WO2011040587A1 - 機械構造用鋼とその製造方法、及び、肌焼鋼部品とその製造方法 - Google Patents

機械構造用鋼とその製造方法、及び、肌焼鋼部品とその製造方法 Download PDF

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武広 土田
智一 増田
睦久 永濱
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a machine structural steel used for machining to produce machine structural parts, a method for producing the same, and a case-hardened steel part obtained by carburizing or carbonitriding after cutting into a part shape, and It relates to the manufacturing method.
  • Machine structural parts such as gears, shafts, pulleys, constant velocity joints, etc. used in various gear transmissions including automobile transmissions and differential gears, as well as crankshafts and connecting rods, are forged into steel for machine structural use.
  • a final shape (part shape) is finished by performing a cutting process. Since the cost required for cutting accounts for a large proportion of the total production cost, the machine structural steel is required to have good machinability. Further, it is desired that the mechanical structural component is excellent in fatigue characteristics (particularly, pitting resistance). Therefore, machine structural parts are finished to the final shape (part shape) by cutting, and then the surface of carburizing treatment or carbonitriding treatment (including atmospheric pressure, low pressure, vacuum, plasma atmosphere) to improve fatigue characteristics It is manufactured after being cured.
  • carburizing treatment or carbonitriding treatment including atmospheric pressure, low pressure, vacuum, plasma atmosphere
  • Patent Document 1 proposes an intermittent high-speed cutting steel containing Al: 0.04 to 0.20% and O: 0.0030% or less.
  • Al oxide is deposited on the tool surface by intermittently cutting steel with a high Al content at a high speed, thereby improving the tool life.
  • the steel for intermittent high-speed cutting is often intended for high-speed intermittent cutting with a cutting speed of 200 m / min or more, and low-speed intermittent cutting such as hobbing is not intended.
  • a tool used for cutting there is a tool obtained by coating a cemented carbide with AlTiN or the like in addition to the above-described high-speed tool (hereinafter, sometimes referred to as “carbide tool”).
  • This carbide tool is often applied to continuous cutting such as turning because there is a problem that “chip” tends to occur when applied to a normalizing material.
  • Continuous cutting by turning or the like is usually performed at a cutting speed exceeding 150 m / min, and in many cases at a high speed of 200 m / min or more.
  • the cutting mechanism is different between the intermittent cutting and the continuous cutting, and a tool corresponding to each cutting is selected.
  • steel for machine structure as a work material exhibits good machinability in any cutting.
  • surface hardening treatment such as carburizing treatment and carbonitriding treatment (including atmospheric pressure, low pressure, vacuum and plasma atmosphere) is performed, and further heat treatment such as quenching and tempering and induction hardening is performed.
  • further heat treatment such as quenching and tempering and induction hardening is performed.
  • the toughness decreases and the impact properties may deteriorate.
  • Patent Document 2 proposes a steel for machine structure containing Al in a range of more than 0.1% and 0.3% or less.
  • the machinability and impact characteristics can be improved by reducing the amount of solid solution N, and the proper amount of solid solution Al and AlN effective for the machinability improvement effect can be secured by optimizing the Al content. It is disclosed that effective cutting performance can be obtained for a wide cutting speed range from low speed to high speed.
  • the impact characteristics of mechanical structural steel are evaluated by measuring the absorbed energy by the Charpy impact test. However, the absorbed energy achieved in this document does not reach 50 J / cm 2 , and further improvement in impact characteristics is required.
  • Patent Document 3 proposes a machine structural steel showing In this technique, the machinability and impact characteristics are improved by appropriately controlling the content of Cr and Al and the ratio of these contents.
  • machine structure parts that have been finished to a final shape and then subjected to surface hardening treatment such as carburizing treatment or carbonitriding treatment are also desired to have excellent fatigue characteristics (particularly pitting resistance). It is.
  • Patent Document 4 is known as a technique for providing a case-hardened steel subjected to surface hardening treatment.
  • the amount of AlN precipitation after hot rolling is limited to 0.01% or less, and not using AlN or NbN as pinning particles in order to prevent coarsening of crystal grains during carburizing.
  • Ti-based precipitates mainly composed of TiC and TiCS are utilized.
  • the maximum size of Ti precipitates is reduced.
  • this technique regulates the Al content in a small range of 0.005 to 0.05%, and is not a technique for improving the fatigue characteristics of case-hardened steel parts containing Al in a range of 0.1% or more.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-342539 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-13788 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-30160 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-240175
  • the first object of the present invention is a method different from the above-mentioned Patent Document 3 proposed previously by the present applicant, and has excellent machinability in intermittent cutting (for example, hobbing) at a low speed using a high-speed tool.
  • the tool life has been extended), and excellent machinability (especially tool life extension) has been demonstrated even in continuous cutting (for example, turning) at high speeds using carbide tools, and further quenching and tempering.
  • Another object of the present invention is to provide a mechanical structural steel that exhibits excellent impact characteristics even after heat treatment such as the above, and a method for producing the same.
  • the second object of the present invention is a case-hardened steel product obtained by carburizing or carbonitriding, which is excellent in fatigue characteristics (particularly, pitting resistance), and a method for producing the same. There is to do.
  • the steel for machine structural use according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.05 to 0.8% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 0.03 to 2%, Mn: 0 2 to 1.8%, Al: 0.1 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.008%, N: 0.002 to 0.015%, P: 0.03% The following are satisfied (excluding 0%), S: 0.03% or less (not including 0%), O: 0.002% or less (not including 0%), and the balance is made of iron and inevitable impurities. It is a steel and has a gist in that the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN precipitated in the steel is 0.020 to 0.2.
  • the number ratio of BN precipitated in the prior austenite grain boundaries and BN precipitated in the prior austenite grains is 0.50 or less. It is preferable.
  • the steel for machine structure is still another element, (A) Cr: 3% or less (excluding 0%), (B) Mo: 1% or less (excluding 0%), (C) Nb: 0.15% or less (excluding 0%), (D) Zr: 0.02% or less (not including 0%), Hf: 0.02% or less (not including 0%), Ta: 0.02% or less (not including 0%), and Ti : At least one selected from the group consisting of 0.02% or less (excluding 0%), (E) V: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 3% or less (not including 0%), and Ni: 3% or less (not including 0%) At least one, Etc. may be contained.
  • the steel for machine structural use according to the present invention includes a heating step of heating steel satisfying the above component composition to 1100 ° C. or higher, a holding step of holding the steel in a temperature range of 900 to 1050 ° C. for 150 seconds or longer after the heating step, After the holding step, it can be manufactured by a manufacturing method including a cooling step of cooling from 900 ° C. to 700 ° C. at an average cooling rate of 0.05 to 10 ° C./second. In addition, after the heating step, a hot working step of hot working at 1000 ° C. or higher is performed, and a total of 150 seconds or more in total of the processing time in the hot working step and the holding time in the holding step It is good.
  • the case-hardened steel parts according to the present invention that have solved the above problems are: C: 0.05 to 0.8%, Si: 0.03 to 2%, Mn: 0.2 to 1.8%, Al : 0.1 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.008%, N: 0.002 to 0.015%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.03% or less (excluding 0%), O: 0.002% or less (not including 0%), and carburizing or carbonitriding of steel consisting of iron and inevitable impurities as the balance It is a steel part and has a gist in that the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN precipitated on the part surface is 0.01 or less (not including 0).
  • the case-hardened steel parts are further added as other elements, (A) Cr: 3% or less (excluding 0%), (B) Mo: 1% or less (excluding 0%), (C) Nb: 0.15% or less (excluding 0%), (D) Zr: 0.02% or less (not including 0%), Hf: 0.02% or less (not including 0%), Ta: 0.02% or less (not including 0%), and Ti : At least one element selected from the group consisting of 0.02% or less (not including 0%), (e) V: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 3% or less (0 %) And Ni: 3% or less (not including 0%), and at least one element selected from the group consisting of 0% or less may be included.
  • the case-hardened steel part according to the present invention includes a cutting process for cutting steel that satisfies the above component composition into a part shape, a surface processing process for carburizing or carbonitriding the cut part, and carburizing or And a cooling step of cooling after the carbonitriding step, and cooling in the cooling step from 900 ° C. to 800 ° C. at an average cooling rate of 0.10 ° C./second or less (not including 0 ° C./second). Can be manufactured.
  • the case-hardened steel part of the present invention can be produced more efficiently by using the machine structural steel of the present invention with improved machinability (particularly the tool life) when cutting into a part shape. It becomes.
  • BN is positively precipitated while suppressing the precipitation of AlN, and the mass ratio of BN and AlN precipitated in the steel (BN / AlN) is within an appropriate range. Because of the adjustment, the machine structure exhibits excellent machinability (especially extension of tool life) in both intermittent cutting at low speed and continuous cutting at high speed, and excellent impact characteristics even after heat treatment Steel and its manufacturing method can be provided.
  • the mass ratio of BN and AlN (BN / AlN) deposited on the part surface is suppressed to 0.01 or less by appropriately controlling the carburizing or carbonitriding conditions. Therefore, a case-hardened steel part having excellent fatigue characteristics (particularly pitting resistance) can be provided.
  • FIG. 1A and 1B are explanatory views showing a state of a test piece when a Komatsu roller pitching test is performed, in which FIG. 1A is an overall view, and FIG. 1B is a view seen from the direction of arrow A in FIG.
  • the steel for machine structure of the present invention will be described.
  • the inventors have demonstrated excellent machinability (particularly extension of tool life) in both intermittent cutting at low speed and continuous cutting at high speed, and excellent impact even when subjected to heat treatment such as quenching and tempering.
  • heat treatment such as quenching and tempering.
  • both the intermittent cutting and continuous cutting can be achieved if the mass ratio of BN and AlN (BN / AlN) deposited in the steel is appropriately controlled while appropriately adjusting the chemical composition of the mechanical structural steel.
  • the present invention has been completed by finding that it exhibits good machinability and can improve impact characteristics after heat treatment.
  • the steel for mechanical structure of the present invention has C: 0.05 to 0.8%, Si: 0.03 to 2%, Mn: 0.2 to 1.8%, Al: 0.1 to 0.5% , B: 0.0005 to 0.008%, and N: 0.002 to 0.015%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.03% or less ( 0% is not included) and O: 0.002% or less (not including 0%) is satisfied.
  • the reason for specifying such a range is as follows.
  • C is an element necessary for ensuring strength, and it is necessary to contain 0.05% or more. Preferably it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.15% or more. However, when the C content is excessive, the hardness is excessively increased and the machinability and toughness are reduced. Therefore, the C content is 0.8% or less. Preferably it is 0.6% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • Si is an element that acts as a deoxidizing element and improves internal quality, and should be contained in an amount of 0.03% or more. Preferably it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.15% or more. However, when the Si content is excessive, hot workability and cold workability when processing into a part shape deteriorate, grain boundary oxidation during carburizing or carbonitriding performed after cutting into a part shape, etc. Abnormal tissue may be generated. Therefore, the amount of Si needs to be 2% or less, preferably 1.5% or less, more preferably 1% or less, and still more preferably 0.6% or less.
  • Mn is an element that improves the hardenability and increases the strength, and should be contained by 0.2% or more. Preferably it is 0.4% or more, More preferably, it is 0.5% or more. However, if the Mn content is excessive, the hardenability is excessively improved, and even after normalization, a supercooled structure is generated and the machinability is lowered. Therefore, the amount of Mn needs to be 1.8% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1% or less.
  • Al is an element necessary for improving machinability when interrupted by being present in a solid solution state in steel.
  • AlN precipitated by bonding with N suppresses abnormal growth of crystal grains during carburizing or carbonitriding after cutting into a part shape, and prevents impact characteristics from deteriorating due to reduced toughness.
  • Al is an element having a deoxidizing action and is an element necessary for improving the internal quality. Therefore, in the present invention, Al is contained in an amount of 0.1% or more, preferably 0.13% or more. However, if Al is contained excessively and a large amount of AlN is precipitated, the machinability at the time of continuous cutting deteriorates. Excessive AlN also reduces hot workability when processing into a part shape. Therefore, the Al content is 0.5% or less, preferably 0.4% or less, and more preferably 0.35% or less.
