WO2012046779A1 - 肌焼鋼及びその製造方法 - Google Patents

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carburizing
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橋村　雅之
慶 宮西
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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Definitions

  • the present invention relates to a case-hardened steel subjected to carburizing and quenching after hot working such as hot forging, cold working such as cold forging and rolling, cutting, and the like, and a method for manufacturing the same.
  • Rolling parts such as gears and bearings, and rotation transmission parts such as constant velocity joints and shafts are required to have surface hardness and are therefore carburized and quenched.
  • These carburized parts include, for example, hot forging, warm forging, and cold forging of medium-carbon alloy steels for machine structures specified in JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106, etc. It is manufactured in a process of forming into a predetermined shape by plastic working such as rolling or by carburizing and quenching.
  • the accuracy of the part shape may deteriorate due to heat treatment distortion caused by carburizing and quenching.
  • heat treatment distortion may cause noise and vibration, and may further deteriorate fatigue characteristics at the contact surface.
  • power transmission efficiency and fatigue characteristics are impaired.
  • the largest cause of this heat treatment distortion is coarse particles which are generated non-uniformly by heating during carburizing and quenching.
  • the case-hardened steel is hardened by precipitation strengthening. Moreover, the case-hardened steel is hardened also by the addition of alloy elements that generate precipitates. Therefore, in steel that can prevent the generation of coarse grains at high temperatures, a decrease in cold workability with respect to cold forging, cutting, etc. is cited as a new issue.
  • cutting is a process that requires high accuracy close to the final shape, and a slight increase in hardness greatly affects the accuracy of cutting. 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). Conventionally, it is known that addition of a machinability improving element such as Pb or S is effective for improving machinability.
  • a machinability improving element such as Pb or S is effective for improving machinability.
  • Pb is an environmentally hazardous substance, and the addition of Pb to steel is being restricted due to the importance of environmentally friendly technology.
  • S improves the machinability by forming MnS and the like in steel, but coarse MnS stretched by hot working tends to be the starting point of fracture during rolling, hot forging, and cold forging. In many cases, it causes processing defects. Therefore, the addition of a large amount of S tends to cause deterioration in workability and forgeability during hot and cold rolling, and mechanical properties such as rolling fatigue.
  • hot working such as hot forging, cold forging
  • cold-worked steel such as rolling, cutting, carburizing and quenching
  • case hardening steel with excellent coarse grain prevention characteristics, cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburizing and quenching, and its manufacturing method To do.
  • the present inventor has intensively studied to solve the above problems.
  • Ti-based precipitates act as a starting point for fatigue failure, and fatigue characteristics, particularly rolling fatigue characteristics, tend to deteriorate. Therefore, the present inventors have obtained the following knowledge and completed the present invention.
  • Ti-based precipitates are finely dispersed by limiting the amount of N, increasing the hot rolling temperature, etc., both coarse grain prevention characteristics and fatigue characteristics can be achieved.
  • S size and shape of the sulfide by adding Ti.
  • Ti also forms sulfides and is combined with MnS, which is effective for making MnS finer.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the case-hardened steel according to one embodiment of the present invention has a chemical composition in mass% of C: 0.1 to 0.5%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.00. 3 to 1.8%, S: 0.001 to 0.15%, Cr: 0.4 to 2.0%, Ti: 0.05 to 0.2%, Al: 0.2% or less N: 0.0050% or less, P: 0.025% or less, O: 0.0025% or less, the balance is made of iron and unavoidable impurities, and the equivalent circle diameter is 1 mm of a sulfide exceeding 5 ⁇ m.
  • the number d per 2 and the mass percentage [S] of the S content satisfy d ⁇ 500 ⁇ [S] +1.
  • the chemical composition is further in mass%, Nb: less than 0.04%, Mo: 1.5% or less, Ni: 3.5% or less, V: 0.5% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: You may contain at least 1 sort (s) selected from 0.003% or less and Zr: 0.005% or less.
  • [Al] / [Ca] which is the ratio of the mass percentage [Al] of Al to the mass percentage [Ca] of Ca, is 1 or more and 100 or less. Also good.
  • the Mn content is 1.0% or less
  • the S content relative to the mass percentage [Mn] of the Mn content [Mn] / [S], which is the ratio of the mass percentage [S] may be 100 or less.
  • the bainite structure fraction may be 30% or less.
  • the maximum equivalent circle diameter of the Ti-based precipitate may be 40 ⁇ m or less.
  • the said chemical composition is further mass%, Nb: less than 0.04%, Mo: 1.5% or less, Ni: 3.5 % Or less, V: 0.5% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.003% or less, Zr: 0.005% or less You may contain.
  • [Al] / [Ca] which is a ratio of the mass percentage [Al] of Al to the mass percentage [Ca] of Ca, is 1 or more and 100 or less. It may be.
  • the amount of Mn is 1.0% or less, and the S content relative to the mass percentage [Mn] of the Mn content.
  • [Mn] / [S], which is the ratio of the mass percentage [S] of the content, may be 100 or less.
  • the case-hardened steel according to the present invention is excellent in fatigue characteristics after carburizing and quenching, and workability such as forgeability and machinability. That is, in the case-hardened steel according to the present invention, good workability is obtained in the hot forging process and the subsequent cutting process, and even when carburizing at a higher temperature and shorter time than conventional when carburizing, The coarsening can be suppressed and good fatigue characteristics can be obtained.
  • the cold deformation characteristics are good, and even if the normalizing process after cold forging is omitted, the abnormal grains of crystal grains in carburizing Growth can be suppressed, and deterioration in dimensional accuracy due to quenching strain and accompanying reduction in fatigue strength are extremely small.
  • the case-hardened steel according to the present invention when various alloy elements are added to prevent the generation of coarse grains, the conventional problem that the machinability is lowered is solved, and the precision of the part shape is improved. Is achieved, and the tool life is also increased.
  • test piece used for the upsetting test supposing hot forging It is a figure of the test piece used for the upsetting test supposing cold forging. It is a figure which shows an example of the relationship between the average cooling rate in a slab, and the average area of MnS. It is a flowchart which shows an example of the manufacturing method of the case hardening steel which concerns on one Embodiment of this invention.
  • 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 steel material is first so that the precipitates of Ti, Nb and Al are dissolved in the steel.
  • hot working that is, after hot rolling or hot forging, it is necessary to gradually cool the precipitation temperature range of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates at a cooling rate of 1 ° C./s or less.
  • Ti-based precipitates and Nb-based precipitates can be finely dispersed in the case hardening steel. Further, if the ferrite grains of the steel material before carburizing and quenching are excessively fine, coarse grains are likely to be generated during carburizing heating. Therefore, it is necessary to control the finishing temperature of hot rolling or hot forging to 840 to 1000 ° C. so as not to generate fine ferrite.
  • the case-hardened steel of the present invention is processed into a part shape such as a gear, for example, as shown in FIG. 1, after rolling a continuously cast slab, hot forging or cold forging before carburizing and quenching is performed. Cutting (in the case of gears, tooth forming by gear cutting) is performed. At that time, sulfides such as MnS decrease the cold forgeability, but are extremely effective for cutting (for example, gear cutting). That is, the sulfide in the case hardening steel (work material) suppresses the change in the tool shape due to wear of the cutting tool, and exhibits the effect of extending the so-called tool life. In particular, in the case of a precision shape such as a gear, if the cutting tool life is short, the tooth shape cannot be stably formed. For this reason, the cutting tool life affects not only the production efficiency and cost but also the shape accuracy of the parts.
  • the size of MnS decreases as the cooling rate increases, and conversely, the size of MnS increases as the cooling rate decreases. Therefore, as described later, the cooling rate should be increased from the viewpoint of controlling the dimensions of MnS. On the other hand, when the cooling rate is high, cracks may occur on the surface of the slab, resulting in casting troubles, and the need to care for the soot after casting may occur.
  • the range of the solidification cooling rate (average solidification cooling rate) is controlled to 12 to 100 ° C./min.
