ｓの含有量、ＭｎＳのサイズ及び形状と、切削性及び冷間加工性との関係について検討を行った。
　その結果、光学顕微鏡で観察されるＭｎＳの円相当径が２０μｍを超え、アスペクト比が３を超えると、冷間加工の際に割れが発生する起点になることがわかった。
　ＭｎＳの円相当径は、ＭｎＳの面積と等しい円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。アスペクト比は、ＭｎＳの長さをＭｎＳの厚さで除した比である。
　次に、本発明者らは、硫化物の分布の影響について検討を行った。直径が３０ｍｍの熱間圧延材のＭｎＳを走査型電子顕微鏡で観察し、サイズ、アスペクト比及び密度と、冷間加工性及び切削性との関係について整理した。ＭｎＳの観察は、圧延方向と平行な断面の表面から、１／２半径部で行った。１ｍｍ×１ｍｍの面積を１０視野観察し、存在する硫化物系介在物の円相当径、アスペクト比、個数を求めた。なお、介在物が硫化物であることは、走査電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析によって確認した。
　円相当径で２０μｍを超え、かつアスペクト比が３を超えるＭｎＳの個数を計測し、面積で除して密度ｄを求めた。この硫化物の密度ｄは、Ｓ量の影響を受けるため、切削性と冷間加工性とを両立させるために、下記式を満たすことが必要であることがわかった。
　ｄ≦１７００［Ｓ］＋２０（個／ｍｍ２）
　ここで、［Ｓ］は、Ｓの含有量（質量％）を示している。さらに、粗大なＴｉ系析出物が鋼中に存在すると接触疲労破壊の起点となり、疲労特性が劣化することがある。
　接触疲労強度は、浸炭部品の要求特性であり、転動疲労特性や面疲労強度である。接触疲労強度を高めるには、Ｔｉ系析出物の最大直径を４０μｍ未満とすることが好ましい。
　Ｔｉ系析出物の最大直径は、肌焼鋼の長手方向の断面において、検査基準面積を１００ｍｍ２、検査回数を１６視野、予測を行う面積を３００００ｍｍ２とし、測定された極値統計によって求める。
　極値統計による析出物の最大直径の測定方法は、例えば、村上敬宜、「金属疲労　微小欠陥と介在物の影響」、養賢堂、ｐｐ．２３３~２３９（１９９３年）に記載されているように、一定面積内、すなわち、予測を行う面積（３００００ｍｍ２）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。
　極値確率用紙にプロットし、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、予測を行う面積における最大析出物の直径を予測する。
　次に、本発明の肌焼鋼の組織について説明する。
　肌焼鋼のベイナイトの組織分率は３０％以下に制限することが好ましい。これは、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するには、粒界に微細な析出物を生成させることが好ましいためである。すなわち、熱間加工後の冷却時に生成するベイナイトの組織分率が３０％を超えると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物を相界面析出させることが難しくなる。
　ベイナイトの組織分率を３０％以下に抑制することは、冷間加工性を改善するためにも有効である。
　高温浸炭など、粗大粒防止に対して条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率の上限を２０％にすることが好ましく、１０％以下が更に好ましい。さらに、冷間鍛造後、高温浸炭を行う場合などは、ベイナイトの組織分率の上限は５％以下が好ましい。
　本発明の肌焼鋼のフェライト粒は、過度に微細であると、粗大粒が発生しやすくなる。これは、浸炭焼入れ時にオーステナイト粒が過度に微細化するためである。特に、フェライトの粒度番号がＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定される１１を超えると粗大粒が発生しやすくなる。一方、肌焼鋼のフェライトの粒度番号が、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定される８未満になると、延性が低下し、冷間加工性を損なうことがある。したがって、肌焼鋼のフェライトの粒度番号は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定される８~１１の範囲内にすることが好ましい。
　次に、本発明の肌焼鋼の製造方法について説明する。
　鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、鋼材を得る。鋼材に、熱間加工、すなわち、熱間圧延や熱間鍛造を施し、線材又は棒鋼を製造する。
　鋼材の硫化物は、溶鋼中又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。したがって、硫化物の粗大化を防止するためには、凝固時の冷却速度を制御することが重要である。
　凝固時の冷却速度は、図２に示す鋳片断面上で鋳片幅Ｗの中心線上で、表面から厚さ方向中心線までの距離の１／２部（表面から鋳片厚さＴに対して表面からＴ／４の位置）における冷却速度と定義する。硫化物の粗大化を抑制するには、凝固時の冷却速度を３℃／分以上にすることが好ましい。好ましくは５℃／分以上、更に好ましくは１０℃／分以上である。なお、凝固時の冷却速度は、デンドライト２次アーム間隔によって確認することができる。