  • B is an element that combines with N to precipitate BN in steel and contributes to improving both the machinability when interrupted and the machinability when continuously cut. Moreover, since the amount of solute N can be adjusted in a small direction by precipitating BN, the hot workability when processing into a component shape can also be improved. Further, B is an element that improves the hardenability and increases the grain boundary strength and contributes to the improvement of the strength of the machine structural component when heat treatment such as quenching and tempering is performed after the cutting. Therefore, the amount of B must be 0.0005% or more. Preferably it is 0.0007% or more, More preferably, it is 0.0010% or more. However, when it contains excessively, it will become hard too much and machinability will fall. Therefore, the B content needs to be 0.008% or less, preferably 0.006% or less, more preferably 0.0035% or less.
  • N is an element that combines with B to precipitate BN in steel and contributes to improvement of machinability during intermittent cutting and continuous cutting as described above.
  • N is an element that contributes to preventing abnormal growth of crystal grains during carburizing or carbonitriding after bonding to Al and precipitating AlN in steel and cutting into a part shape. It acts to improve impact characteristics by suppressing the decrease in toughness.
  • the N amount is set to 0.002% or more. Preferably it is 0.003% or more, More preferably, it is 0.004% or more.
  • the N content is 0.015% or less, preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • P P is an impurity element inevitably contained, and is reduced as much as possible in order to promote cracking during hot working. Therefore, in the present invention, the P amount is 0.03% or less, preferably 0.02% or less, more preferably 0.015% or less. In addition, it is industrially difficult to make P amount 0%.
  • S has the effect of improving the machinability by producing MnS inclusions if Mn is present in the steel.
  • MnS inclusions are excessively contained, ductility and toughness are lowered. Since the MnS inclusions easily extend in the rolling direction during rolling, the toughness (lateral toughness) in the direction perpendicular to the rolling direction is deteriorated. Therefore, the S content is 0.03% or less, preferably 0.02% or less.
  • S is an impurity element contained unavoidable, it is industrially difficult to make S amount 0%.
  • O is an impurity element inevitably contained, and is an element that forms coarse oxide inclusions and adversely affects machinability, ductility, toughness, hot workability, and the like. Therefore, the O content is 0.002% or less, preferably 0.0015% or less. Note that it is industrially difficult to set the O amount to 0%.
  • the steel for machine structure of the present invention satisfies the above component composition, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the steel for machine structural use of the present invention is further added as another element, (A) Cr: 3% or less (excluding 0%), (B) Mo: 1% or less (excluding 0%), (C) Nb: 0.15% or less (excluding 0%), (D) Zr: 0.02% or less (not including 0%), Hf: 0.02% or less (not including 0%), Ta: 0.02% or less (not including 0%), and Ti : At least one element selected from the group consisting of 0.02% or less (excluding 0%), (E) V: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 3% or less (not including 0%), and Ni: 3% or less (not including 0%) At least one element, Etc. may be contained.
  • (A) Cr is an element that improves hardenability and increases strength. In addition, it is an element that also acts to improve the machinability when intermittently cut by adding together with Al. In order to exert such effects, it is preferable to contain Cr by 0.1% or more. Preferably it is 0.3% or more, More preferably, it is 0.7% or more. However, when it contains excessively, a coarse carbide
  • (B) Mo is an element that enhances hardenability and suppresses the formation of an incompletely hardened structure. Such an effect increases as the Mo content increases, but is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.1% or more. However, when it contains excessively, a supercooled structure
  • (C) Nb combines with C and N to form carbides, nitrides, and carbonitrides, and when these compounds are carburized or carbonitrided after being cut into a part shape, It acts to suppress abnormal growth and improves impact characteristics. Such an effect increases as the amount of Nb increases, but it is preferable to contain 0.05% or more for effective display. However, if it is contained excessively, hard carbides, nitrides and the like are precipitated excessively and machinability is lowered. Therefore, the Nb content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.13% or less.
  • Zr, Hf, Ta, and Ti are elements that suppress the abnormal growth of crystal grains, and contribute to the improvement of impact characteristics, like Nb. Such an effect increases as the content of these elements increases.
  • Zr, Hf, Ta, and Ti may contain two or more elements selected arbitrarily. When two or more elements are contained, the total amount is preferably 0.02% or less. The total amount is more preferably 0.015% or less.
  • V, Cu and Ni are elements that effectively act to improve the hardenability and increase the strength. These effects increase as the content of these elements increases, but in order to effectively exhibit these effects, V is 0.05% or more, Cu is 0.1% or more, and Ni is 0.3% or more. It is preferable. However, if excessively contained, a supercooled structure is formed or ductility and toughness are lowered. Therefore, V is preferably 0.5% or less, Cu is 3% or less, and Ni is preferably 3% or less. More preferably, V is 0.3% or less, Cu is 2% or less, and Ni is 2% or less.
  • the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN precipitated in the steel is 0.020 to 0.2. It is important that
  • a relatively large amount of Al is contained in the range of 0.1 to 0.5%, and Al is present in a solid solution state in the steel, thereby improving the machinability during intermittent cutting. ing.
  • the amount of solute Al increases, but some Al bonds with N in the steel and precipitates AlN, which promotes tool wear such as turning and drilling, and the tool. Shorten the service life. Since AlN is a hard particle, it promotes tool wear and deteriorates the tool life (machinability) particularly when continuous cutting is performed.
  • N in the steel is positively combined with B to precipitate BN in the steel, thereby suppressing the precipitation of AlN, and the mass ratio of BN and AlN precipitated in the steel ( (BN / AlN) is set to 0.020 to 0.2.
  • the mass ratio of BN and AlN precipitated in the steel ( (BN / AlN) is set to 0.020 to 0.2.
  • BN / AlN is set to 0.020 or more. Preferably it is 0.025 or more, More preferably, it is 0.030 or more.
  • BN / AlN is 0.2 or less.
  • it is 0.15 or less, More preferably, it is 0.1 or less, More preferably, it is 0.08 or less.
  • BN precipitated in steel can be quantified by combining, for example, electrolytic extraction, acid dissolution, and absorptiometry.
  • AlN precipitated in steel can be quantified by, for example, bromine-methyl acetate method.
  • the number ratio of BN precipitated in the prior austenite grain boundaries and BN precipitated in the prior austenite grains is 0.50 or less. Preferably there is.
  • the grain boundary BN / intragrain BN is more preferably 0.45 or less, and further preferably 0.40 or less.
  • the lower limit of grain boundary BN / intragrain BN is about 0.30.
  • the number of BN precipitated in the old ⁇ grain boundary and the number of BN precipitated in the old ⁇ grain boundary are determined using the energy dispersive X-ray analyzer (EDS) attached to the scanning electron microscope (SEM). It can be measured by using the existing position and component composition analysis.
  • EDS energy dispersive X-ray analyzer
  • SEM scanning electron microscope
  • a steel satisfying the above component composition is heated to 1100 ° C. or higher, held at 900 to 1050 ° C. for 150 seconds or longer, and then cooled to 900 ° C. to 700 ° C. Can be produced at an average cooling rate of 0.05 to 10 ° C./second.
  • the subsequent cooling In the process BN can be positively precipitated in the old ⁇ grains, which is more preferable. The reason for defining such a range will be described.
  • BN can be precipitated by holding at 900 to 1050 ° C. for 150 seconds or longer. That is, since the precipitation temperature of AlN is approximately less than 900 ° C. and the precipitation temperature of BN is approximately 1050 ° C. or less, BN can be selectively precipitated by maintaining in the temperature range of 900 to 1050 ° C.
  • the holding time is 150 seconds or longer, preferably 170 seconds or longer, more preferably 200 seconds or longer.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited. However, even if the holding time is long, the precipitation amount of BN is saturated and the productivity is deteriorated.
  • the holding time is preferably 600 seconds or less.
  • the holding in the temperature range of 900 to 1050 ° C. may be performed at a constant temperature, may be heated and / or cooled within this temperature range, and the holding time in the temperature range may be 150 seconds or more.
  • [Average cooling rate from 900 ° C to 700 ° C is 0.05 to 10 ° C / sec]
  • the time to pass through the temperature range of 900 to 700 ° C is shortened to suppress AlN precipitation and prevent BN from changing to AlN.
  • the amount of BN deposited can be secured. That is, in the temperature range of 900 to 700 ° C., AlN is thermodynamically more stable than BN. Therefore, even if BN is selectively precipitated in the high temperature range of 900 to 1050 ° C., the low temperature of 900 to 700 ° C. As the time for passing through the zone increases, BN changes to AlN, and the amount of BN deposited decreases.
  • the average cooling rate when cooling the low temperature range from 900 degreeC to 700 degreeC shall be 0.05 degreeC / second or more.
  • it is 0.1 degree-C / second or more, More preferably, it is 0.5 degree-C / second or more, More preferably, it is 1 degree-C / second or more.
  • the average cooling rate from 900 ° C. to 700 ° C. is 10 ° C./second or less. It is preferably 9.5 ° C./second or less, more preferably 8 ° C./second or less, further preferably 5 ° C./second or less, and particularly preferably 3 ° C./second or less.
  • the steel satisfying the above component composition may be heated to 1100 ° C. or higher and then hot worked at 1000 ° C. or higher, and the holding time in the temperature range of 900 to 1050 ° C. may be 150 seconds or longer.
  • hot straining is performed at 1000 ° C or higher to introduce processing strain into the steel. This processing strain is the precipitation point of BN. In the subsequent cooling process, BN is more easily precipitated in the ⁇ grains than in the ⁇ grain boundaries.
  • BN can be precipitated in the old ⁇ grains, and the impact characteristics after heat treatment such as quenching and tempering can be further improved.
  • the hot working is more preferably performed at 1050 ° C. or higher.
  • the upper limit of the hot working temperature may be lower than the heating temperature.
  • hot working may be performed by hot forging.
  • the holding time is the holding time.
  • the steel for machine structure according to the present invention thus obtained has an excellent machinability in both intermittent cutting at low speed and continuous cutting at high speed because the balance of BN and AlN is appropriately controlled. In particular, it extends the tool life).
  • the machine structural steel is obtained by cutting the mechanical structural steel into a part shape and then subjecting it to a heat treatment such as quenching and tempering.
  • the structural component has excellent impact characteristics.
  • the heat treatment condition may be a condition that is normally employed when manufacturing a machine structural part. For example, after heating to about 800 to 1000 ° C., quenching is performed, and then tempering is performed by holding at about 150 to 600 ° C. for about 20 minutes to 1 hour.
  • carburizing treatment or carbonitriding treatment may be performed according to a conventional method.
  • the carburizing process or the carbonitriding process is preferably performed in the temperature range of 900 to 1050 ° C., for example.
  • heat treatment such as quenching and tempering may be performed under the above conditions.
  • the case hardening steel part of this invention is demonstrated.
  • the present inventors have repeatedly studied from various angles in order to improve the fatigue characteristics (particularly, pitting resistance) of case-hardened steel parts obtained by carburizing or carbonitriding.
  • the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN deposited on the part surface is adjusted to 0.01 or less by adjusting the conditions of carburizing or carbonitriding while appropriately adjusting the chemical composition of the steel. It has been found that the fatigue characteristics of the case-hardened steel parts can be enhanced if suppressed, and the present invention has been completed.
  • the present inventors use the above-described steel for machine structural use according to the present invention, when cutting intermittently at a low speed in the cutting process and when continuously cutting at a high speed. It was also clarified that excellent machinability (particularly, tool life) can be exhibited by both, and that the case-hardened steel parts of the present invention can be produced efficiently.
  • the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN deposited on the part surface is 0.01 or less. This is very important.
  • B is contained in the range of 0.0005 to 0.008%.
  • BN which is precipitated by combining B with N is easily coarsened, coarse BN is formed on the surface of the case-hardened steel part.