  • the cooling rate is less than 12 ° C./min, solidification is too slow, so that the sulfide mainly composed of MnS crystallizes, and this sulfide is finely dispersed so as to satisfy the following formula (2). It is difficult to let In addition, when the cooling rate exceeds 100 ° C./min, the density of the sulfide mainly composed of fine MnS to be generated is saturated, the hardness of the slab (steel before rolling) is increased, and cracking may occur. .
  • the cooling rate at the time of casting needs to be 12 to 100 ° C./min.
  • the cooling rate during casting is preferably 15 to 100 ° C./min.
  • Such a cooling rate can be obtained by controlling the size of the mold cross section, the casting speed, and the like to appropriate values. Such cooling control can be applied to both the continuous casting method and the ingot-making method.
  • the solidification cooling rate here refers to the liquidus temperature at the center line of the width of the slab and at 1/4 part of the thickness of the slab in the cross section (cross section perpendicular to the casting direction) of the slab shown in FIG. It means the speed at the time of cooling from to the solidus temperature.
  • This solidification cooling rate can be calculated by the following formula (1) from the interval between the secondary dendrite arms of the solidified structure of the cross section of the slab after solidification.
  • Rc ( ⁇ 2/770) -1 / 0.41 ⁇ (1)
  • Rc is the solidification cooling rate (° C./min)
  • ⁇ 2 is the interval ( ⁇ m) between the secondary dendrite arms.
  • sulfides centered on MnS are deformed and become the starting point of fracture.
  • coarse MnS decreases the cold forgeability such as the critical compressibility.
  • anisotropy occurs in the steel characteristics.
  • FIGS. 2A and 2B show the relationship between machinability and cold workability for case-hardened steel with good pinning characteristics that suppress the generation of coarse grains during carburizing and quenching.
  • the amount of S is changed in the SCr420 equivalent steel.
  • the amount of S is changed in the SCM420 equivalent steel obtained by adding Mo to the SCr420 equivalent steel.
  • the steel located on the upper right side has a better balance between machinability and cold workability, and this balance changes depending on the steel type (particularly, the amount of element that enhances hardenability).
  • [C] C is an element that increases the strength of steel. In order to ensure sufficient tensile strength, the C content needs to be 0.1% or more, and preferably 0.15% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.5%, the cold workability deteriorates due to remarkable curing, so the amount of C needs to be 0.5% or less. Moreover, in order to ensure the toughness of a core part after carburizing, it is preferable that C amount is 0.4% or less, and it is still more preferable that it is 0.3% or less.
  • Si is an element effective for deoxidation of steel, and the Si amount needs to be 0.01% or more.
  • Si is an element that strengthens steel and improves hardenability, and the Si content is preferably 0.02% or more.
  • Si is an element effective for increasing the grain boundary strength.
  • bearing parts and rolling parts it is an element effective for extending the life in order to suppress structural changes and material deterioration during the rolling fatigue process. It is. Therefore, when increasing the strength, the Si content is more preferably 0.1% or more. In particular, in order to increase the rolling fatigue strength, the Si content is preferably 0.2% or more.
  • the Si content if the Si content exceeds 1.5%, cold workability such as cold forging deteriorates due to curing, so the Si content needs to be 1.5% or less. Moreover, in order to improve cold workability, it is preferable that Si amount is 0.5% or less. In particular, when emphasizing cold forgeability, the Si content is preferably 0.25% or less.
  • Mn is an element effective for deoxidation of steel and increases the strength and hardenability of steel, and the amount of Mn needs to be 0.3% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 1.8%, the cold forgeability deteriorates due to the increase in hardness, so it is necessary to be 1.8% or less. A preferable range of the amount of Mn is 0.5 to 1.2%. In addition, when importance is attached to cold forgeability, the Mn content is preferably set to 0.75% or less. Mn is an element that improves hardenability, but is an element that generates MnS in steel together with S in terms of sulfide formation.
  • Mn has the effect of increasing the bainite fraction from the surface of hardenability to harden the steel, and lowers cold forgeability and machinability from the processed surface. Therefore, in terms of sulfide generation, if the amount of Mn is large and the ratio of [S] [S] to the amount of Mn [Mn] [Mn] / [S] increases, coarse MnS is likely to occur. In particular, in order to reduce the bainite fraction and sufficiently ensure cold forgeability, it is preferable that the Mn content is 1.0% or less and [Mn] / [S] is 100 or less. [Mn] / [S] may be 2 or more.
  • [S] S is an element that forms MnS in steel and improves machinability.
  • the amount of S needs to be 0.001% or more, and is preferably 0.01% or more.
  • the S content is preferably 0.05% or less.
  • the S content is more preferably 0.03% or less.
  • the shape of the sulfide is controlled by adding Ti or Nb, controlling the cooling rate during solidification (solidification cooling rate), and heating during soaking.
  • Ti forms a composite sulfide with Mn, and this composite sulfide does not stretch like single MnS.
  • solidification cooling rate is low, coarse MnS is generated in the liquid phase before the completion of solidification.
  • the S amount is preferably 0.01% or more.
  • [Cr] Cr is an effective element that improves the strength and hardenability of steel, and the Cr amount needs to be 0.4% or more. Further, in bearing parts and rolling parts, Cr increases the residual ⁇ content of the surface layer after carburizing, and is effective in extending the life by suppressing structural changes and material deterioration during the rolling fatigue process. Therefore, the Cr content is preferably 0.7% or more, and more preferably 1.0% or more. On the other hand, when Cr exceeding 2.0% is added to the steel, the cold workability deteriorates due to the increase in hardness, so the Cr amount needs to be 2.0% or less. In order to improve the cold forgeability, the Cr content is preferably 1.5% or less.
  • Ti is an element that produces precipitates such as carbides, carbosulfides, and nitrides in steel.
  • the Ti amount needs to be 0.05% or more, and preferably 0.1% or more.
  • the Ti amount needs to be 0.2% or less.
  • the Ti content is preferably set to 0.15% or less.
  • the precipitate of MnS can be refined by adding Ti.
  • Al is a deoxidizer, and the amount of Al is preferably 0.005% or more, but is not limited thereto.
  • AlN does not form a solution by heating during hot working and remains in the steel. Therefore, coarse AlN acts as a precipitation nucleus of Ti and Nb precipitates, thereby inhibiting the formation of fine precipitates. Therefore, in order to prevent the coarsening of crystal grains during carburizing and quenching, the Al content needs to be 0.2% or less. If the Al content is in the range of 0.05% or less, the heat treatment characteristics during normalization and carburizing and quenching are not significantly different from those of conventional steel, so the Al content may be 0.05% or less practically. preferable.
  • the Al content is preferably 0.03% or more. In consideration of the balance between heat treatment characteristics and machinability, the Al content is preferably 0.15% or less.
  • the precipitation amount of AlN contained in the case hardening steel is preferably limited to 0.01% or less, and limited to 0.005% or less. More preferably.
  • the steel is sufficiently heated and held at 1250 ° C. or higher at the stage of manufacturing billets and the like from the slab.
  • This temperature is preferably higher, and it is preferable to heat and hold the steel at a temperature exceeding 1250 ° C. If this holding temperature exceeds 1350 ° C., the material of the heating furnace such as a refractory is significantly damaged. Therefore, the holding temperature needs to be 1320 ° C. or less.
  • the rate of precipitation and growth of AlN is slower than that of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates. Therefore, it is possible to reduce the precipitation amount of AlN contained in the case-hardened steel by preventing the residual AlN during the hot working heating, utilizing the fine Ti-based precipitates and Nb-based precipitates, Generation of coarse grains during carburizing and quenching can be prevented.
  • the precipitation amount of AlN can be measured by chemical analysis of the steel extraction residue.
  • the extraction residue is collected by dissolving steel with a bromine-methanol solution and filtering this solution 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.
  • [N] N is an element that generates nitride.
  • the N amount is limited to 0.0050% or less. This is because coarse TiN and AlN act as precipitation nuclei such as Ti-based precipitates mainly composed of TiC and TiCS and Nb-based precipitates mainly composed of NbC, and inhibit the dispersion of fine precipitates. is there. Therefore, the N content is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0035% or less.
  • the lower limit of the N amount is not particularly limited, and is 0%.