　鋳片は、そのまま再加熱し、熱間加工を行って肌焼鋼を製造するか、又は、分塊工程によって得られた素材を再加熱し、熱間加工を行って、肌焼鋼を製造する。一般に、鋳片を分塊圧延によってビレットに成形し、室温に冷却した後、再加熱し、肌焼鋼を製造する。さらに、歯車などの部品製造では熱間鍛造が加わる場合もある。その際、分塊圧延では１１５０℃以上の高温で１０分以上保持し、Ｔｉ、Ｎｂ系の析出物を固溶させることが好ましい。
　肌焼鋼を製造するため、鋼材を加熱する。加熱温度が１１５０℃未満であると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物及びＡｌＮを鋼中に固溶させることができず、粗大なＴｉ系析出物、Ｎｂ系析出物、ＡｌＮが残存する。
　熱間加工後の肌焼鋼に、微細なＴｉ系析出物や、Ｎｂ系析出物を分散させ、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制するためには、加熱温度を１１５０℃以上にすることが必要である。好適な加熱温度の下限は、１１８０℃以上である。
　加熱温度の上限は規定しないが、加熱炉の負荷を考慮すると、１３００℃以下が好ましい。鋼材の温度を均一にし、析出物を固溶させるために、保持時間は１０分以上が好ましい。保持時間は、生産性の観点から、６０分以下が好ましい。
　熱間加工の仕上温度は、８４０℃未満では、フェライトの結晶粒が微細になり、浸炭焼入れ時に粗大粒が発生しやすくなる。一方、仕上温度が１０００℃を超えると、硬化して冷間加工性が劣化する。したがって、熱間加工の仕上温度を８４０~１０００℃とする。なお、仕上温度の好ましい範囲は、９００~９７０℃であり、更に好ましい範囲は９２０~９５０℃である。
　熱間加工後の冷却条件は、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物を微細に分散させるために、重要である。Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物の析出が促進される温度範囲は、５００~８００℃である。したがって、８００℃から５００℃までの温度範囲を１℃／秒以下で徐冷し、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物の生成を促進する。
　冷却速度が１℃／秒を超えると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物の析出温度域を通過する時間が短くなり、微細な析出物の生成が不十分となる。また、冷却速度が速くなると、ベイナイトの組織分率が大きくなる。また、冷却速度が大きいと肌焼鋼が硬化し、冷間加工性が劣化するため、冷却速度は０．７℃／秒以下が好ましい。
　なお、冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバー又は熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。
　本発明の肌焼鋼は、冷間鍛造工程で製造される部品、熱間鍛造で製造される部品いずれにも適用可能である。熱間鍛造工程は、例えば、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−必要により研削又は研磨という工程が挙げられる。
　本発明の肌焼鋼を用いて、例えば１１５０℃以上の加熱温度で熱間鍛造を行い、その後必要に応じて焼準処理を行うことにより、９５０~１０９０℃の温度域での高温浸炭を施しても、粗大粒の発生を抑制することができる。例えば、軸受部品、転動部品の場合、高温浸炭を行っても、優れた転動疲労特性が得られる。
　浸炭焼入れは、特に限定しないが、軸受部品、転動部品において、高い転動疲労寿命を指向する場合には、炭素ポテンシャルを０．９~１．３％に設定することが好ましい。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も有効で、表面の窒素濃度が０．２~０．６％の範囲になるような条件が適切である。これらの条件を選択することにより、浸炭層に微細なＴｉ（Ｃ，Ｎ）が多量に析出し、転動寿命が向上する。
　表１~３に示す成分組成を有する鋼を溶製し、凝固冷速を１０~１１℃／分として鋳造した。表１~３の成分の空欄は意図的に添加しないことを意味し、下線は本発明の範囲外であることを意味する。
　凝固冷速は、あらかじめ、種々のサイズの鋳片を鋳造する際の冷却条件と凝固冷速の関係を整理したデータに基づいて調整した。一部の鋳片の凝固冷速は、デンドライト２次アーム間隔によって１０~１１℃／分の範囲内であることを確認した。一部の鋳片には、必要に応じて、分塊圧延を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　次に、熱間加工を行い、直径２４~３０ｍｍの棒鋼を製造した。棒鋼のミクロ観察を行い、ベイナイト分率の測定、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１の規定に準拠し、フェライトの粒度番号を測定した。ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠してビッカース硬さを測定し、冷間加工性や被削性の指標とした。ＡｌＮの析出量を化学分析により求めた。