  • coarse BN becomes the starting point of fatigue failure, causing surface peeling and reducing the pitting resistance (fatigue properties).
  • the amount of dissolved B in the steel is decreased, and as a result, the hardenability is lowered, and as a result, the strength of the case-hardened steel part is lowered.
  • N in the steel is positively combined with Al to precipitate AlN, thereby suppressing the precipitation of BN, and the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN deposited on the part surface is set. 0.01 or less. Preferably it is 0.0080 or less, More preferably, it is 0.0070 or less, More preferably, it is 0.0060 or less.
  • the lower limit of BN / AlN is preferably about 0.0040.
  • BN deposited on the component surface can be quantified by combining, for example, electrolytic extraction, acid dissolution, and absorptiometry.
  • AlN deposited on the part surface can be quantified by, for example, bromine-methyl acetate method.
  • the part surface means a region from the outermost surface of the part to a position of a depth of 1 mm. Therefore, the amount of BN and the amount of AlN on the surface of the component may be quantified by the above method with respect to a part cut from the surface of the component to a depth of 1 mm.
  • the mass ratio (BN / AlN) of (additional) BN to AlN in the steel was set to 0.020 to 0.2. This is because, as described above, the main purpose is to improve the machinability, whereas in the case-hardened steel part of the present invention, the surface is intended to improve the fatigue characteristics as a part.
  • the (mass ratio) of BN and AlN (BN / AlN) is 0.01 or less. That is, it is important from the viewpoint of processing to deposit a relatively large amount of BN in a stage before being cut into a part, but when it is used as an actual part (after cutting is completed). In order to satisfy two different characteristics requirements that it is important to reduce BN from the viewpoint of component characteristics, a completely opposite state is defined during the course of component manufacture.
  • the manufacturing described below is important for making the steel in a completely opposite state (a state with a lot of BN) in a state before processing into a state in which the BN is low in the state of parts after processing. It is a condition.
  • the case-hardened steel part of the present invention is obtained by cutting steel satisfying the above component composition into a part shape, carburizing treatment or carbonitriding treatment, and cooling the average cooling rate from 900 ° C. to 800 ° C. to 0. It can be produced at 10 ° C./second or less (not including 0 ° C./second).
  • the precipitation temperature of AlN is approximately 750 to 900 ° C.
  • the precipitation temperature of BN is approximately 600 to 1050 ° C.
  • the BN precipitated in the steel can be changed to AlN by lengthening the time when passing through this temperature range.
  • AlN can be selectively deposited without precipitating BN, so that the BN / AlN ratio can be controlled to 0.01 or less. Therefore, in this invention, the average cooling rate from 900 degreeC to 800 degreeC shall be 0.10 degrees C / sec or less. Preferably it is 0.08 degrees C / sec or less, More preferably, it is 0.05 degrees C / sec or less.
  • cooling from 900 ° C. to 800 ° C. may be performed at a constant rate, or the cooling rate may be changed in the middle.
  • the temperature may be once maintained in the temperature range of 900 to 800 ° C. and then cooled to a temperature lower than 800 ° C., and the average cooling rate from 900 ° C. to 800 ° C. may satisfy the above range.
  • the carburizing conditions or carbonitriding conditions other than the average cooling rate are not particularly limited, but the temperature for carburizing (or carbonitriding) is preferably about 900 to 950 ° C.
  • the temperature for carburizing (or carbonitriding) temperature is preferably about 900 to 950 ° C.
  • the holding time at the carburizing (or carbonitriding) temperature may be, for example, about 30 minutes to 8 hours.
  • the atmosphere when heating to the carburizing (or carbonitriding) temperature may be a carburizing (or carbonitriding) atmosphere.
  • the type of carburizing or carbonitriding is not particularly limited, and known methods such as gas carburizing (gas carbonitriding), vacuum carburizing (vacuum carbonitriding), high concentration carburizing (high carbon carburizing) can be employed.
  • gas carburizing gas carbonitriding
  • vacuum carburizing vacuum carburizing
  • high concentration carburizing high carbon carburizing
  • the degree of vacuum when vacuum carburizing (vacuum carbonitriding) may be, for example, about 0.01 MPa or less.
  • a quenching and tempering process may be performed according to a conventional method except that the average cooling rate from 900 ° C. to 800 ° C. is set to 0.10 ° C./second or less.
  • the quenching and tempering conditions may be conditions normally employed when manufacturing machine structural parts. For example, after carburizing (or carbonitriding), holding in a temperature range of about 800 to 850 ° C. and then quenching, Next, tempering may be performed by holding at about 150 to 400 ° C. for about 20 minutes to 1 hour. After the carburizing (or carbonitriding), the average cooling rate from 900 ° C. to 800 ° C. may be controlled to 0.10 ° C./second or less by adjusting the holding time in the temperature range of about 800 to 850 ° C.
  • the machinability (particularly, tool life) at the time of cutting can be improved.
  • the temperature range of 900 to 1050 ° C. is 150 seconds.
  • the steel for machine structural use according to the present invention that is, AlN in the steel, is maintained by heat treatment under the condition that the average cooling rate from 900 ° C. to 700 ° C. is 0.05 to 10 ° C./sec.
  • the machinability when cutting intermittently at a low speed and the machinability when cutting continuously at a high speed are performed by cutting. Both can be improved.
  • Example 1 Example relating to the steel for machine structure of the present invention
  • Table 1 Example 1 below.
  • 150 kg of steel with a chemical composition other than 18-22 is melted in a vacuum induction furnace, cast into an ingot of upper surface: ⁇ 245 mm ⁇ lower surface: ⁇ 210 mm ⁇ length: 480 mm, forged (soaking: about 1250 ° C. ⁇ about 3 hours, forged and heated : 1100 ° C. ⁇ about 1 hour) and cut, and processed into the following two types of forged materials (a) and (b) through a square material shape with a side of 150 mm ⁇ length of 680 mm.
  • B Round bar: ⁇ 80mm, length 350mm
  • the obtained (a) plate material and (b) round bar were heated and then cooled.
  • the temperature was maintained at 900 to 1050 ° C. for a predetermined time. Further, when cooling, the average cooling rate from 900 ° C. to 700 ° C. was changed.
  • Table 2 shows the heating temperature (° C.), the holding time (second) in the temperature range of 900 to 1050 ° C., and the average cooling rate (° C./second) from 900 ° C. to 700 ° C., respectively.
  • BN and AlN contained in the round bar after cooling were quantitatively analyzed, and the BN / AlN ratio was calculated as a mass ratio.
  • Two samples collected from the same site were prepared and quantified by the following procedure for the BN amount and the AlN amount.
  • the amount of BN contained in the sample was quantified by combining electrolytic extraction, acid dissolution, and absorptiometry. Specifically, the sample was electrolyzed with an AA electrolyte solution (methanol solution containing 10% by mass of acetylacetone and 1% by mass of tetramethylammonium chloride), and then filtered to collect an undissolved residue. The residue was decomposed with hydrochloric acid and nitric acid, and then heated and decomposed with sulfuric acid and phosphoric acid. Thereafter, boron is distilled as methyl borate according to JIS G1227 and absorbed by sodium hydroxide.
  • AA electrolyte solution methanol solution containing 10% by mass of acetylacetone and 1% by mass of tetramethylammonium chloride
  • the amount of boron contained in the absorbed methyl borate was quantified by methyl borate distillation separation curcumin spectrophotometry according to JIS G1227.
  • the amount of N bound to the boron was calculated assuming that the quantified boron produced the entire amount of BN, and the amount of BN determined by adding the calculated amount of bound N to the boron amount was defined as the amount of BN.
  • the amount of AlN contained in the sample was quantified by the bromine-methyl acetate method. Specifically, the sample is placed in a flask, heated and dissolved in bromine and methyl acetate at 70 ° C., filtered to collect an undissolved residue, this residue is thoroughly washed with methyl acetate, and then dried. Let The dried residue is distilled by adding sodium hydroxide to an ammonia distiller according to JIS G1228, and 0.1% boric acid is absorbed as an absorbent, and the resulting absorbent is amidosulfuric according to JIS G1228. Titration with a standard solution was performed, and the amount of AlN was quantified from the amount of N in the absorbing solution and the measured amount of the sample.
  • the component composition of precipitates observed in a scanning electron microscope (SEM) centered on a 10 mm position from the surface of the round bar after cooling and observed in the observation field is energy dispersive X-ray attached to the SEM.
  • SEM scanning electron microscope
  • EDS analyzer
  • the number of BN existing in the old ⁇ grain boundary and the number of BN existing in the old ⁇ grain boundary were measured, and the number ratio of grain boundary BN / intra grain BN was calculated.
  • the number of BN was calculated by averaging the results of 10 fields of view with a detection limit of 0.1 ⁇ m in diameter and an observation magnification of 10,000 times. The calculation results are shown in Table 2 below.
  • Examples 1 to 22 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, and the mass ratio of BN and AlN (BN / AlN) precipitated in the steel is adjusted to an appropriate range. Excellent machinability (especially extension of tool life) in both interrupted cutting and continuous cutting at high speed, and excellent impact characteristics even after quenching and tempering.
  • No. Nos. 18 to 22 are examples in which after heating to 1200 ° C., hot forging at 1100 ° C. and holding at 900 to 1050 ° C. for a predetermined time.
  • the chemical composition of Nos. 18-22 is No. The same as 3, 6, 7, 8, and 9. No. 3 and no. 18, no. 6 and no. 19, no. 7 and no. 20, no. 8 and no. 21, no. 9 and no. 22, the grain boundary BN / intragrain BN can be controlled to 0.50 or less by hot forging, and the impact characteristics after the heat treatment are relatively enhanced as compared with the case without hot forging. Is able to.
  • the heating temperature is lower than 1100 ° C.
  • the precipitation of BN becomes insufficient
  • the BN / AlN ratio is lower than 0.020. Therefore, the machinability during continuous cutting and the impact characteristics after heat treatment are Inferior.
  • the holding time in the temperature range of 900 to 1050 ° C. is shorter than 150 seconds, the precipitation of BN becomes insufficient, and the BN / AlN ratio is less than 0.020.
  • the impact properties after heat treatment are inferior.
  • the average cooling rate in the temperature range from 900 ° C. to 700 ° C.
  • No. No. 26 is an example in which the amount of Al is small, and since the amount of dissolved Al is insufficient, the machinability during intermittent cutting is inferior.
  • No. No. 27 is an example with a small amount of B, since the precipitation of BN is insufficient, and the BN / AlN ratio is less than 0.020, so the machinability during continuous cutting and the impact properties after heat treatment are inferior. Yes.
  • Example 2 Example relating to the case-hardened steel part of the present invention
  • 150 kg of steel having the chemical composition shown in Table 4 below is melted in a vacuum induction furnace, cast into an ingot having an upper surface: ⁇ 245 mm ⁇ lower surface: ⁇ 210 mm ⁇ length: 480 mm, and forging (soaking: about 1250 ° C. ⁇ about 3 hours, forging heating : 1100 ° C. ⁇ about 1 hour) and cut, and processed into the following two types of forged materials (a) and (b) through a square material shape with a side of 150 mm ⁇ length of 680 mm.
  • A Plate material: thickness 30 mm, width 155 mm, length 100 mm
  • B Round bar: ⁇ 80mm, length 350mm
  • the obtained (a) plate material and (b) round bar material were heated to a predetermined temperature and then cooled. At the time of cooling at this time, the temperature was maintained at 900 to 1050 ° C. for a predetermined time. Moreover, the average cooling rate from 900 degreeC to 700 degreeC was changed after the holding
  • the machinability when intermittently cut under the following conditions and the machinability when continuously cut were evaluated.
  • FIG. 1A and 1B are explanatory views showing the state of a test piece when performing a Komatsu roller pitching test, where FIG. 1A is an overall view, and FIG. 1B is an arrow of FIG. It is the figure seen from A direction.
  • 1 (A) and 1 (B) 1 indicates a test piece and 2 indicates a mating material.