  • [P] P is an impurity and is an element that increases deformation resistance during cold working and deteriorates toughness. If P is excessively contained in the steel, the cold forgeability deteriorates, so it is necessary to limit the P content to 0.025% or less. Further, in order to suppress embrittlement of crystal grain boundaries and improve fatigue strength, the P content is preferably set to 0.015% or less. The lower limit of the amount of P is not particularly limited, and is 0%.
  • [O] O is an impurity, and forms oxide inclusions in steel and impairs workability. Therefore, the amount of O is limited to 0.0025% or less. Moreover, since the case-hardened steel of this embodiment contains Ti, oxide inclusions containing Ti are generated, and TiC is precipitated using this as a precipitation nucleus. When the oxide inclusions increase, the generation of fine TiC may be suppressed during hot working. Therefore, in order to finely disperse Ti-based precipitates mainly composed of TiC and TiCS and suppress the coarsening of crystal grains during carburizing and quenching, the O content is preferably limited to 0.0020% or less. Furthermore, rolling fatigue failure may occur in bearing parts and rolling parts starting from oxide inclusions. Therefore, when applying case hardening steel to bearing parts or rolling parts, it is more preferable to limit the amount of O to 0.0012% or less in order to improve the rolling life. The lower limit of the amount of O is not particularly limited and is 0%.
  • the chemical composition which contains the above-mentioned basic chemical component (basic element) and consists of the balance Fe and inevitable impurities is the basic composition of the present invention.
  • the present invention may further contain the following elements (selective elements) as necessary. In addition, even if these selective elements are inevitably mixed in steel, the effect in this embodiment is not impaired.
  • Nb In addition to the above basic elements, in order to suppress the generation of coarse grains during carburizing and quenching, it is preferable to add Nb that produces carbonitrides similarly to Ti.
  • Nb is an element that forms carbonitride by combining with C and N in steel in the same manner as Ti.
  • Nb is an element that forms carbonitride by combining with C and N in steel in the same manner as Ti.
  • the effect of suppressing the generation of coarse grains due to Ti-based precipitates becomes even more remarkable.
  • 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 Nb content is preferably 0.005% or more, but is not limited thereto.
  • the Nb amount is preferably less than 0.04%.
  • the Nb content is more preferably less than 0.03%.
  • the Nb content is preferably less than 0.02%.
  • Nb affects the hot ductility, and in steel used for gears, the hot ductility becomes even more sensitive to the amount of Nb. Therefore, addition of Nb is effective for control of Ti-based precipitates and microstructures, but attention should be paid to addition of Nb also from the viewpoint of ductility in hot working such as rolling and hot forging. Thus, since the effect of Nb addition is recognized when 0.005% or more of Nb is added, excessive Nb addition exceeding 0.04% should be avoided. In addition, when reducing an alloy cost, it is not necessary to add Nb into steel intentionally, and the minimum of the amount of Nb is 0%.
  • the sum of the Nb amount [Nb] and the Ti amount [Ti], [Ti] + [Nb] Is preferably 0.07% or more and less than 0.17%.
  • a more preferable range of [Ti] + [Nb] is more than 0.09% and less than 0.17%.
  • one or more of Mo, Ni, V, and B may be added.
  • Mo is an element that increases the strength and hardenability of the steel, and may be added to the steel as necessary. Mo is effective for increasing the amount of residual ⁇ on the surface layer of the carburized part and for extending the life by suppressing the structural change and material deterioration during the rolling fatigue process. However, when Mo exceeding 1.5% is added to the steel, the machinability and cold forgeability may deteriorate due to the increase in hardness. Therefore, the Mo amount is preferably 1.5% or less. Since Mo is an expensive element, the Mo amount is preferably 0.5% or less from the viewpoint of manufacturing cost. Thus, in order to reduce the alloy cost, there is no need to intentionally add Mo into the steel, and the lower limit of the amount of Mo is 0%. Moreover, when adding and utilizing Mo, it is preferable that Mo amount is 0.05% or more, Furthermore, it is preferable that it is 0.1% or more.
  • Ni is an element effective for improving the strength and hardenability of steel, and may be added to the steel as necessary. However, if Ni exceeding 3.5% is added to the steel, the machinability and cold forgeability may be deteriorated due to the increase in hardness, so the Ni content is preferably made 3.5% or less. Since Ni is also an expensive element, the amount of Ni is preferably 2.0% or less and more preferably 1.0% or less from the viewpoint of manufacturing cost. Thus, in order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add Ni into the steel, and the lower limit of the Ni amount is 0%. Moreover, when adding and utilizing Ni, it is preferable that Ni amount is 0.1% or more, Furthermore, it is preferable that it is 0.2% or more.
  • V is an element that improves strength and hardenability when dissolved in steel, and may be added to steel as necessary. If the amount of V exceeds 0.5%, the machinability and cold forgeability may be deteriorated due to the increase in hardness. Therefore, the amount of V is preferably 0.5% or less, 0.2 % Or less is more preferable. In order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add V to the steel, and the lower limit of the V amount is 0%. Moreover, when adding and utilizing V, it is preferable that V amount is 0.05% or more, Furthermore, it is preferable that it is 0.1% or more.
  • [B] B is an effective element that enhances the hardenability of steel with a small amount of addition, and may be added to steel as necessary. Further, B generates boron iron carbide in the cooling process after hot rolling, increases the growth rate of ferrite, and promotes softening. Furthermore, B improves the grain boundary strength of the carburized component, and is effective in improving fatigue strength and impact strength. However, if more than 0.005% of B is added to the steel, the above effect is saturated and impact strength may be deteriorated. Therefore, the B content is preferably 0.005% or less, % Or less is more preferable. In order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add B to the steel, and the lower limit of the amount of B is 0%.
  • one or more of Ca, Mg, and Zr may be added for deoxidation and sulfide morphology control.
  • [Ca] Ca is a deoxidizing element that generates an oxide in steel, and may be added to steel as necessary.
  • the oxide in steel by Al deoxidation is Al 2 O 3 , but since Al 2 O 3 is hard, there is a detrimental effect of reducing machinability.
  • Al 2 O 3 and Ca which are basic oxides, produce an Al—Ca based composite oxide, and the steel can be slightly softened. Therefore, it is possible to suppress a decrease in machinability due to Al deoxidation.
  • adhesion of Al 2 O 3 to the refractory can be suppressed even at the steel making stage, and adverse effects such as nozzle clogging can be suppressed.
  • Ca forms MnS and composite sulfide to harden MnS slightly, it can suppress the extension of MnS during rolling and forging, and can suppress cracks originating from sulfide during cold forging.
  • adding too much Ca to the steel generates a large amount of CaS and makes the steel hard, so that machinability is impaired.
  • the Ca content is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0008% or more. .
  • the Ca content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and even more preferably 0.002% or less.
  • the lower limit of the Ca content is 0%.
  • the ratio of the Al amount [Al] to the Ca amount [Ca] is also important. If [Al] / [Ca] indicating this ratio is too small, deoxidation by Al is insufficient, and Ca is consumed as an oxide. In this case, the effect of Ca on sulfide control is insufficient. Conversely, if [Al] / [Ca] is too large, the effect of Ca on oxide control is insufficient. Therefore, when adding Ca to steel, the range of [Al] / [Ca] is preferably 1 or more and 100 or less, and more preferably 6 or more and 100 or less.
  • Mg and Zr are elements that generate oxides and sulfides, and may be added to steel as necessary. Since these Mg and Zr suppress the deformability of MnS, they suppress the extension of MnS by hot working. In particular, Mg and Zr exhibit a remarkable effect even if contained in a trace amount in steel. In order to stabilize the amount of Mg and Zr in the steel, it is preferable to control the amount of Mg or Zr in consideration of a refractory containing Mg or Zr. Mg is an element that generates oxides and sulfides.
  • MgS composite sulfide (Mn, Mg) S with Mn, and the like are generated, and extension of MnS can be suppressed.
  • a small amount of Mg is effective for controlling the form of MnS, and when Mg is added to steel to improve workability, the amount of Mg is preferably 0.0002% or more.
  • Mg oxide is finely dispersed and acts as a nucleus for the formation of sulfides such as MnS. When using Mg oxide to suppress the formation of coarse sulfides, the Mg content is preferably 0.0003% or more. Further, when Mg is added to the steel, the sulfide becomes slightly hard and is not easily stretched by hot working.