　また、極値統計法によるＴｉ系析出物の最大直径の予測を行った。表４~６に、熱間加工の加熱温度、仕上温度、冷却速度、ベイナイト分率、フェライトの粒度番号、ＡｌＮの析出量、Ｔｉ系析出物の最大直径、ビッカース硬さを示す。なお、冷却速度は５００~８００℃の範囲の冷却速度であり、８００℃から５００℃までの冷却に要した時間から求めた。
　Ｔｉ系析出物の最大直径は、次のようにして求めた。光学顕微鏡によって金属組織を観察し、コントラストによって析出物の判別を行った。なお、析出物のコントラストは、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置を用いて確認した。
　試験片の長手方向の断面において、検査基準面積１００ｍｍ２（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。
　これを、各々の各検査基準面積１００ｍｍ２の１６視野について、１６回繰り返し行った。このように、検査回数を１６視野として、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。なお、楕円形の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直径の１６個のデータを、村上敬宜、「金属疲労　微小欠陥と介在物の影響」、養賢堂、ｐｐ．２３３~２３９（１９９３年）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、すなわち、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し、予測を行う面積（３００００ｍｍ２）における最大析出物の直径を求めた。
　また、冷間鍛造による冷間加工性を評価するため、焼鈍を施した後、据え込み試験を行った。図３に示す溝入れ試験片を採取し、割れ発生までの限界圧縮率を測定した。圧縮率を変更して１０個の試験片を用いて割れ発生の確率を求め、確率が５０％となった際の圧縮率を限界圧縮率とした。
　この限界圧縮率が高いほど鍛造性が良好であると評価する。本試験法は冷間鍛造に近い評価方法であるが、熱間鍛造での鍛造性に対する硫化物の影響を示す指標とも考えられた。
　被削性は、ドリルの折損までの寿命を求める試験を行って評価した。なお、穿孔は、直径が３ｍｍのハイスストレートドリルを用い、送り０．２５ｍｍ、穴深さ９ｍｍ、ドリル突き出し量３５ｍｍとし、水溶性切削油を使用して行った。
　ドリルの周速は、１０~７０ｍ／分の範囲内で一定にして、穿孔しながら折損までの累積穴深さを測定した。ここで、累積穴深さは、１個の穴深さと穿孔穴個数との積である。
　ドリルの周速を変化させて同様の測定を行い。累積穴深さが１０００ｍｍを超えるドリルの周速のうち、最大値をＶＬ１０００として求めた。ＶＬ１０００が大きいほど工具寿命が良好で、被削性に優れた材料と評価される。
　また、粗大粒特性の評価は、球状化焼鈍後の棒鋼から試験片を採取し、冷間で圧下率５０％の据え込み鍛造を行った後、浸炭焼入れを模擬した熱処理（浸炭シミュレーションという。）を施し、旧オーステナイト粒径を測定して評価した。
　浸炭シミュレーションは、９１０~１０１０℃に加熱し、５時間保持し、水冷する熱処理である。旧オーステナイト粒度の測定は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準じて行った。
　旧オーステナイト粒径を測定し、粗大粒が発生した温度（粗大化温度）を求めた。なお、旧オーステナイト粒径は、４００倍で１０視野程度観察を行って測定し、粒度番号が５以下の粗粒が１つでも存在すれば粗粒発生と判定した。
　浸炭焼入れ処理の加熱温度は、通常、９３０~９５０℃であるため、粗粒化温度が９５０℃以下のものは結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。
　次に、圧下率を５０％とし、冷間鍛造を行い、直径１２．２ｍｍの円柱状の転動疲労試験片を採取し、浸炭焼入れを行った。浸炭焼入れは、炭素ポテンシャルが０．８％の雰囲気中で、９５０℃に加熱し、５時間保持し、温度が１３０℃の油に焼入れて行った。さらに、１８０℃で２時間保持し、焼戻しを行った。これらの浸炭焼入れ材について、浸炭層のγ粒度（浸炭層オーステナイト粒度番号）をＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準じて調査した。
　さらに、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。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。ただし、圧下率５０％で割れが多発した材料はその後の疲労試験は行わなかった。
　これらの調査結果をまとめて、表４~６に示す。転動疲労寿命はＮｏ．５５（比較例）のＬ１０寿命を１とし、各材料のＬ１０寿命の相対値を示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　本発明例の結晶粒粗大化温度は９９０℃以上であり、９５０℃浸炭材のγ粒も細整粒であり、転動疲労特性も優れていることが明らかである。冷間鍛造性と被削性についても同様のＳ量の比較例を比べると優れることが明らかである。
　一方、比較例であるＮｏ．５５は、ＪＩＳに規定されるＳＣｒ４２０に相当し、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａを含有しないため、粗大化温度が低く、γ粒が粗大化している。