  • the test piece 1 is a small roller, the diameter of the part which contacts the counterpart material 2 is 26 mm, and the width of the contact part is 28 mm.
  • the counterpart material 2 is a large roller, has a diameter of 130 mm, a width of 8 mm, and is subjected to 150R crowning in the width direction.
  • the counterpart material 2 is obtained by quenching and tempering SUJ2 defined in JIS G4805.
  • test piece 1 obtained by cutting was subjected to carburizing treatment or carbonitriding treatment under the following conditions.
  • the test piece 1 obtained by cutting was heated to 930 ° C., held at this temperature for 5 hours, gas carburized, held at 820 ° C. for 10 to 90 minutes, and then placed in a 60 ° C. oil bath. Quenching and tempering at 190 ° C. for 30 minutes. After gas carburizing, the average cooling rate from 900 ° C. to 800 ° C. is shown in Table 5 above. The carbon potential when gas carburizing was 0.85.
  • test piece 1 obtained by cutting was heated to 930 ° C., held at this temperature for 4 hours and vacuum carburized, then held at 820 ° C. for 30 minutes, then placed in a 60 ° C. oil bath and quenched, Tempering was performed at 190 ° C. for 30 minutes.
  • Table 5 shows the average cooling rate from 900 ° C. to 800 ° C. after vacuum carburization. The carbon potential when vacuum carburizing was 0.85, and the pressure was 0.005 MPa or less.
  • the amount of BN and AlN deposited on the surface of the obtained case-hardened steel part is quantified under the following conditions, the Komatsu roller pitching test is performed, and the life of the case-hardened steel part until peeling is measured. Characteristics were evaluated.
  • the amount of BN contained in the sample was quantified by combining electrolytic extraction, acid dissolution, and absorptiometry. Specifically, the sample was electrolyzed with an AA electrolyte solution (methanol solution containing 10% by mass of acetylacetone and 1% by mass of tetramethylammonium chloride), and then filtered to collect an undissolved residue. The residue was decomposed with hydrochloric acid and nitric acid, and then heated and decomposed with sulfuric acid and phosphoric acid. Thereafter, boron is distilled as methyl borate according to JIS G1227 and absorbed by sodium hydroxide.
  • AA electrolyte solution methanol solution containing 10% by mass of acetylacetone and 1% by mass of tetramethylammonium chloride
  • the amount of boron contained in the absorbed methyl borate was quantified by methyl borate distillation separation curcumin spectrophotometry according to JIS G1227.
  • the amount of N bound to the boron was calculated assuming that the quantified boron produced the entire amount of BN, and the amount of BN determined by adding the calculated amount of bound N to the boron amount was defined as the amount of BN.
  • the amount of AlN contained in the sample was quantified by the bromine-methyl acetate method. Specifically, the sample is placed in a flask, heated and dissolved in bromine and methyl acetate at 70 ° C., filtered to collect an undissolved residue, this residue is thoroughly washed with methyl acetate, and then dried. Let The dried residue is distilled by adding sodium hydroxide to an ammonia distiller according to JIS G1228, and 0.1% boric acid is absorbed as an absorbent, and the resulting absorbent is amidosulfuric according to JIS G1228. Titration with a standard solution was performed, and the amount of AlN was quantified from the amount of N in the absorbing solution and the measured amount of the sample.
  • No. Nos. 1 to 18 are examples that satisfy the requirements specified in the present invention, and the mass ratio (BN / AlN) of BN and AlN deposited on the surface of the component is adjusted to an appropriate range. And fatigue properties (particularly pitting resistance) are excellent.
  • the heat treatment conditions before cutting are appropriately controlled, so excellent machinability both when cutting intermittently at low speed and when cutting continuously at high speed (especially extending tool life) Is demonstrating.
  • No. No. 19 has a retention time at 820 ° C. before gas quenching after gas carburization as short as 10 minutes, so that the average cooling rate from 900 ° C. to 800 exceeds 0.10 ° C./sec, and the BN / AlN ratio is 0 .01 is exceeded. Therefore, the fatigue characteristics of case-hardened steel parts cannot be improved.
  • No. No. 20 is an example in which the amount of Al is small, and since the amount of dissolved Al is insufficient, the machinability at the time of intermittent cutting is inferior. Further, since the Al amount is small, BN / AlN on the part surface is larger than 0.01, and the fatigue characteristics are inferior.
  • No. No. 21 is an example in which the amount of B is small. Since the effect of improving hardenability by B was not exhibited, the fatigue characteristics were deteriorated. Moreover, the machinability when continuously cut is poor.
  • the present invention is applied to mechanical structural parts such as gears, shafts, pulleys, constant velocity joints, and the like used in various gear transmission devices such as transmissions and differentials for automobiles, as well as crankshafts and connecting rods. can do.

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Abstract

　本発明は、Ｃ：０．０５～０．８％、Ｓｉ：０．０３～２％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ａｌ：０．１～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．００８％、およびＮ：０．００２～０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼であって、鋼中に析出している（ＢＮ／ＡｌＮ）比が０．０２０～０．２の機械構造用鋼、および、浸炭または浸炭窒化した部品表面に析出している（ＢＮ／ＡｌＮ）比が０．０１以下の肌焼鋼部品、並びにその製造方法に関する。機械構造用鋼は、ハイス工具を用いた低速での断続切削及び超硬工具を用いた高速での連続切削において優れた被削性を発揮し、更に焼入れ焼戻し等の熱処理を施した後でも優れた衝撃特性を示す。また、肌焼鋼部品は、耐疲労性、特に耐ピッチング性に優れたものとなる。

Description

機械構造用鋼とその製造方法、及び、肌焼鋼部品とその製造方法
　本発明は、切削加工して機械構造部品を製造するために用いる機械構造用鋼、とその製造方法、および、部品形状に切削加工した後、浸炭または浸炭窒化して得られる肌焼鋼部品とその製造方法に関するものである。
　自動車用変速機や差動装置をはじめとする各種歯車伝達装置に利用される歯車、シャフト、プーリーや等速ジョイント等、更にはクランクシャフト、コンロッド等の機械構造部品は、機械構造用鋼に鍛造等の加工を施した後、切削加工することによって最終形状（部品形状）に仕上げられるのが一般的である。切削加工に要するコストは製作費全体中に占める割合が大きいことから、上記機械構造用鋼には被削性の良いことが要求される。
　また前記機械構造部品には、疲労特性（特に、耐ピッチング性）に優れていることが望まれる。そこで機械構造部品は、切削加工によって最終形状（部品形状）に仕上げられた後、疲労特性を高めるために、浸炭処理や浸炭窒化処理（大気圧、低圧、真空、プラズマ雰囲気を含む）等の表面硬化処理が施されて製造されている。
　上記機械構造部品のうち特に歯車を製造するときの切削加工においては、ホブによる歯切りを行うのが一般的であり、この場合の切削は断続切削と呼ばれている。ホブ加工に用いられる工具としては、高速度工具鋼にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「ハイス工具」と略称することがある）が現状の主流である。しかしハイス工具を用いたホブ加工（断続切削）による歯切りは、低速（具体的には、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ程度以下）・低温（具体的には、２００～６００℃程度）であるが、断続切削のため空気と触れ易く、工具が酸化・摩耗し易くなるという弊害がある。そのためホブ加工等の低速断続切削に供される機械構造用鋼は、被削性のなかでも特に工具寿命を伸ばすことが求められている。
　断続切削性を改善する技術として、特許文献１に、Ａｌ：０．０４～０．２０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有する断続高速切削用鋼が提案されている。この技術では、Ａｌ含有量を高めた鋼を高速で断続切削することで、工具面上にＡｌ酸化物を付着させており、これにより工具寿命を向上させている。しかしこの断続高速切削用鋼は、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ以上の高速断続切削が念頭に置かれることが多く、ホブ加工のような低速断続切削は意図されていない。