  • the Mg content is preferably 0.0005% or more.
  • hot forging has an effect of uniformly dispersing fine sulfides and is effective in improving cold workability.
  • the lower limit of the amount of Mg is 0%.
  • the oxide of Mg is likely to float on the molten steel, so the yield is low, and the Mg content is preferably 0.003% or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the amount of Mg is more preferably 0.001% or less.
  • Zr is an element that forms nitrides in addition to oxides and sulfides. When a small amount of Zr is added to the molten steel, it is combined with Ti in the molten steel to produce fine oxides, sulfides and nitrides. Therefore, the addition of Zr is extremely effective for controlling inclusions and precipitates. When Zr is added to steel to control the form of inclusions and to improve workability, the Zr content is preferably 0.0002% or more.
  • the amount of Zr is preferably 0.0003% or more in order to add Zr to suppress deformation of MnS and prevent extension of MnS by hot working.
  • the amount of Zr is preferably 0.005% or less and more preferably 0.003% or less from the viewpoint of manufacturing cost. In order to reduce the alloy cost, it is not necessary to intentionally add Zr to the steel, and the lower limit of the amount of Zr is 0%.
  • the case-hardened steel according to the present embodiment includes the above-described basic element, the chemical composition including the balance Fe and inevitable impurities, or at least one selected from the above-described basic element and the above-described selective element. And a chemical composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities.
  • MnS is useful for improving machinability, it is necessary to ensure its number density.
  • the stretched coarse MnS impairs the cold workability, so it is necessary to control the size and shape.
  • the inventors of the present invention have studied the relationship between the characteristics of sulfides such as S content, MnS size and shape, and workability such as machinability and cold workability. As a result, it was found that when the average equivalent circle diameter of MnS observed with an optical microscope exceeds 5 ⁇ m, this MnS becomes a starting point for cracking during cold working.
  • the average equivalent circle diameter of MnS is a diameter of a circle having an area equal to the area of MnS, and can be obtained by image analysis.
  • sulfides such as MnS in hot rolled material with a diameter of 30 mm with a scanning electron microscope
  • features of sulfides such as size, aspect ratio and number density, and workability such as cold workability and machinability Organized the relationship.
  • the sulfide was observed at a 1 ⁇ 2 radius portion (a portion between the surface and the center of the hot rolled material) of the cross section parallel to the rolling direction.
  • Ten fields of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m were observed and the average equivalent circle diameter, aspect ratio and number of sulfide inclusions present in the field of view were determined.
  • the number density of sulfides having an average equivalent circle diameter exceeding 5 ⁇ m was measured and divided by the measurement area to obtain the number density d. If these sulfides are finely dispersed, they can act as pinning particles during austenite grain growth during carburization. Accordingly, if the number density of relatively large sulfides having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more is small, it means that there are many fine sulfides, and it is possible to achieve both workability for forging and cutting, carburizing characteristics and fatigue characteristics. it can.
  • the number density d (pieces / mm 2 ) of the sulfides (the number per 1 mm 2 of sulfides having an equivalent circle diameter of more than 5 ⁇ m) is affected by the amount of S, so that the machinability and the cold workability are reduced.
  • the number density d (pieces / mm 2 ) of the sulfide satisfies the following empirical formula (2) from various experiments regarding the relationship between the number density d of sulfide and the amount of S [S]. I found it necessary.
  • the maximum size sulfide in a region where a load is applied during deformation during forging, use as a part, and fatigue after carburization acts as a starting point for fracture. The tendency is influenced by the amount of S, and the larger the amount of S, the larger the size of the sulfide.
  • This maximum sulfide should be considered including not only Ti-based sulfides but also Mn-based sulfides (MnS) with low Ti content.
  • the inventors have conducted various experiments on the relationship between the amount of S and the maximum sulfide size, and as a result, when the maximum equivalent circle diameter D ( ⁇ m) of the observed sulfide satisfies the following formula (3), the same is true. It was confirmed that good forgeability (hot and cold) can be obtained as compared with the steel of S amount, and further excellent fatigue characteristics can be obtained. D ⁇ 250 [S] +10 (3) (Here, [S] indicates the S content (mass%).)
  • the size of the sulfide can be controlled so that the maximum equivalent circle diameter D ( ⁇ m) of the sulfide satisfies the above expression (3) by the component design from the casting stage.
  • D ( ⁇ m) exceeds 250 [S] +10, the forgeability and fatigue characteristics are degraded, and only the performance equivalent to that of the conventional steel containing the same amount of S may be exhibited.
  • the upper limit is preferably 250 [S] +10.
  • Ti-based precipitate Furthermore, if coarse Ti-based precipitates are present in the steel, it may act as a starting point for contact fatigue failure, and the fatigue characteristics may deteriorate.
  • Contact fatigue strength is a required characteristic of carburized parts, and is rolling fatigue characteristics and surface fatigue strength. In order to increase the contact fatigue strength, it is preferable that the maximum equivalent circle diameter (maximum diameter) of the Ti-based precipitate to be observed is less than 40 ⁇ m.
  • the grain size number of the ferrite of the case-hardened steel is preferably within the range of 8 to 11 defined by JIS G 0551.
  • Steel is melted by a normal method using a converter, an electric furnace, etc., 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.
  • the cooling rate during solidification is from the slab surface 3 to the center line of the slab thickness T on the slab section 2 of the slab 1 shown in FIG. It is defined as the cooling rate at 1/2 part of the distance (position indicated by a black circle, ie, position X at T / 4 from the surface with respect to the direction of slab thickness T).
  • the cooling rate during solidification needs to be 12 ° C./min or more, and preferably 15 ° C./min or more.
  • the cooling rate at the time of solidification can be confirmed by the dendrite secondary arm interval as described above.
  • the cooling rate at the time of casting needs to be 12 to 100 ° C./min. Further, in order to more reliably prevent slab cracking, the cooling rate during casting is preferably 50 ° C./min or less, and more preferably 20 ° C./min or less.
  • Such a cooling rate can be obtained by controlling the size of the mold cross section, the casting speed, and the like to appropriate values.
  • Such cooling control can be applied to both the continuous casting method and the ingot-making method. Since MnS is considered to crystallize in the liquid phase near the freezing point of steel, the size of MnS decreases as the cooling rate increases and increases as the cooling rate decreases. For this reason, in this embodiment, the molten steel is solidified at an extremely high cooling rate as compared with the cooling conditions of the conventional continuous casting machine and the conventional mass production type ingot manufacturing method, and the size of MnS is suppressed to be small.
  • the cooling rate was controlled by adjusting the casting conditions such as mold dimensions and cooling conditions while considering the relationship between the casting conditions and the cooling rate at the time of casting of conventional continuous casting and mass production type ingots.
  • An example of the relationship between the average cooling rate in the slab and the average area of MnS is shown.
  • the average cooling rate of the slab is increased, the average area of MnS (that is, the average equivalent circle diameter) can be reduced.
  • a method of reducing the mold size can be adopted as a simple method, but it is difficult to maintain product quality with this method.
  • the inhomogeneous part due to defects or segregation acts as a starting point of fracture or causes variations in hardenability, which may deteriorate the quality of the case hardening steel.
  • the slab is reheated as it is, and hot working is performed to manufacture the case-hardened steel, or the steel obtained from the slab is reheated by the lump process, and the hot working is performed, and the case-hardened steel is obtained.
  • Manufacturing Generally, a slab is formed into a billet by split rolling, cooled to room temperature, and then reheated to produce a case-hardened steel. Furthermore, in the manufacture of parts such as gears, hot forging may be added.
  • the slab should be kept at a high temperature as much as possible in order to relax the concentrated portion of the alloy element in the slab, and the brittle elements such as P and Mn should be uniformly diffused. Therefore, after casting, the temperature of the slab is maintained at 600 ° C or higher, and the slab is directly inserted into a heating furnace for batch rolling, and further, this slab is held at a high temperature of 1200 ° C or higher for 20 minutes or longer. Thus, the diffusion of P, Mn and S was promoted. Furthermore, this heating and holding also has the effect of dissolving Ti and Nb-based precipitates.