　また、Ｎｏ．５６~５８は、Ｔｉによる粗大粒防止効果は認められたものの、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａを含有しないため、被削性に劣り、さらに冷間鍛造性も十分ではない。
　Ｎｏ．５９及び６０は、Ｓを増量して被削性の改善を図った例であるが、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａを含有しないため、硫化物が延伸し、冷間鍛造性が劣っている。
　Ｎｏ．８４~８９は、ＭｏやＮｂを添加し、焼入れ性を向上させた例であり、Ｎｏ．８７は、ＪＩＳに規定されるＳＣＭ４２０に相当する。しかし、Ｎｏ．８７は、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａを含有しないため、粗大化温度が低く、γ粒が粗大化している。また、Ｎｏ．８４~８６、８８及び８９は、Ｔｉによる粗大粒防止効果は認められたものの、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａを含有しないため、被削性に劣り、さらに冷間鍛造性も十分ではない。
　Ｎｏ．７１~７６は、Ｎの含有量が多く、Ｔｉ系析出物が粗大になり、粗大粒の生成が顕著に見られる。また、Ｎｏ．７１~７３は、浸炭部品の転動疲労特性が低下し、Ｎｏ．７４~７６は、冷間鍛造性に劣り、転動疲労試験を行わなかった例である。
　Ｎｏ．８０は、Ｏ含有量が多く、粗大粒が生成し、転動疲労特性も良くない。
　Ｎｏ．７７は、Ｔｉ含有量が少なく、Ｔｉのピン止め効果が小さいため、粗大化温度が低下している。
　Ｎｏ．７８は、Ｔｉ含有量が多く、Ｔｉ系析出物が粗大化し、粗大化温度が低下し、ＴｉＣの析出硬化によって冷間加工性が劣化している。また、Ｎｏ．７８は、Ｔｉ系析出物の溶体化が不十分になり、浸炭部品の転動疲労特性も低下している。
　Ｎｏ．７９は、Ｎｂ含有量が多く、析出硬化によって冷間加工性が劣化し、粗大粒防止特性も劣っている。
　Ｎｏ．６１~７０は、加熱温度が低く、Ｔｉ系析出物やＮｂ系析出物の固溶が不十分になり、粗大粒防止効果に劣る。
　Ｎｏ．８１は、熱間圧延後の冷却速度が速く、熱間加工後のベイナイト組織分率が増加し、粗大粒が生成している。
　Ｎｏ．８２は、熱間加工の仕上温度が高く、フェライト結晶粒度が粗大になり、粗大粒防止特性が劣化している。
　Ｎｏ．８３は、熱間加工の仕上温度が低く、フェライト結晶粒度が微細になり、粗大粒防止特性は劣る。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１~０．５％、
    　Ｓｉ：０．０１~１．５％、
    　Ｍｎ：０．３~１．８％、
    　Ｓ：０．００１~０．１５％、
    　Ｃｒ：０．４~２．０％、
    　Ｔｉ：０．０５~０．２％
    を含有し、
    　Ａｌ：０．０４％以下、
    　Ｎ：０．００５０％以下、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｏ：０．００２５％以下
    に制限し、さらに、
    　Ｍｇ：０．００３％以下、
    　Ｚｒ：０．０１％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、円相当径が２０μｍ超、アスペクト比が３超で硫化物の密度ｄ（個／ｍｍ２）と、Ｓの含有量［Ｓ］（質量％）とが
    　ｄ≦１７００［Ｓ］＋２０
    を満足することを特徴とする冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
  2. 　さらに、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０４％未満
    を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
  3. 　さらに、質量％で、
    　Ｍｏ：１．５％以下、
    　Ｎｉ：３．５％以下、
    　Ｖ：０．５％以下、
    　Ｂ：０．００５％以下
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
  4. 　ベイナイトの組織分率を３０％以下に制限したことを特徴とする請求項１~３のいずれか１項に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
  5. 　フェライトの粒度番号がＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定される８~１１であることを特徴とする請求項１~４のいずれか１項に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
  6. 　Ｔｉ系析出物の最大直径が４０μｍ以下であることを特徴とする請求項１~５のいずれか１項に記載の冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼。
  7. 　請求項１~３のいずれか１項に記載の成分からなる鋼材を、１１５０℃以上に加熱し、仕上温度を８４０~１０００℃として熱間加工し、８００~５００℃の温度範囲を１℃／秒以下で冷却することを特徴とする冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
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