　一方、切削加工に用いられる工具としては、上記ハイス工具の他、超硬合金にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「超硬工具」と略称することがある）もある。この超硬工具は、焼きならし材に対して適用すると「欠け」が発生し易いという問題があることから、旋削等の連続切削に適用されることが多い。旋削等による連続切削は、通常、切削速度が１５０ｍ／ｍｉｎを超え、多くの場合は２００ｍ／ｍｉｎ以上の高速で行われる。
　このように上記断続切削と連続切削とでは切削機構が異なり、夫々の切削に応じた工具が選ばれる。しかし被削材としての機械構造用鋼には、いずれの切削においても良好な被削性を発揮することが望まれる。
　ところで最終形状に仕上げられた後は、浸炭処理や浸炭窒化処理（大気圧、低圧、真空、プラズマ雰囲気を含む）等の表面硬化処理を施され、更に焼入れ焼戻しや高周波焼入れ等の熱処理が施されて所定の強度に高められる。しかし熱影響を受けると靱性が低下し、衝撃特性が悪化することがある。
　衝撃特性を改善する技術として、特許文献２には０．１％を超え０．３％以下の範囲でＡｌを含有する機械構造用鋼が提案されている。この文献には、固溶Ｎ量を低減することによって被削性と衝撃特性を向上できることや、Ａｌ含有量を適正化して被削性向上効果に有効な固溶ＡｌおよびＡｌＮを適量確保することによって低速から高速までの幅広い切削速度域に対して有効な切削性能が得られることが開示されている。この文献では機械構造用鋼の衝撃特性をシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーを測定することによって評価している。しかしこの文献で達成できている吸収エネルギーは、５０Ｊ／ｃｍ2に到達しておらず、衝撃特性の更なる向上が求められる。
　本出願人もハイス工具での断続切削と超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性を発揮し、更に浸炭－油焼入れした後、焼戻し処理した場合であっても優れた衝撃特性を示す機械構造用鋼を特許文献３に提案している。この技術では、ＣｒとＡｌの含有量と、これらの含有量の比を適切に制御することで、被削性と衝撃特性を改善している。
　また前記した通り、最終形状に仕上げられた後、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化処理を施された機械構造部品には、疲労特性（特に、耐ピッチング性）に優れていることも望まれる。
　表面硬化処理が施された肌焼鋼を提供する技術として特許文献４が知られている。この技術では、熱間圧延後のＡｌＮ析出量を０．０１％以下に制限しており、浸炭時に結晶粒の粗大化を防止するために、ピン止め粒子としてＡｌＮやＮｂＮを活用するのではなく、ＴｉＣやＴｉＣＳを主体とするＴｉ系析出物を活用している。そして疲労特性（この文献では転動疲労特性）を改善するために、Ｔｉ析出物の最大サイズを小さくしている。しかしこの技術ではＡｌ量を０．００５～０．０５％と少ない範囲で規定しており、Ａｌを０．１％以上の範囲で含有する肌焼鋼部品の疲労特性を改善する技術ではない。
日本国特開２００１－３４２５３９号公報 日本国特開２００８－１３７８８号公報 日本国特開２００９－３０１６０号公報 日本国特開２００５－２４０１７５号公報
　本発明の第１の目的は、本出願人が先に提案した上記特許文献３とは異なる方法で、ハイス工具を用いた低速での断続切削（例えば、ホブ加工）において優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮し、しかも超硬工具を用いた高速での連続切削（例えば、旋削）においても優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮し、更に焼入れ焼戻し等の熱処理を施した後でも優れた衝撃特性を示す機械構造用鋼、およびその製造方法を提供することにある。
　そして、本発明の第２の目的は、浸炭または浸炭窒化して得られる肌焼鋼品であって、疲労特性（特に、耐ピッチング性）に優れた肌焼鋼部品、およびその製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る機械構造用鋼は、Ｃ：０．０５～０．８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３～２％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ａｌ：０．１～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．００８％、Ｎ：０．００２～０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼であり、鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）が０．０２０～０．２である点に要旨を有している。
　鋼中に析出しているＢＮは、旧オーステナイト粒界に析出しているＢＮと旧オーステナイト粒内に析出しているＢＮの個数比（粒界ＢＮ／粒内ＢＮ）が０．５０以下であることが好ましい。
　上記機械構造用鋼は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｅ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
等を含有してもよい。
　本発明に係る機械構造用鋼は、上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後に、９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持する保持工程と、前記保持工程後に、９００℃から７００℃まで平均冷却速度０．０５～１０℃／秒で冷却する冷却工程とを備える製造方法によって製造できる。また、前記加熱工程の後に、１０００℃以上で熱間加工する熱間加工工程を行い、かつ、前記熱間加工工程での加工時間と、前記保持工程での保持時間との合計で１５０秒以上としてもよい。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼部品は、Ｃ：０．０５～０．８％、Ｓｉ：０．０３～２％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ａｌ：０．１～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．００８％、Ｎ：０．００２～０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を浸炭または浸炭窒化した肌焼鋼部品であって、部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）が０．０１以下（０を含まない）である点に要旨を有している。
　上記肌焼鋼部品は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、（ｅ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、等を含有してもよい。
　本発明に係る肌焼鋼部品は、上記成分組成を満足する鋼を部品形状に切削加工する切削加工工程と、前記切削加工した部品を浸炭処理または浸炭窒化処理する表面加工工程と、浸炭処理または浸炭窒化処理する工程後に冷却する冷却工程とを備えるとともに、前記冷却工程において、９００℃から８００℃まで平均冷却速度０．１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で冷却する製造方法によって製造できる。
　上記肌焼鋼部品を製造するにあたっては、前記した本発明の機械構造用鋼を使用して製造することが好ましい。すなわち、部品形状に切削加工する際の被削性（特に、工具寿命）を改善した本発明の機械構造用鋼を用いれば、より効率的に本発明の肌焼鋼部品を製造することが可能となる。
　具体的には、前記切削工程の前に、前記上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱する加熱工程と、前記加熱工程の後に９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持する保持工程と、前記保持工程後に９００℃から７００℃まで平均冷却速度０．０５～１０℃／秒で冷却する冷却工程とを行う。
　本発明の機械構造用鋼によれば、ＡｌＮの析出を抑える一方でＢＮを積極的に析出させて、鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を適切な範囲に調整しているため、低速での断続切削と高速での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮し、更に熱処理しても優れた衝撃特性を示す機械構造用鋼、およびその製造方法を提供できる。
　本発明の肌焼鋼部品によれば、浸炭処理または浸炭窒化処理条件を適切に制御して部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を０．０１以下に抑えているため、疲労特性（特に、耐ピッチング性）に優れた肌焼鋼部品を提供できる。
図１は、コマツ式ローラーピッチング試験を行なっているときの試験片の様子を示した説明図であり、（Ａ）は全体図、（Ｂ）は（Ａ）の矢印Ａ方向から見た図。
　まず、本発明の機械構造用鋼について説明する。
　本発明者らは、低速での断続切削と高速での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮し、更に焼入れ焼戻し等の熱処理を施しても優れた衝撃特性を示す機械構造用鋼を提供するために様々な角度から検討を重ねてきた。その結果、機械構造用鋼の化学成分組成を適切に調整しつつ、鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を適切に制御すれば、断続切削と連続切削の両方で良好な被削性を示し、且つ熱処理後の衝撃特性も向上できることを見出し、本発明を完成した。
　本発明に係る機械構造用鋼の化学成分組成について説明した後、本発明を特徴付けるＢＮとＡｌＮの質量比について説明する。
　本発明の機械構造用鋼は、Ｃ：０．０５～０．８％、Ｓｉ：０．０３～２％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ａｌ：０．１～０．５％、Ｂ：０．０００５～０．００８％、およびＮ：０．００２～０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２％以下（０％を含まない）を満足するものである。このような範囲を規定した理由は次の通りである。
　Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、０．０５％以上含有する必要がある。好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかしＣ含有量が過剰になると、硬さが上昇し過ぎて被削性や靭性が低下する。従ってＣ量は０．８％以下とする。好ましくは０．６％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
　Ｓｉは、脱酸元素として作用し、内部品質を向上させる元素であり、０．０３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしＳｉ含有量が過剰になると、部品形状に加工するときの熱間加工性や冷間加工性が劣化したり、部品形状に切削加工した後に行う浸炭処理時や浸炭窒化処理時に粒界酸化などの異常組織が生成することがある。従ってＳｉ量は２％以下とする必要があり、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．６％以下である。
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度を高める元素であり、０．２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．４％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。しかしＭｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて、焼きならし後でも過冷組織が生成して被削性が低下する。従ってＭｎ量は、１．８％以下とする必要がある。好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下である。
　Ａｌは、鋼中に固溶状態で存在させることによって断続切削したときの被削性を向上させるために必要な元素である。また、Ｎと結合して析出したＡｌＮは、部品形状に切削加工した後に行う浸炭処理時や浸炭窒化処理時に結晶粒が異常成長するのを抑制し、また靱性の低下による衝撃特性の悪化を防止するのに寄与する。またＡｌは、脱酸作用を有する元素であり、内部品質を向上させるために必要な元素である。従って本発明ではＡｌを０．１％以上、好ましくは０．１３％以上含有させる。しかしＡｌを過剰に含有してＡｌＮが多く析出すると連続切削したときの被削性が劣化する。また過剰なＡｌＮは、部品形状に加工するときの熱間加工性を低下させる。従ってＡｌ量は０．５％以下、好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３５％以下とする。
　Ｂは、Ｎと結合して鋼中にＢＮを析出し、断続切削したときの被削性と連続切削したときの被削性の両方を改善するのに寄与する元素である。また、ＢＮを析出させることで固溶Ｎ量を少ない方向に調整できるため、部品形状に加工するときの熱間加工性も改善できる。また、Ｂは、切削加工後に焼入れ焼戻し等の熱処理を行うときに、焼入れ性を向上させると共に、粒界強度を高め、機械構造部品の強度向上に寄与する元素である。従ってＢ量は、０．０００５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし過剰に含有すると硬くなり過ぎるため被削性が低下する。従ってＢ量は０．００８％以下とする必要があり、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。
　Ｎは、Ｂと結合して鋼中にＢＮを析出し、上述したように、断続切削時と連続切削時の被削性向上に寄与する元素である。またＮは、Ａｌと結合して鋼中にＡｌＮを析出し、部品形状に切削加工した後に行う浸炭処理時や浸炭窒化処理時に結晶粒が異常成長するのを防止するのに寄与する元素であり、靱性の低下が抑制されることで衝撃特性を向上させるのに作用する。こうした作用を発揮させるために、Ｎ量は０．００２％以上とする。好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００４％以上である。しかしＮを過剰に含有してＡｌＮが多く析出し過ぎると、連続切削したときの被削性が劣化する。またＡｌＮの析出量が多くなると熱間加工性が低下する。従ってＮ量は０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。
　Ｐは、不可避的に含まれる不純物元素であり、熱間加工時に割れが発生するのを助長するため、できるだけ低減する。従って本発明では、Ｐ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｐ量を０％とすることは工業的に困難である。