  • the temperature (holding temperature) needs to be 1250 ° C. or higher.
  • the holding temperature exceeds 1320 ° C., the refractory in an industrial heating furnace is severely damaged, and stable heat treatment becomes difficult. Therefore, the holding temperature needs to be 1320 ° C. or less.
  • the holding time (soaking time) is required to be 3 minutes or more after reaching the above temperature, and preferably 10 minutes or more in order to allow sufficient dissolution of the above compound.
  • the holding time is more preferably 20 minutes or longer so that the above effect can be stably exhibited.
  • the holding time is as long as possible.
  • the holding time exceeds 180 minutes, damage to the material surface increases and damage to the refractory also increases. Therefore, the holding time must be 180 minutes or less, and industrially 120 minutes or less. It is desirable that
  • the heating temperature is less than 1150 ° C.
  • Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and AlN are solidified in the steel. It cannot be dissolved, and coarse Ti-based precipitates, Nb-based precipitates, and AlN remain in the steel.
  • the heating temperature should be 1150 ° C or higher. is required. The lower limit of the suitable heating temperature is 1180 ° C.
  • the heating temperature When the heating temperature exceeds 1320 ° C., the refractory of the industrial heating furnace becomes severely damaged, and stable heat treatment becomes difficult. Therefore, the heating temperature needs to be 1320 ° C. or less. Considering the load of the heating furnace, this heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower. In order to keep the temperature of the steel material uniform and dissolve precipitates in the steel, it is preferable to set the holding time in product rolling to 10 minutes or more. From the viewpoint of productivity, this holding time is preferably 60 minutes or less.
  • the finishing temperature for hot working is less than 840 ° C.
  • ferrite crystal grains become fine and coarse grains are likely to be generated during carburizing and quenching.
  • this finishing temperature exceeds 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 an average cooling rate of 1 ° C./second or less to promote the formation of Ti-based precipitates and Nb-based precipitates.
  • the average cooling rate exceeds 1 ° C./second, the time for the steel to pass through the precipitation temperature range of the Ti-based precipitate and the Nb-based precipitate is shortened, and the amount of fine precipitates is insufficient. Further, when the average cooling rate is increased, the bainite structure fraction is increased.
  • FIG. 7 shows a flowchart of an example of a method for producing a case hardening steel according to the present embodiment.
  • the case hardening steel of the said embodiment is applicable to any of the components manufactured by a cold forging process, and the components manufactured by a hot forging process.
  • the hot forging step include a step of bar steel, hot forging, heat treatment such as normalization if necessary, cutting, carburizing and quenching, and grinding or polishing if necessary.
  • hot forging is performed at a heating temperature of 1150 ° C.
  • the carburizing and quenching conditions are not particularly limited, it is preferable to set the carbon potential to 0.8 to 1.3% when bearing parts and rolling parts are oriented toward a high rolling fatigue life.
  • carburizing and nitriding that performs nitriding in the diffusion process after carburizing is also effective for rolling fatigue life.
  • the nitrogen concentration (nitrogen potential) on the part surface is in the range of 0.2 to 0.6%.
  • Si and Cr, and the addition of Mo as needed, the effect of suppressing the structural change and material deterioration in the rolling fatigue process of bearing parts or rolling parts is the retained austenite (residual ⁇ ) in the surface of the parts after carburizing Is particularly large when 30 to 40%.
  • Carburizing and nitriding treatment is effective for controlling the residual ⁇ amount on the surface of the component within a range of 30 to 40%. At that time, it is preferable to perform the carburizing and nitriding treatment so that the nitrogen concentration in the component surface layer is in the range of 0.2 to 0.6%. By selecting these carburizing and nitriding conditions, a large amount of fine Ti (C, N) precipitates in the carburized layer, and the rolling life is improved.
  • Tables 4 to 6 show the maximum equivalent circle diameter (maximum dimension, maximum diameter) D of sulfides in steel, the sulfide density (number density) d exceeding 0.5 ⁇ m, and the maximum equivalent circle diameter of Ti-based precipitates (maximum Dimensions, maximum diameter).
  • the underline in Tables 4 to 6 means that the condition of the sulfide density d of the present invention is not satisfied.
  • the maximum equivalent circle diameter of the Ti-based precipitate and the maximum equivalent circle diameter D of the sulfide were predicted by an extreme value statistical method. That is, the maximum diameter of the Ti-based precipitate, the particle size distribution of the sulfide, and the maximum diameter were determined as follows.
  • the steel metal structure was observed with an optical microscope, and the precipitates were discriminated from the contrast in the structure.
  • the deposit was identified using the scanning electron microscope and the energy dispersive X-ray-spectral-analysis apparatus (EDS).
  • EDS energy dispersive X-ray-spectral-analysis apparatus
  • Ten polishing test pieces each having a length of 10 mm and a width of 10 mm were prepared from a cross section including the longitudinal direction of the test piece described later, and a predetermined position of these polishing test pieces was photographed 100 times with an optical microscope. Images of 9 mm 2 inspection reference area (region) were prepared for 10 fields of view. The particle size distribution and maximum diameter of the sulfide in the observation field (image) and the maximum diameter of the Ti-based precipitate were detected. These dimensions (diameters) were converted to equivalent circle diameters indicating the diameters of circles having the same area as the precipitates.
  • Tables 7 to 9 show the hot working heating temperature, finishing temperature, average cooling rate, bainite fraction, ferrite grain number, Vickers hardness, and the like.
  • the average 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 underline in Tables 7 to 9 means that the production conditions of the present invention are not satisfied.
  • Hot and cold forgeability was performed by an upsetting test.
  • the test piece 4 having a bottom surface of ⁇ 30 mm and a height of 45 mm shown in FIG. 4 was heated to 1250 ° C. and then placed, and the compression ratio (critical compression ratio) at which cracking occurred was measured.
  • the dashed-dotted line in FIG. 4 has shown the centerline common to (a) and (b).
  • a grooving test piece 5 having the dimensions shown in FIG. 5 is taken and subjected to an upsetting test to measure the critical compressibility until cracking occurs. did.
  • the probability of occurrence of cracking was determined using 10 test pieces for various compression rates, and the compression rate when this probability reached 50% was determined as the limit compression rate.
  • This test method is an evaluation method close to cold forging, but can also be used as an index indicating the influence of sulfides on the forgeability in hot forging.
  • the machinability was evaluated by conducting a test for determining the life until drill breakage.
  • the steel was heated to 1250 ° C. assuming hot forging and cooled at a predetermined cooling rate.
  • a high-speed straight drill having a diameter of 3 mm and a water-soluble cutting oil were used, and drilling was performed under conditions of a feed of 0.25 mm, a hole depth of 9 mm, and a drill protrusion amount of 35 mm.
  • the peripheral speed of the drill was controlled to be constant within a range of 10 to 70 m / min, steel was drilled, and the accumulated hole depth until the drill broke was measured.
  • the cumulative hole depth is the product of the depth of one hole and the number of holes formed by drilling.
  • VL 1000 the maximum value of the peripheral speed of the drill was determined as VL 1000.
  • a specimen was taken from a steel bar heated to 1250 ° C assuming hot forging, and after cold forging forging at a reduction rate of 50%, heat treatment simulating carburizing and quenching (carburizing simulation) was performed.
  • the old austenite grain size of the test piece was measured to evaluate the coarse grain prevention characteristics.
  • the carburizing simulation is a heat treatment in which the test piece is heated to 910 to 1060 ° C., held for 5 hours, and cooled with water.
  • the prior austenite particle size was measured according to JIS G 0551 (2005).
  • the prior austenite grain size was measured to determine the temperature at which coarse grains were generated (coarsening temperature).
  • the prior austenite particle size is measured, and if there is even one coarse particle having a particle size number of 5 or less, the test result of the test piece is generated as coarse particles
  • the coarsening temperature was determined. Since the heating temperature for carburizing and quenching is usually 930 to 950 ° C., a test piece having a coarsening temperature of 950 ° C. or less was judged to be inferior in coarsening prevention characteristics.
  • 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.
  • the fatigue test was not performed on the material with many reductions at a rolling reduction of 50%.