　Ｓは、鋼中にＭｎが存在すると、ＭｎＳ系介在物を生成して被削性を向上させる作用がある。しかし、ＭｎＳ系介在物を過剰に含有すると延性や靭性が低下する。ＭｎＳ系介在物は圧延時に圧延方向に伸展し易いため、圧延方向に対して特に直角方向の靭性（横目の靭性）を劣化させる。従ってＳ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下とする。なお、Ｓは、不可避的に含まれる不純物元素であるため、Ｓ量を０％とすることは工業的に困難である。
　Ｏは、不可避的に含まれる不純物元素であり、粗大な酸化物系介在物を形成して、被削性や延性、靭性、熱間加工性などに悪影響を及ぼす元素である。従ってＯ量は０．００２％以下、好ましくは０．００１５％以下とする。なお、Ｏ量についても０％とすることは工業的に困難である。
　本発明の機械構造用鋼は、上記成分組成を満足するものであり、残部は、鉄および不可避不純物である。
　本発明の機械構造用鋼は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
（ｅ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
等を含有してもよい。
　（ａ）Ｃｒは、焼入性を向上させ、強度を高める元素である。またＡｌと複合添加することによって、断続切削したときの被削性を改善するのにも作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｃｒは０．１％以上含有することが好ましい。好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．７％以上である。しかし過剰に含有すると、粗大な炭化物を生成させたり、過冷組織を生成させて被削性を劣化させる。従ってＣｒ量は３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２％以下であり、更に好ましくは１．６％以下である。
　（ｂ）Ｍｏは、焼入れ性を高め、不完全焼入れ組織が生成するのを抑制する元素である。こうした効果はＭｏ含有量が増加するにつれて増大するが、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上含有するのがよい。しかし過剰に含有すると、焼きならし後でも過冷組織が生成して被削性が低下する。従ってＭｏ量は１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。
　（ｃ）Ｎｂは、ＣやＮと結合して炭化物や窒化物、炭窒化物を形成し、これらの化合物が、部品形状に切削加工した後に浸炭処理や浸炭窒化処理を行うときに結晶粒が異常成長するのを抑制するのに作用し、衝撃特性が向上する。こうした効果はＮｂ量を増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有させると、硬質の炭化物や窒化物等が過剰に析出して被削性が低下する。従ってＮｂ量は０．１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１３％以下である。
　（ｄ）Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＴｉは、上記Ｎｂと同様に、結晶粒が異常成長するのを抑制する元素であり、衝撃特性向上に寄与する。こうした効果は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、各元素とも、夫々単独で、０．００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは各元素とも、夫々単独で、０．００５％以上である。しかし過剰に含有させると、硬質の炭化物や窒化物等が多く析出して被削性が低下する。従って各元素とも、夫々単独で、０．０２％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下である。Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉは、任意に選ばれる２種以上の元素を含有してもよい。２種以上の元素を含有する場合は、合計量を０．０２％以下とすることが好ましい。合計量は、より好ましくは０．０１５％以下である。
　（ｅ）Ｖ、ＣｕおよびＮｉは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした効果は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、Ｖは０．０５％以上、Ｃｕは０．１％以上、Ｎｉは０．３％以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有させると、過冷組織が生成したり、延性や靭性が低下するので、Ｖは０．５％以下、Ｃｕは３％以下、Ｎｉは３％以下とすることが好ましい。より好ましくはＶは０．３％以下、Ｃｕは２％以下、Ｎｉは２％以下である。
　本発明では、機械構造用鋼の化学成分組成を上記規定範囲に調整することに加えて、鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）が０．０２０～０．２であることが重要である。
　即ち本発明では、Ａｌを比較的多く、０．１～０．５％の範囲で含有させて鋼中にＡｌを固溶状態で存在させることで、断続切削したときの被削性を向上させている。しかしＡｌを多く含有させると、固溶Ａｌ量は増加する反面、一部のＡｌが鋼中のＮと結合してＡｌＮを析出し、このＡｌＮが旋削やドリルなどの工具摩耗を促進して工具寿命を短くする。ＡｌＮは、硬質粒子であるため工具摩耗を促進し、特に連続切削したときの工具寿命（被削性）を劣化させる。
　そこで本発明では、鋼中のＮをＢと積極的に結合させて、鋼中にＢＮを析出させることで、ＡｌＮの析出を抑制し、鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を０．０２０～０．２とする。ＢＮ／ＡｌＮ比を０．０２０～０．２とすることで、断続切削したときの被削性と、連続切削したときの被削性を両方改善でき、しかも熱処理後の衝撃特性も改善できる。
　ＢＮ／ＡｌＮが０．０２０未満では、ＢＮに比べてＡｌＮが多く析出していることになるので、連続切削したときの被削性が劣化する。従ってＢＮ／ＡｌＮは０．０２０以上とする。好ましくは０．０２５以上、より好ましくは０．０３０以上である。
　ＢＮ／ＡｌＮの値は大きい方が好ましいが、ＡｌＮが少なくなり過ぎてＢＮ／ＡｌＮが０．２を超えると熱処理後の衝撃特性が劣化する。従ってＢＮ／ＡｌＮは０．２以下とする。好ましくは０．１５以下、より好ましくは０．１以下、更に好ましくは０．０８以下である。
　鋼中に析出しているＢＮは、例えば、電解抽出と酸溶解と吸光光度法とを組み合わせることで定量できる。一方、鋼中に析出しているＡｌＮは、例えば、臭素－酢酸メチル法で定量できる。
　鋼中に析出しているＢＮのうち、旧オーステナイト粒界に析出しているＢＮと旧オーステナイト粒内に析出しているＢＮの個数比（粒界ＢＮ／粒内ＢＮ）は０．５０以下であることが好ましい。旧オーステナイト（以下、旧γと表記することがある）粒界に析出しているＢＮの個数を低減し、旧γ粒内に析出しているＢＮの個数を増加させることで、特に部品形状に切削加工した後に焼入れ焼戻し等の熱処理を行っても衝撃特性が劣化することなく衝撃特性を一層改善できる。粒界ＢＮ／粒内ＢＮは、より好ましくは０．４５以下であり、更に好ましくは０．４０以下である。なお、粒界ＢＮ／粒内ＢＮの下限値は、０．３０程度である。
　旧γ粒界に析出しているＢＮの個数と旧γ粒内に析出しているＢＮの個数は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属しているエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いて存在位置と成分組成分析すれば測定できる。
　次に、本発明に係る機械構造用鋼を製造する方法について説明する。
　本発明に係る機械構造用鋼は、上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱した後、９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持し、その後冷却するに際し９００℃から７００℃までの平均冷却速度を０．０５～１０℃／秒とすれば製造できる。また、上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱した後、１０００℃以上で熱間加工すると共に、９００～１０５０℃の温度域での保持時間を１５０秒以上とすれば、その後の冷却過程で旧γ粒内にＢＮを積極的に析出させることができるため一層好ましい。このような範囲を規定した理由について説明する。
［１１００℃以上に加熱］
　上記成分組成を満足する鋼をいったん１１００℃以上に加熱し、鋼中に含まれるＡｌＮやＢＮなどの析出物を再固溶させる必要がある。即ち、Ａｌを０．１％以上含有する鋼は、その製造条件によって、ＡｌやＢ、Ｎの固溶状態と析出状態が大きく変化するため、本発明では、鋼を１１００℃以上に加熱することで、鋼中に含まれるＡｌＮとＢＮを鋼中に再固溶させる。
［９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持］
　１１００℃以上に加熱した後は、９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持することで、ＢＮを析出させることができる。即ち、ＡｌＮの析出温度はおおよそ９００℃未満、ＢＮの析出温度はおおよそ１０５０℃以下であるため、９００～１０５０℃の温度域で保持することで、ＢＮを選択的に析出させることができる。
　但し、保持時間が１５０秒未満では、ＢＮの析出が充分に進まず、ＢＮ不足となり、連続切削したときの被削性を改善できない。また、熱処理後の衝撃特性も劣化する。従って保持時間は１５０秒以上とし、好ましくは１７０秒以上、より好ましくは２００秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持してもＢＮの析出量は飽和し、また生産性が悪くなるため、例えば、６００秒以下とするのがよい。
　９００～１０５０℃の温度域での保持は、恒温で行ってもよいし、この温度域内で加熱および／または冷却してもよく、該温度域での保持時間が１５０秒以上であればよい。
［９００℃から７００℃までの平均冷却速度が０．０５～１０℃／秒］
　９００～１０５０℃で保持してＢＮを析出させた後は、９００～７００℃の温度域を通過する時間を短くすることで、ＡｌＮの析出を抑制すると共に、ＢＮがＡｌＮに変化するのを防止し、ＢＮの析出量を確保できる。即ち、９００～７００℃の温度域では、ＢＮよりもＡｌＮの方が熱力学的に安定なため、９００～１０５０℃の高温域でＢＮを選択的に析出させても、９００～７００℃の低温域を通過する時間が長くなると、ＢＮがＡｌＮに変化し、ＢＮの析出量が減少する。そのためＢＮ／ＡｌＮ比を上記範囲に制御することができない。従って本発明では、９００℃から７００℃までの低温域を冷却するときの平均冷却速度を０．０５℃／秒以上とする。好ましくは０．１℃／秒以上、より好ましくは０．５℃／秒以上、更に好ましくは１℃／秒以上である。しかしこの温度域の平均冷却速度が大き過ぎると、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成して被削性が却って低下する。従って９００℃から７００℃までの平均冷却速度は１０℃／秒以下とする。好ましくは９．５℃／秒以下、より好ましくは８℃／秒以下、更に好ましくは５℃／秒以下、特に好ましくは３℃／秒以下である。
［１０００℃以上で熱間加工］
　本発明では、上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱した後、１０００℃以上で熱間加工すると共に、９００～１０５０℃の温度域での保持時間を１５０秒以上としてもよい。１１００℃以上に加熱してＡｌＮとＢＮを再固溶させた後に、１０００℃以上で熱間加工を施すことにより、鋼中に加工歪を導入することができ、この加工歪がＢＮの析出ポイントとなり、その後の冷却過程でＢＮがγ粒界よりもγ粒内に析出し易くなる。その結果、ＢＮを旧γ粒内に析出させることができ、焼入れ焼戻し等の熱処理を行った後の衝撃特性を一層改善することができる。上記熱間加工は、１０５０℃以上で行うことがより好ましい。熱間加工温度の上限は、上記加熱温度よりも低ければよい。熱間加工は、例えば、熱間鍛造すればよい。
　なお、上記熱間加工を１０００～１０５０℃の温度域で行う場合は、この熱間加工を行っている時間と、上記９００～１０５０℃の温度域で行う保持時間との合計が、前記保持時間となるようにする。
　このようにして得られる本発明に係る機械構造用鋼は、ＢＮとＡｌＮのバランスが適切に制御されているため、低速での断続切削と高速での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮する。
　また、本発明の機械構造用鋼は、ＢＮとＡｌＮのバランスが適切に制御されているため、この機械構造用鋼を部品形状に切削加工した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を施して得られる機械構造部品は、衝撃特性に優れたものとなる。
　熱処理条件は、機械構造部品を製造するときに通常採用される条件であればよい。例えば、８００～１０００℃程度に加熱した後、焼入れを行ない、次いで１５０～６００℃程度で、２０分～１時間程度保持して焼戻しを行えばよい。
　部品形状に切削加工した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を行う前には、常法に従って浸炭処理や浸炭窒化処理を行なってもよい。このとき浸炭処理または浸炭窒化処理は、例えば、上記９００～１０５０℃の温度域で行うのがよい。浸炭処理または浸炭窒化処理した後は、引続き焼入れ焼戻し等の熱処理を上記条件で行えばよい。
　次に、本発明の肌焼鋼部品について説明する。
　本発明者らは、浸炭または浸炭窒化して得られる肌焼鋼部品の疲労特性（特に、耐ピッチング性）を改善するために様々な角度から検討を重ねてきた。その結果、鋼の化学成分組成を適切に調整しつつ浸炭処理または浸炭窒化処理の条件を調整して部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を０．０１以下に抑えれば、肌焼鋼部品の疲労特性を高めることができることを見出し、本発明を完成した。
　また、本発明者らは、こうした肌焼鋼部品を製造するにあたって、前記した本発明の機械構造用鋼を使用すれば、切削加工工程で低速で断続切削したときと、高速で連続切削したときの両方で優れた被削性（特に、工具寿命）を発揮させることが出来で、効率的に本発明の肌焼鋼部品を製造できることも明らかにした。
　以下、本発明の肌焼鋼部品を特徴付けるＢＮとＡｌＮの質量比について説明する。
　なお、本発明に係る肌焼鋼部品の化学成分組成については、前記した本発明に係る機械構造用鋼とその範囲が共通し、その成分限定理由も重複するため、説明を省略する。
　本発明では、肌焼鋼部品の化学成分組成を前記した規定範囲に調整することに加えて、部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）が０．０１以下であることが重要である。
　即ち本発明では、Ｂを０．０００５～０．００８％の範囲で含有させているが、ＢがＮと結合して析出するＢＮは粗大化し易いため、肌焼鋼部品の表面に粗大なＢＮが析出すると、粗大なＢＮが疲労破壊の起点となり、表面剥離を起して耐ピッチング性（疲労特性）が低下する原因となる。また、ＢＮが多く析出すると、鋼中の固溶Ｂ量が減少するため、焼入れ性が低下する結果、肌焼鋼部品の強度が低下する。