  • the rolling fatigue life is No. 48 (comparative example) L 10 life is defined as 1, and each material (each No.) L 10 life is No. It was evaluated by the relative value with respect to 48 of the L 10 life.
  • the grain coarsening temperature is 990 ° C. or higher
  • the old ⁇ grains of the steel carburized at 950 ° C. are finely sized
  • the rolling fatigue characteristics are also No. Compared to 48.
  • Regarding cold forgeability and machinability No. It is apparent that 1 to 47 are superior to the comparative example having the same composition (especially S amount).
  • No. 48 to 53 are steels equivalent to SCr420 and SCM420, which are general carburizing steels, and steels obtained by adding S to these carburizing steels.
  • No. for comparison with 1 to 47 no. In Nos. 48 to 53, after heating sufficiently, No. Although a soaking temperature similar to 1 to 47 was secured, a general soaking temperature is about 1150 ° C. Furthermore, no. In 48 to 53, the heating temperature of the hot working was controlled to 1050 ° C. which is a general heating temperature.
  • both machinability and forgeability can be achieved.
  • the balance is shown in FIGS. 2A and 2B.
  • the amount of S is changed in the SCr420 equivalent steel containing about 0.2% by mass of C and about 1% by mass of Cr.
  • the amount of S is changed in the SCM420 equivalent steel in which about 0.2% of Mo is added to the SCr420 equivalent steel.
  • the shape and particle size distribution (number basis) of MnS are controlled by controlling the cooling rate during casting, and Ti (SCr420 equivalent steel and SCM420 equivalent steel) is contained in Ti. Etc. are added to improve pinning characteristics.
  • the steel of the present invention is superior in both machinability and forgeability as compared with the conventional steel.
  • the SCr420 equivalent steel and the SCM420 equivalent steel are designed to be suitable for carburizing and quenching, and the SCM420 equivalent steel has higher hardenability than the SCr420 equivalent steel, so that larger parts and higher strength parts are used.
  • this steel equivalent to SCM420 has a high hardness during processing before carburizing and quenching due to the addition of Mo, and therefore both cold forgeability and machinability are low compared to steel equivalent to SCr420.
  • the balance between cold forgeability and machinability may change depending on the steel type, and these balances are secured in consideration of hardenability.
  • the amount of N is more than 0.0050%, and Ti easily generates TiN, so that the solid solution Ti is decreased, and thus TiCN which is important as pinning particles during carburization and The production amount (number) of fine precipitates such as TiC was reduced. As a result, the pinning effect was insufficient, and the coarsening temperature of the old ⁇ grains during carburization decreased.
  • No. In 63 to 65 since a large amount of N is contained in the steel, this large amount of N becomes a cause of flaws in hot rolling and hot forging. Furthermore, no. No. 63 to 65, the critical compression ratio in hot forging is higher than that of the steel of the example (for example, comparison between No. 1 or 2 and No. 63) having the chemical composition of the same level excluding N amount. It was low. Also from these practical aspects, the N amount is desirably as small as possible, and is preferably 0.0040% or less.
  • No. Nos. 66 to 71 are comparative examples of 0.4% C class. 66-71, the above-mentioned No. Similar to 54 to 59, the soaking temperature was less than 1250 ° C., and the particle size distribution of the sulfide was not properly controlled. In addition, no. In 66 to 71, since the solid solution of Ti was insufficient, the coarsening temperature was also low.
  • Nb was added to the steel in an amount of 0.04% or more. This Nb is effective as pinning particles during carburization, as is the case with Ti, but the addition of a large amount of Nb causes a decrease in hot ductility, which causes defects in hot rolling and hot forging. For this reason, no. 72-74, the critical compression ratio in hot forging is considerably lower than that of the steel of the example (for example, comparison between No. 24 and No. 72) having the same chemical composition except for the Nb amount. The critical compression ratio in cold forging was also low.
  • the amount of Ti is less than 0.05%, and sufficient pinning particles cannot be obtained at the time of carburizing. Therefore, in the examples having the same level of chemical composition except for the amount of Ti. Compared with steel (for example, comparison with No. 1 and No. 75), the coarsening temperature fell.
  • No. 79 Comparative Example
  • the Ti amount was more than 0.2%, and coarse Ti-based precipitates were generated, resulting in a decrease in the coarsening temperature. That is, if the amount of Ti is excessive, Ti (Ti-based precipitates) cannot be sufficiently dissolved in the steel during soaking and hot working, so the solid Ti is an undissolved coarse Ti system. Preferentially precipitates on the precipitate. For this reason, pinning particles (fine Ti-based precipitates) at the time of carburizing cannot be obtained sufficiently, and the coarsening temperature is lowered. In addition, this No. 79, coarse Ti-based precipitates are produced. Not only was machinability inferior to 1, but coarse Ti-based precipitates acted as fracture starting points in fatigue tests, resulting in unstable fatigue characteristics and reduced fatigue life.
  • Tables 18 to 21 show the average solidification rate, the hot working heating temperature, the finishing temperature, the average cooling rate, the bainite fraction, and the ferrite particle size number.
  • the underline in the tables 18 to 21 means that the production conditions of the present invention are not satisfied.
  • the evaluation method of manufacturing conditions confirmation method of average solidification rate, definition of average cooling rate
  • evaluation method of structure (bainite fraction, ferrite particle size number) are the same as those described in No. 1 above. This is the same as the method described in the description of 1 to 79.
  • Tables 14 to 17 show the maximum equivalent circle diameter (maximum dimension, maximum diameter) D of sulfide in steel, sulfide density (number density) d exceeding 0.5 ⁇ m, precipitation amount of AlN, maximum of Ti-based precipitates.
  • the equivalent circle diameter (maximum dimension, maximum diameter) is indicated.
  • the underline in Tables 14 to 17 means that the condition of the sulfide density d of the present invention is not satisfied.
  • the measuring method of the maximum equivalent circle diameter of sulfide, the sulfide density exceeding 0.5 ⁇ m, and the maximum equivalent circle diameter of the Ti-based precipitate is described in the above-mentioned No. This is the same as the method described in the description of 1 to 79.
  • the precipitation amount of AlN was measured by the chemical analysis using bromine methanol as described above.
  • Tables 18 to 21 also show the Vickers hardness, the critical compressibility, the machinability VL 1000 , the coarsening temperature during carburizing, and the fatigue life of the carburized material.
  • the characteristics of these steels are the same as those of No. 1 above. Measurement (evaluation) was performed by the same measurement method (evaluation method) as described in the description of 1 to 79.
  • the grain coarsening temperature is 990 ° C. or higher, the old ⁇ grains of the steel carburized at 950 ° C. are finely sized, and the rolling fatigue characteristics are the same as those of No. 1 above. Compared to 48. Regarding cold forgeability and machinability, No. 101-133 and no. It is apparent that 150 to 173 is superior to the comparative example having the same composition (especially S amount).
  • the maximum equivalent circle diameter of the Ti-based precipitate was 40 ⁇ m or less, so that the steels of the examples having comparable chemical compositions (for example, comparison between No. 102 and No. 131). Further, the coarsening temperature could be increased.
  • the amount of Nb was 0.04% or more.
  • Nb is effective as pinning particles at the time of carburizing, like Ti, but a large amount of Nb causes a decrease in hot ductility and causes defects in hot rolling and hot forging.
  • no. 143 and 144 have a considerably lower limit compressibility in hot forging compared to the steels of the examples (for example, comparison between No. 110 and No. 143) having the same chemical composition except for the amount of Nb.
  • the critical compression ratio in cold forging was also low.
  • the steels of 1 to 47, 101 to 133, and 150 to 173 are case-hardened steels that are excellent in hot forgeability or cold forgeability, machinability, and fatigue properties after carburizing and quenching.
  • Case hardening steel with excellent coarse grain prevention characteristics during carburizing and quenching (particularly during high temperature carburizing), fatigue characteristics after carburizing and quenching (for example, rolling fatigue), and workability (strength characteristics) such as forgeability and machinability. And a method for manufacturing the same.