　そこで本発明では、鋼中のＮをＡｌと積極的に結合させてＡｌＮを析出させることでＢＮの析出を抑制し、部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を０．０１以下とする。好ましくは０．００８０以下、より好ましくは０．００７０以下、更に好ましくは０．００６０以下である。ＢＮ／ＡｌＮの下限は、０．００４０程度であることが好ましい。
　部品表面に析出しているＢＮは、例えば、電解抽出と酸溶解と吸光光度法とを組み合わせることで定量できる。一方、部品表面に析出しているＡｌＮは、例えば、臭素－酢酸メチル法で定量できる。
　本発明において部品表面とは、部品の最表面から深さ１ｍｍ位置までの領域を意味する。従って部品表面のＢＮ量とＡｌＮ量は、部品表面から深さ１ｍｍ位置までの部分を切削加工して削り取ったものについて上記方法で定量すればよい。
　なお、前記した本発明の機械構造用鋼においては、鋼中の（追加）ＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を０．０２０～０．２とした。これは、前記したとおり、切削加工性を向上させることを主な目的としているからであり、一方、本発明の肌焼鋼部品においては、部品としての疲労特性を向上させることを目的として、表面の（追加）ＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を０．０１以下としている。すなわち、部品に切削加工される前の段階ではＢＮを比較的多量に析出させておくことが加工の観点では重要であるものの、実際の部品として使用される際（切削加工が終了した後）には部品特性の観点からＢＮを減少させることが重要であるという、異なる２つの特性面の要求を満たすために、部品製造の経過途中においては全く反対の状態を規定しているのである。
　このように、加工前の状態では全く反対の状態（ＢＮの多い状態）となっている鋼を、加工後の部品状態ではＢＮの低い状態とするのに重要となるのが、以下説明する製造条件である。
　本発明の肌焼鋼部品は、上記成分組成を満足する鋼を部品形状に切削加工した後、浸炭処理または浸炭窒化処理し、その後冷却するに際し９００℃から８００℃までの平均冷却速度を０．１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）とすれば製造できる。
　即ち、ＡｌＮの析出温度はおおよそ７５０～９００℃、ＢＮの析出温度はおおよそ６００～１０５０℃であるが、８００～９００℃の温度域では、ＢＮよりもＡｌＮの方が熱力学的に安定であるため、この温度域を通過するときの時間を長くすることで、鋼中に析出しているＢＮはＡｌＮに変化させることができる。その結果、ＢＮを析出させずにＡｌＮを選択的に析出させることができるため、ＢＮ／ＡｌＮ比を０．０１以下に制御できる。従って本発明では、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を０．１０℃／秒以下とする。好ましくは０．０８℃／秒以下、より好ましくは０．０５℃／秒以下である。
　９００℃から８００℃へ冷却するにあたっては、９００℃から８００℃へ向けて一定の速度で冷却してもよいし、途中で冷却速度を変化させてもよい。また、９００～８００℃の温度域で一旦保持してから８００℃を下回る温度に冷却してもよく、９００℃から８００℃までの平均冷却速度が上記範囲を満足していればよい。
　上記平均冷却速度以外の浸炭処理条件または浸炭窒化処理条件は特に限定されないが、浸炭（または浸炭窒化）するときの温度は、９００～９５０℃程度とするのがよい。浸炭（または浸炭窒化）温度が９５０℃を超えるとＡｌＮが固溶し易くなり、異常粒成長を起して疲労特性が低下することがある。上記浸炭（または浸炭窒化）温度での保持時間は、例えば、３０分～８時間程度とすればよい。なお、上記浸炭（または浸炭窒化）温度に加熱する際の雰囲気は、浸炭（または浸炭窒化）雰囲気とすればよい。
　浸炭または浸炭窒化の種類は特に限定されず、ガス浸炭（ガス浸炭窒化）、真空浸炭（真空浸炭窒化）、高濃度浸炭（高炭素浸炭）など公知の方法を採用できる。真空浸炭（真空浸炭窒化）するときの真空度は、例えば、０．０１ＭＰａ程度以下とすればよい。
　浸炭処理または浸炭窒化処理した後は、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を０．１０℃／秒以下とする以外は、常法に従って焼入れ焼戻し処理を行えばよい。
　焼入れ焼戻し条件は、機械構造部品を製造するときに通常採用される条件であればよく、例えば、浸炭（または浸炭窒化）後、８００～８５０℃程度の温度域で保持した後、焼入れを行ない、次いで１５０～４００℃程度で、２０分～１時間程度保持して焼戻しを行えばよい。浸炭（または浸炭窒化）後、８００～８５０℃程度の温度域で保持する時間を調整することで、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を０．１０℃／秒以下に制御すればよい。
　ところで上記肌焼鋼部品を製造するにあたっては、前記した通り、本発明に係る機械構造用鋼を使用すれば、切削加工時の被削性（特に、工具寿命）をも改善することが出来る。
　具体的には、本発明の機械構造用鋼の製造方法の説明箇所に詳細記載したとおり、上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱した後、９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持し、その後冷却するに際し９００℃から７００℃までの平均冷却速度を０．０５～１０℃／秒とした条件で熱処理することで、本発明の機械構造用鋼、すなわち、鋼中のＡｌＮ量を低減し、ＢＮ量を増加させた機械構造用鋼を製造した後、切削加工を行うことで、低速で断続切削したときの被削性と、高速で連続切削したときの被削性の両方を改善できる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
（実施例１：本発明の機械構造用鋼に関わる実施例）
　下記表１に示すＮｏ．１８～２２以外の化学成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造し、鍛造（ソーキング：１２５０℃×３時間程度、鍛造加熱：１１００℃×１時間程度）および切断し、一辺１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状を経由して、下記（ａ）、（ｂ）の２種類の鍛造材に加工した。
（ａ）板材　：厚さ３０ｍｍ、幅１５５ｍｍ、長さ１００ｍｍ
（ｂ）丸棒材：φ８０ｍｍ、長さ３５０ｍｍ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた（ａ）板材と（ｂ）丸棒材を加熱した後、冷却した。冷却するに際して、９００～１０５０℃の温度域で所定時間保持した。また、冷却するに際して、９００℃から７００℃までの平均冷却速度を変化させた。下記表２に加熱温度（℃）、９００～１０５０℃の温度域での保持時間（秒）、９００℃から７００℃までの平均冷却速度（℃／秒）を夫々示す。
　一方、上記表１に示すＮｏ．１８～２２の化学成分組成の鋼については、上記と同じ条件で一辺１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状とした後、１２００℃に加熱し、次いで１１００℃にて１５０ｍｍ角からφ８０ｍｍへ鍛伸する熱間加工を行った後、上記（ａ）、（ｂ）の２種類の鍛造材に加工し、冷却した。冷却するに際して、９００～１０５０℃の温度域で所定時間保持した。また、冷却するに際して、９００℃から７００℃までの平均冷却速度を変化させた。下記表２に加熱温度（℃）、９００～１０５０℃の温度域での保持時間（秒）、９００℃から７００℃までの平均冷却速度（℃／秒）を夫々示す。
　冷却後の丸棒材に含まれるＢＮとＡｌＮを定量分析し、質量比でＢＮ／ＡｌＮ比を算出した。ＢＮ量とＡｌＮ量は、同じ部位から採取したサンプルを２つ用意し、次の手順で定量した。
　サンプルに含まれるＢＮ量は、電解抽出と酸溶解と吸光光度法とを組み合わせて定量した。具体的には、ＡＡ系電解液（１０質量％のアセチルアセトンと１質量％の塩化テトラメチルアンモニウムを含むメタノール溶液）を用いてサンプルを電気分解した後、濾過して未溶解残渣を採取し、この残渣を塩酸と硝酸で分解した後、硫酸とリン酸を加えて加熱分解した。その後、ＪＩＳ　Ｇ１２２７に準じてホウ素をホウ酸メチルとして蒸留し、水酸化ナトリウムに吸収させる。吸収させたホウ酸メチルに含まれるホウ素量を、ＪＩＳ　Ｇ１２２７に準じてホウ酸メチル蒸留分離クルクミン吸光光度法で定量した。定量したホウ素が全量ＢＮを生成しているものとしてこのホウ素に結合するＮ量を計算し、定量したホウ素量に計算された結合Ｎ量を加えたものをＢＮ量とした。
　また、サンプルに含まれるＡｌＮ量は、臭素－酢酸メチル法で定量した。具体的には、サンプルをフラスコに入れ、臭素と酢酸メチル中で７０℃に加熱して溶解した後、濾過して未溶解残渣を採取し、この残渣を酢酸メチルで充分に洗浄した後、乾燥させる。乾燥させた残渣を、ＪＩＳ　Ｇ１２２８に準じてアンモニア蒸留器に水酸化ナトリウムを加えて蒸留し、０．１％ホウ酸を吸収液として吸収させ、得られた吸収液をＪＩＳ　Ｇ１２２８に準じてアミド硫酸標準液で滴定し、吸収液中のＮ量およびサンプルの計り取り量からＡｌＮ量を定量した。
　定量結果に基づいて、質量比でＢＮ／ＡｌＮ比を算出した。算出結果を下記表２に示す。
　また、冷却後の丸棒材の表面から１０ｍｍ位置を中心として走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察し、観察視野内に認められる析出物の成分組成をＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いて分析すると共に、旧γ粒界に存在するＢＮの個数と旧γ粒内に存在するＢＮの個数を測定し、粒界ＢＮ／粒内ＢＮの個数比を算出した。ＢＮの個数は、検出限界を直径０．１μｍとし、観察倍率１００００倍で１０視野測定した結果を平均して算出した。算出結果を下記表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、冷却後の板材と丸棒材を用い、下記条件で断続切削したときの被削性と連続切削したときの被削性を評価した。
［断続切削時の被削性評価（エンドミル切削試験）］
　断続切削時の被削性を評価するために、エンドミル加工したときの工具摩耗量を測定した。エンドミル切削試験には、上記板材をスケール除去した後、表面を約２ｍｍ研削したものを試験片（被削材）として用いた。具体的には、マニシングセンタ主軸にエンドミル工具を取り付け、上記のようにして製造した厚さ２５ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片をバイスにより固定し、乾式の切削雰囲気下でダウンカット加工を行った。詳細な加工条件を下記表３に示す。断続切削を２００カット行った後、工具表面を光学顕微鏡下、１００倍で観察して平均逃げ面摩耗量（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。結果を上記表２に示す。本発明では、断続切削後のＶｂが８０μｍ以下のものを「断続切削時の被削性が優れる」と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
［連続切削時の被削性評価（旋削試験）］
　連続切削時の被削性を評価するために、上記丸棒材（φ８０ｍｍ×長さ３５０ｍｍ）をスケール除去した後、表面を約２ｍｍ研削したものを旋削試験片（被削材）として用い、外周旋削加工を行なった。外周旋削加工の条件は、下記の通りである。
（外周旋削加工条件）
工具　　：超硬合金Ｐ１０（ＪＩＳ　Ｂ４０５３）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り　　：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
潤滑方式：乾式
　外周旋削加工後、工具表面を光学顕微鏡下、１００倍で観察して平均逃げ面摩耗量（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。結果を上記表２に示す。本発明では、連続切削後のＶｂが１００μｍ以下のものを「連続切削時の被削性が優れる」と評価し、Ｖｂが７０μｍ以下のものを「連続切削時の被削性が特に優れる」と評価した。
　次に、冷却後の丸棒材を用い、下記条件でシャルピー衝撃試験を行って熱処理後の衝撃特性を評価した。
［衝撃特性の評価］
　熱処理後の衝撃特性を評価するために、冷却後の上記丸棒材から、幅１２ｍｍ×幅１２ｍｍ×長さ５５ｍｍのサンプルを切り出し、これを８５０℃に加熱した後、焼入れを行ない、次いで５００℃で３０分間焼戻して熱処理したものからＪＩＳ４号　Ｕノッチを切り出したものをシャルピー衝撃試験片とした。この試験片を用いてＪＩＳ　Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行った。結果を上記表２に示す。
　表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１～２２は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を適切な範囲に調整しているため、低速での断続切削と高速での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮し、焼入れ焼戻しした後であっても衝撃特性に優れている。
　特にＮｏ．１８～２２は、１２００℃に加熱した後、１１００℃で熱間鍛造すると共に、９００～１０５０℃で所定時間保持した例であり、これらＮｏ．１８～２２の化学成分組成は、夫々、Ｎｏ．３、６、７、８、９と同じである。Ｎｏ．３とＮｏ．１８、Ｎｏ．６とＮｏ．１９、Ｎｏ．７とＮｏ．２０、Ｎｏ．８とＮｏ．２１、Ｎｏ．９とＮｏ．２２を比較すると、熱間鍛造することで、粒界ＢＮ／粒内ＢＮを０．５０以下に制御することができ、熱処理後の衝撃特性を、熱間鍛造なしの場合よりも相対的に高めることができている。
　これに対し、Ｎｏ．２３とＮｏ．２８は、加熱温度が１１００℃を下回っており、ＢＮの析出が不充分となり、ＢＮ／ＡｌＮ比が０．０２０を下回っているため、連続切削時の被削性と、熱処理後の衝撃特性が劣っている。Ｎｏ．２４は、９００～１０５０℃の温度域での保持時間が１５０秒より短く、ＢＮの析出が不充分となり、ＢＮ／ＡｌＮ比が０．０２０を下回っているため、連続切削時の被削性と、熱処理後の衝撃特性が劣っている。Ｎｏ．２５は、９００℃から７００℃までの温度域の平均冷却速度が０．０５℃／秒を下回っており、ＡｌＮが多く生成し、ＢＮ／ＡｌＮ比が０．０２０を下回っているため、連続切削時の被削性と、熱処理後の衝撃特性が劣っている。Ｎｏ．２６は、Ａｌ量が少ない例であり、固溶Ａｌ量が不足しているため、断続切削時の被削性が劣っている。Ｎｏ．２７は、Ｂ量が少ない例であり、ＢＮの析出が不充分となり、ＢＮ／ＡｌＮ比が０．０２０を下回っているため、連続切削時の被削性と、熱処理後の衝撃特性が劣っている。
（実施例２：本発明の肌焼鋼部品に関わる実施例）
　下記表４に示す化学成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造し、鍛造（ソーキング：１２５０℃×３時間程度、鍛造加熱：１１００℃×１時間程度）および切断し、一辺１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状を経由して、下記（ａ）、（ｂ）の２種類の鍛造材に加工した。
（ａ）板材　：厚さ３０ｍｍ、幅１５５ｍｍ、長さ１００ｍｍ