Abstract

　この肌焼鋼は、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：０．２％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、円相当径が５μｍ超である硫化物の１ｍｍ２当りの個数ｄと、Ｓの含有量の質量百分率［Ｓ］とが、ｄ≦５００×［Ｓ］＋１を満足する。

Description

肌焼鋼及びその製造方法
　本発明は、熱間鍛造などの熱間加工、冷間鍛造や転造などの冷間加工、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。
　本願は、２０１０年１０月６日に、日本に出願された特願２０１０－２２６４７８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　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に成形し、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、部品形状の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、更には、接触面での疲労特性を低下させることがある。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。
　従来では、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、粗大粒が発生し易くなる。
　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、即ち、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）。
日本国特開平１１－３３５７７７号公報 日本国特開２００１－３０３１７４号公報 日本国特開２００４－１８３０６４号公報 日本国特開２００４－２０４２６３号公報 日本国特開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できる鋼では、冷間鍛造、切削などに対する冷間加工性の低下が新たな課題として挙げられる。
　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切削の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が、熱間加工によって延伸した粗大なＭｎＳは、圧延や熱間鍛造、冷間鍛造時の破壊の起点になりやすく、加工不良の原因になる場合が多い。そのため、多量のＳの添加は、熱間、冷間での圧延時の加工性および鍛造性や、転動疲労などの機械的性質を低下させる原因になりやすい。
　本発明では、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、歯車などに適用するために、熱間鍛造などの熱間加工、冷間鍛造や転造などの冷間加工、切削、浸炭焼入れが施されて使用され、粗大粒防止特性、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。
　本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究した。その結果、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して作用し、疲労特性、特に転動疲労特性が劣化しやすくなる。そこで、本発明者らは、以下の知見を得て本発明を完成させた。まず、Ｎ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との両立が可能である。また、被削性の向上には、Ｓを鋼に添加することが有効であるが、Ｔｉ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。さらに、Ｔｉも、硫化物を形成し、ＭｎＳと複合化することでＭｎＳの微細化に効果がある。
　本発明の要旨は、以下のとおりである。
　（１）本発明の一態様に係る肌焼鋼は、その化学組成が、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：０．２％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、円相当径が５μｍ超である硫化物の１ｍｍ２当りの個数ｄと、Ｓの含有量の質量百分率［Ｓ］とが、ｄ≦５００×［Ｓ］＋１を満足する。
　（２）上記（１）に記載の肌焼鋼では、前記化学組成が、更に、質量％で、
　Ｎｂ：０．０４％未満、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｚｒ：０．００５％以下から選択される少なくとも１種を含有してもよい。
　（３）上記（２）に記載の肌焼鋼では、Ｃａの質量百分率［Ｃａ］に対するＡｌの質量百分率［Ａｌ］の比率である［Ａｌ］／［Ｃａ］が１以上かつ１００以下であってもよい。
　（４）上記（１）～（３）の何れか一項に記載の肌焼鋼では、硫化物の最大円相当径Ｄμｍと、Ｓの含有量の質量百分率［Ｓ］とが、Ｄ≦２５０×［Ｓ］＋１０を満足してもよい。
　（５）上記（１）～（４）の何れか一項に記載の肌焼鋼では、Ｍｎ量が１．０％以下であり、Ｍｎの含有量の質量百分率［Ｍｎ］に対するＳの含有量の質量百分率［Ｓ］の比率である［Ｍｎ］／［Ｓ］が１００以下であってもよい。
　（６）上記（１）～（５）の何れか一項に記載の肌焼鋼では、ベイナイトの組織分率が、３０％以下であってもよい。
　（７）上記（１）～（６）の何れか一項に記載の肌焼鋼では、Ｔｉ系析出物の最大円相当径が、４０μｍ以下であってもよい。
　（８）本発明の一態様に係る肌焼鋼の製造方法では、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：０．２％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、１２～１００℃／分の平均冷却速度で鋳造し；１２５０～１３２０℃の均熱温度範囲で前記鋼を３～１８０分保持し；１１５０～１３２０℃の温度範囲に前記鋼を加熱した後、８４０～１０００℃の仕上げ温度範囲で仕上圧延が行われるように前記鋼を熱間圧延し；８００～５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１℃／秒以下になるように前記鋼を冷却する。
　（９）上記（８）に記載の肌焼鋼の製造方法では、前記化学組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０４％未満、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００３％以下、Ｚｒ：０．００５％以下から選択される少なくとも１種を含有してもよい。
　（１０）上記（９）に記載の肌焼鋼の製造方法では、Ｃａの質量百分率［Ｃａ］に対するＡｌの質量百分率［Ａｌ］の比率である［Ａｌ］／［Ｃａ］が１以上かつ１００以下であってもよい。
　（１１）上記（８）～（１０）の何れか一項に記載の肌焼鋼の製造方法では、Ｍｎ量が１．０％以下であり、Ｍｎの含有量の質量百分率［Ｍｎ］に対するＳの含有量の質量百分率［Ｓ］の比率である［Ｍｎ］／［Ｓ］が１００以下であってもよい。
　本発明に係る肌焼鋼は、浸炭焼入れ後の疲労特性及び鍛造性、被削性などの加工性に優れている。すなわち、本発明に係る肌焼鋼では、熱間鍛造工程とそれに続く切削工程とにおいて、良好な加工性が得られるとともに、浸炭時に従来よりも高温かつ短時間の浸炭を行っても結晶粒の粗大化を抑制することができ、良好な疲労特性が得られる。さらに、本発明に係る肌焼鋼では、冷間鍛造工程を行う場合でも、冷間変形特性が良好であり、冷間鍛造後の焼準工程を省略しても、浸炭における結晶粒の異常粒成長を抑制することができ、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化及びそれに伴う疲労強度の低下が極めて少ない。また、本発明に係る肌焼鋼では、粗大粒の発生を防止するために様々な合金元素を添加すると、被削性が低下してしまうという従来の問題が解決され、部品形状の高精度化が達成され、更には工具の寿命も長くなる。
　すなわち、本発明に係る肌焼鋼を素材として使用する部品は、高温浸炭を行った場合または浸炭に先立つ焼準を省略した場合においても、粗大粒の発生が防止されており、転動疲労特性等の十分な強度特性が得られているなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
　具体的には、本発明に係る肌焼鋼を使用する場合には、図１に示す工程が想定されており、熱間鍛造を用いる場合には、切削後に従来よりも高温で浸炭を行い、従来よりも短時間で浸炭を完了させる。また、冷間鍛造を用いる場合には、浸炭時の異常粒成長を避けるために冷間鍛造後に焼準するのが一般的であるが、本発明に係る肌焼鋼を用いることによりその焼準工程を省略し、高い歯車や軸受としての性能を浸炭部品に付与することができる。
本発明に係る肌焼鋼を使用する際に想定される熱間（熱間鍛造）又は冷間（冷間鍛造）加工、切削加工、浸炭焼入れの工程の概要の一例を示す図である。 ＳＣｒ４２０相当鋼においてＳの量及び硫化物の形態を変化させた場合における肌焼鋼の被削性と冷間加工性とのバランスを説明する図である。 ＳＣＭ４２０相当鋼においてＳの量及び硫化物の形態を変化させた場合における肌焼鋼の被削性と冷間加工性とのバランスを説明する図である。 鋼の凝固時の冷却速度を測定する位置を示す図である。 熱間鍛造を想定した据え込み試験に用いた試験片の図である。 冷間鍛造を想定した据え込み試験に用いた試験片の図である。 鋳片内の平均冷却速度とＭｎＳの平均面積との関係の一例を示す図である。 本発明の一実施形態に係る肌焼鋼の製造方法の一例を示すフローチャートである。
　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て利用し、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。更に、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が鋼中に残存すると、浸炭焼入れ時に、ＴｉＮを析出核としてＴｉＣ、ＴｉＣＳ、更には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。