（ｂ）丸棒材：φ８０ｍｍ、長さ３５０ｍｍ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた（ａ）板材と（ｂ）丸棒材は、所定の温度に加熱した後、冷却した。このとき冷却するに際して、９００～１０５０℃の温度域で所定時間保持した。また、保持後、９００℃から７００℃までの平均冷却速度を変化させた。下記表５に加熱温度（℃）、９００～１０５０℃の温度域での保持時間（秒）、９００℃から７００℃までの平均冷却速度（℃／秒）を夫々示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　冷却後の板材と丸棒材を用い、下記条件で断続切削したときの被削性と連続切削したときの被削性を評価した。
［断続切削時の被削性評価（エンドミル切削試験）］
　断続切削時の被削性を評価するために、エンドミル加工したときの工具摩耗量を測定した。エンドミル切削試験には、上記板材をスケール除去した後、表面を約２ｍｍ研削したものを試験片（被削材）として用いた。具体的には、マニシングセンタ主軸にエンドミル工具を取り付け、上記のようにして製造した厚さ２５ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片をバイスにより固定し、乾式の切削雰囲気下でダウンカット加工を行った。詳細な加工条件は、前記実施例１のときと同様、すなわち前記表３の通りである。断続切削を２００カット行った後、工具表面を光学顕微鏡下、１００倍で観察して平均逃げ面摩耗量（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。結果を上記表５に示す。本発明では、断続切削後のＶｂが８０μｍ以下のものを「断続切削時の被削性が優れる」と評価した。
［連続切削時の被削性評価（旋削試験）］
　連続切削時の被削性を評価するために、上記丸棒材（φ８０ｍｍ×長さ３５０ｍｍ）をスケール除去した後、表面を約２ｍｍ研削したものを旋削試験片（被削材）として用い、外周旋削加工を行なった。外周旋削加工の条件は、下記の通りである。
（外周旋削加工条件）
工具　　：超硬合金Ｐ１０（ＪＩＳ　Ｂ４０５３）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り　　：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
潤滑方式：乾式
　外周旋削加工後、工具表面を光学顕微鏡下、１００倍で観察して平均逃げ面摩耗量（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。結果を上記表５に示す。本発明では、連続切削後のＶｂが１００μｍ以下のものを「連続切削時の被削性が優れる」と評価し、Ｖｂが７０μｍ以下のものを「連続切削時の被削性が特に優れる」と評価した。
　次に、冷却後の丸棒材を、図１（Ａ）、（Ｂ）に示す試験片１の形状に切削加工した後、浸炭処理または浸炭窒化処理を施し、肌焼鋼部品を製造した。
　図１（Ａ）、（Ｂ）は、コマツ式ローラーピッチング試験を行なっているときの試験片の様子を示した説明図であり、（Ａ）は全体図、（Ｂ）は（Ａ）の矢印Ａ方向から見た図である。図１（Ａ）、（Ｂ）中、１は試験片、２は相手材を示している。試験片１は、小ローラーであり、相手材２と接触する部分の直径は２６ｍｍ、接触部の幅は２８ｍｍである。相手材２は、大ローラーであり、直径１３０ｍｍ、幅８ｍｍで、幅方向には１５０Ｒのクラウニング加工が施されている。相手材２は、ＪＩＳ　Ｇ４８０５に規定されるＳＵＪ２を焼入れ焼戻ししたものである。
　切削加工して得られた試験片１は、次の条件で浸炭処理または浸炭窒化処理を施した。
《ガス浸炭》
　切削加工して得られた試験片１を９３０℃に昇温し、この温度で５時間保持してガス浸炭した後、８２０℃で１０～９０分間保持してから６０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した。ガス浸炭した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表５に示す。なお、ガス浸炭するときのカーボンポテンシャルは０．８５とした。
《高濃度浸炭（高炭素浸炭）》
　切削加工して得られた試験片１を９４５℃に昇温し、この温度で７時間保持して高濃度浸炭した後、８２０℃で３０分間保持してから６０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した。高濃度浸炭した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表５に示す。なお、高濃度浸炭するときのカーボンポテンシャルは１．２とした。
《真空浸炭》
　切削加工して得られた試験片１を９３０℃に昇温し、この温度で４時間保持して真空浸炭した後、８２０℃で３０分間保持してから６０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した。真空浸炭した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表５に示す。なお、真空浸炭するときのカーボンポテンシャルは０．８５、圧力は０．００５ＭＰａ以下とした。
《浸炭窒化》
　切削加工して得られた試験片１を９００℃に昇温し、この温度で５時間保持して浸炭窒化した後、８２０℃で３０分間保持してから６０℃の油浴に入れて焼入れ、１９０℃で３０分間焼戻した。浸炭窒化した後、９００℃から８００℃までの平均冷却速度を上記表５に示す。なお、浸炭窒化するときのカーボンポテンシャルは０．５とした。
　得られた肌焼鋼部品の表面に析出しているＢＮ量とＡｌＮ量を下記条件で定量すると共に、コマツ式ローラーピッチング試験を行ない、剥離するまでの肌焼鋼部品の寿命を測定し、疲労特性を評価した。
［ＢＮ／ＡｌＮ比］
　肌焼鋼部品の表面（最表面から深さ１ｍｍ位置までの領域）を切削加工によって削り取ったものをサンプルとした。同じ部位から採取したサンプルを２つ用意し、サンプルに含まれるＢＮ量とＡｌＮ量を次の手順で定量した。
　サンプルに含まれるＢＮ量は、電解抽出と酸溶解と吸光光度法とを組み合わせて定量した。具体的には、ＡＡ系電解液（１０質量％のアセチルアセトンと１質量％の塩化テトラメチルアンモニウムを含むメタノール溶液）を用いてサンプルを電気分解した後、濾過して未溶解残渣を採取し、この残渣を塩酸と硝酸で分解した後、硫酸とリン酸を加えて加熱分解した。その後、ＪＩＳ　Ｇ１２２７に準じてホウ素をホウ酸メチルとして蒸留し、水酸化ナトリウムに吸収させる。吸収させたホウ酸メチルに含まれるホウ素量を、ＪＩＳ　Ｇ１２２７に準じてホウ酸メチル蒸留分離クルクミン吸光光度法で定量した。定量したホウ素が全量ＢＮを生成しているものとしてこのホウ素に結合するＮ量を計算し、定量したホウ素量に計算された結合Ｎ量を加えたものをＢＮ量とした。
　また、サンプルに含まれるＡｌＮ量は、臭素－酢酸メチル法で定量した。具体的には、サンプルをフラスコに入れ、臭素と酢酸メチル中で７０℃に加熱して溶解した後、濾過して未溶解残渣を採取し、この残渣を酢酸メチルで充分に洗浄した後、乾燥させる。乾燥させた残渣を、ＪＩＳ　Ｇ１２２８に準じてアンモニア蒸留器に水酸化ナトリウムを加えて蒸留し、０．１％ホウ酸を吸収液として吸収させ、得られた吸収液をＪＩＳ　Ｇ１２２８に準じてアミド硫酸標準液で滴定し、吸収液中のＮ量およびサンプルの計り取り量からＡｌＮ量を定量した。
　定量結果に基づいて、質量比でＢＮ／ＡｌＮ比を算出した。算出結果を上記表５に示す。
［疲労特性の評価］
　肌焼鋼部品の疲労特性は、コマツ式ローラーピッチング試験を行ない、表面剥離を発生するまでの寿命（回転数）を測定することによって評価した。試験条件は、面圧２．５ＧＰａ、すべり率－３０％とし、潤滑油として市販のＡＴオイルを用い、振動センサーによって試験片表面における剥離の有無を検出し、表面剥離が発生するまでの寿命（試験片１の回転数）を測定し、肌焼鋼部品の疲労特性を評価した。表面剥離が発生するまでの試験片１の回転数を上記表５に示す。本発明では、回転数が２００万回以上の場合を合格とし、疲労特性に優れていると評価した。
　上記表５から次のように考察できる。
　Ｎｏ．１～１８は、本発明で規定する要件を満足する例であり、部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）を適切な範囲に調整しているため、面疲労強度が向上し、疲労特性（特に、耐ピッチング性）に優れている。特にＮｏ．１～１６は、切削加工前の熱処理条件を適切に制御しているため、低速で断続切削したときと、高速で連続切削したときの両方で優れた被削性（特に、工具寿命の延長）を発揮している。
　これに対しＮｏ．１９は、ガス浸炭後、焼入れ前の８２０℃での保持時間が１０分と短くしたため、９００℃から８００までの平均冷却速度が０．１０℃／秒を超えており、ＢＮ／ＡｌＮ比が０．０１を超えている。従って肌焼鋼部品の疲労特性を改善できていない。Ｎｏ．２０は、Ａｌ量が少ない例であり、固溶Ａｌ量が不足しているため、断続切削時の被削性が劣っている。また、Ａｌ量が少ないため、部品表面のＢＮ／ＡｌＮが０．０１を超えて大きくなっており、疲労特性に劣っている。Ｎｏ．２１は、Ｂ量が少ない例であり、Ｂによる焼入れ性向上効果が発揮されなかったため、疲労特性が劣化している。また、連続切削したときの被削性が劣っている。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２００９年１０月２日出願の日本特許出願（特願２００９－２３０９１０）、２００９年１０月２日出願の日本特許出願（特願２００９－２３０９１１）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明は、例えば、自動車用変速機や差動装置をはじめとする各種歯車伝達装置に利用される歯車、シャフト、プーリーや等速ジョイント等、更にはクランクシャフト、コンロッド等の機械構造部品に適用することができる。

Claims (9)

  1. 　Ｃ  ：０．０５～０．８％（質量％の意味、以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．０３～２％、
    　Ｍｎ：０．２～１．８％、
    　Ａｌ：０．１～０．５％、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００８％、
    　Ｎ　：０．００２～０．０１５％を含有し、
    　Ｐ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｏ　：０．００２％以下（０％を含まない）を満足し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなる鋼であり、
    　鋼中に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）が０．０２０～０．２であることを特徴とする機械構造用鋼。
  2. 　鋼中に析出しているＢＮのうち、旧オーステナイト粒界に析出しているＢＮと旧オーステナイト粒内に析出しているＢＮの個数比（粒界ＢＮ／粒内ＢＮ）が０．５０以下である請求項１に記載の機械構造用鋼。
  3. 　前記組成に加えて、さらに以下の（ａ）～（ｅ）群の少なくとも１群を含む請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
    （ａ）Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）
    （ｂ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）
    （ｃ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）
    （ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｅ）Ｖ  ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
  4. 　Ｃ　：０．０５～０．８％、
    　Ｓｉ：０．０３～２％、
    　Ｍｎ：０．２～１．８％、
    　Ａｌ：０．１～０．５％、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００８％、
    　Ｎ　：０．００２～０．０１５％を含有し、
    　Ｐ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｏ  ：０．００２％以下（０％を含まない）を満足し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を浸炭または浸炭窒化した肌焼鋼部品であって、
    　部品表面に析出しているＢＮとＡｌＮの質量比（ＢＮ／ＡｌＮ）が０．０１以下であることを特徴とする肌焼鋼部品。
  5. 　前記組成に加えて、さらに以下の（ａ）～（ｅ）群の少なくとも１群を含む請求項４に記載の肌焼鋼部品。
    （ａ）Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）
    （ｂ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）
    （ｃ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）
    （ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔａ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｅ）Ｖ  ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
  6. 　請求項１～３のいずれかに記載の機械構造用鋼を製造する方法であって、
    　上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後に、９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持する保持工程と、
    　前記保持工程後に、９００℃から７００℃まで平均冷却速度０．０５～１０℃／秒で冷却する冷却工程とを備えることを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。
  7. 　前記加熱工程の後に、１０００℃以上で熱間加工する熱間加工工程を行い、かつ、前記熱間加工工程での加工時間と、前記保持工程での保持時間との合計で１５０秒以上とすることを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
  8. 　請求項４または５に記載の肌焼鋼部品を製造する方法であって、
    　上記成分組成を満足する鋼を部品形状に切削加工する切削加工工程と、
    　前記切削加工した部品を浸炭処理または浸炭窒化処理する表面加工工程と、
    　浸炭処理または浸炭窒化処理する工程後に冷却する冷却工程とを備えるとともに、
    　前記冷却工程において、９００℃から８００℃まで平均冷却速度０．１０℃／秒以下（０℃／秒を含まない）で冷却することを特徴とする肌焼鋼部品の製造方法。
  9. 　前記切削工程の前に、
    　上記成分組成を満足する鋼を１１００℃以上に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程の後に、９００～１０５０℃の温度域で１５０秒以上保持する保持工程と、
    　前記保持工程後に、９００℃から７００℃まで平均冷却速度０．０５～１０℃／秒で冷却する冷却工程とを行うことを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
     
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