　肌焼鋼の製造方法では、連続鋳造の凝固速度（冷却速度１２～１００℃／ｍｉｎ）を制御して鋳造した後、まずＴｉ、Ｎｂ、Ａｌの析出物が鋼中に固溶するように鋼材を加熱温度１２５０～１３２０℃に均熱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１１５０～１３２０℃に高め、Ｔｉ系析出物及びＮｂ系析出物を鋼中に固溶させることが重要である。次に、熱間加工後、即ち、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冷却速度１℃／ｓ以下で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８４０～１０００℃に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の部品形状に加工する場合、たとえば、図１に示すように、連続鋳造した鋳片を圧延した後、浸炭焼入れ前に熱間鍛造または冷間鍛造と切削（歯車の場合、歯切り切削による歯型成形）とが行われる。その際、ＭｎＳなどの硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削（例えば、歯切り切削）には極めて有効である。即ち、肌焼鋼（被削材）中の硫化物は、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。更に、硫化物の大きさ（長さ）が増すと、硫化物が部品中の欠陥として露見する確率も高くなり、部品性能が低下する。そのため、硫化物の大きさだけでなく、硫化物が延伸しないように硫化物の形状も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。鋳造時の冷却速度（平均冷却速度）は、ＭｎＳの寸法に大きく影響し、冷却速度の増加とともにＭｎＳの寸法が小さくなり、逆に冷却速度の低下とともにＭｎＳの寸法が大きくなる。そのため、後述のように、ＭｎＳの寸法の制御の点からは冷却速度を大きくすべきである。一方、速い冷却速度では、鋳片表面に割れが生じて鋳造トラブルが生じたり、鋳造後の疵の手入れが必要になったりする場合がある。
　ＭｎＳを主成分とする硫化物を効果的に微細生成させるには、凝固冷却速度（平均凝固冷速）の範囲を１２～１００℃／ｍｉｎに制御する。この冷却速度が１２℃／ｍｉｎ未満では、凝固が遅すぎるため、晶出したＭｎＳを主成分とする硫化物が粗大化し、この硫化物を後述の（２）式を満足するように微細に分散させることが難しい。また、冷却速度が１００℃／ｍｉｎ超では、生成する微細ＭｎＳを主成分とする硫化物の密度が飽和し、鋳片（圧延前の鋼）の硬度が上昇し、割れが発生する虞がある。従って、鋳造時の冷却速度は、１２～１００℃／ｍｉｎであることが必要である。特に、より確実に硫化物を微細分散させるためには、鋳造時の冷却速度が、１５～１００℃／ｍｉｎであることが好ましい。このような冷却速度は、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御することで得られる。このような冷却制御は、連続鋳造法、造塊法共に適用可能である。
　ここでいう凝固冷却速度とは、図３に示す鋳片の横断面（鋳造方向に垂直な断面）において鋳片の幅の中心線上、且つ鋳片の厚みの１／４部における液相線温度から固相線温度までの冷却時の速度のことをいう。この凝固冷却速度は、凝固後の鋳片の横断面の凝固組織の２次デンドライトアームの間隔から下記式（１）により計算で求めることができる。
　Ｒｃ＝（λ２／７７０）－１／０．４１　　　・・・（１）
ここで、Ｒｃは、凝固冷却速度（℃／ｍｉｎ）、λ２は、２次デンドライトアームの間隔（μｍ）を意味する。
　鋼成分設計によってＭｎＳなどの軟質な硫化物を低減するためには、Ｔｉを鋼中に添加し、ＴｉＣＳなどの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の寸法及び形状を制御することが重要である。そこで、粒成長を抑制し、硫化物を微細化するために必要なＴｉの添加と、Ｓ量の制御とにより、硫化物の寸法及び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、変形して破壊の起点になる。特に、粗大なＭｎＳは、限界圧縮率などの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、鋼特性に異方性を生じる。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化し、この硫化物の形状を略球状に制御することが好ましい。また、鍛造などの冷間加工の前後で形状の変化が小さいことが更に好ましい。
　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の総量で決まり、硫化物の形状の影響を受けにくい。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）と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、冷間加工性及び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が、冷間加工性の低下を招く。そこで、同じ量のＳを含む鋼と比較した場合により良好な冷間加工性を確保することも重要である。
　図２Ａ及び２Ｂは、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制したピン止め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示している。ここで、図２Ａでは、ＳＣｒ４２０相当鋼においてＳの量を変化させている。また、図２Ｂでは、ＳＣｒ４２０相当鋼にＭｏを添加したＳＣＭ４２０相当鋼においてＳの量を変化させている。本発明では、良好なピン止め特性（粗大粒発生温度が１０００℃超）を維持しつつ、熱間または冷間における鍛造性（限界圧縮率）と被削性（ドリル被削性ＶＬ１０００）とを両立させることができる。図２Ａ及び２Ｂでは、右上方にある鋼ほど被削性と冷間加工性とのバランスに優れており、このバランスは、鋼種（特に、焼入れ性を高める元素の量）に応じて変化する。
　以下、本発明の一実施形態に係る肌焼鋼について詳細に説明する。まず、成分について説明する。以下では、組成における質量％（化学成分の量）は、単に％と記載する。
　［Ｃ］
　Ｃは、鋼の強度を上昇させる元素である。十分な引張強さを確保するためには、Ｃ量は、０．１％以上であることが必要であり、０．１５％以上であることが好ましい。一方、Ｃ量が０．５％を超えると、著しい硬化により冷間加工性が劣化するため、Ｃ量が０．５％以下であることが必要である。また、浸炭後に芯部の靭性を確保するためには、Ｃ量が０．４％以下であることが好ましく、０．３％以下であることが更に好ましい。
　［Ｓｉ］
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、Ｓｉ量が０．０１％以上であることが必要である。また、Ｓｉは、鋼を強化し、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｓｉ量が０．０２％以上であることが好ましい。更に、Ｓｉは、粒界強度の増加に有効な元素であり、更に軸受部品及び転動部品においては、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化を抑制するため、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、Ｓｉ量が０．１％以上であることが更に好ましい。特に、転動疲労強度を高めるには、Ｓｉ量が０．２％以上であることが好ましい。
　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、Ｓｉ量が１．５％以下であることが必要である。また、冷間加工性を高めるには、Ｓｉ量が０．５％以下であることが好ましい。特に、冷間鍛造性を重視する場合は、Ｓｉ量が０．２５％以下であることが好ましい。
　［Ｍｎ］
　Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であり、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素であり、Ｍｎ量が０．３％以上である必要がある。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％以下であることが必要である。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量を０．７５％以下にすることが好ましい。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であるが、硫化物生成の面ではＳとともに鋼中でＭｎＳを生成する元素である。Ｍｎには、焼入れ性の面からベイナイト分率を大きくして鋼を硬くする効果があり、加工面から冷間鍛造性や被削性を低下させてしまう。そのため、硫化物生成の面では、Ｍｎ量が多く、Ｍｎ量［Ｍｎ］に対するＳ量［Ｓ］の比率である［Ｍｎ］／［Ｓ］が大きくなると、粗大なＭｎＳを生じやすい。特に、ベイナイト分率を低減し、冷間鍛造性を十分に確保するためには、Ｍｎ量が１．０％以下であり、［Ｍｎ］／［Ｓ］が１００以下であることが好ましい。なお、［Ｍｎ］／［Ｓ］は、２以上であってもよい。
　［Ｓ］
　Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素である。被削性を高めるため、Ｓ量が０．００１％以上である必要があり、０．０１％以上であることが好ましい。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、Ｓ量が０．１５％以下であることが必要である。また、高強度部品であることを考慮すると、Ｓ量は０．０５％以下であることが好ましい。更に、強度や冷間加工性、更にはそれらの安定性を考慮する場合は、Ｓ量を０．０３％以下にすることがより好ましい。
　なお、従来、軸受部品及び転動部品では、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考えられていた。しかし、本発明者らは、切削性の向上にはＳ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を見出した。本実施形態では、ＴｉまたはＮｂの添加、凝固時の冷却速度（凝固冷速）の制御及び均熱時の加熱によって硫化物の形状を制御する。Ｔｉは、Ｍｎと複合硫化物を生成し、この複合硫化物は、単独のＭｎＳのように延伸しない。また、凝固冷速が小さいと、凝固完了前の液相中に粗大なＭｎＳを生じる。さらに、均熱時の加熱は、これら複合硫化物を生成させたり、固溶ＭｎとＳとから析出するＭｎＳを微細に生成させるために重要である。低温では、十分にＭｎＳが生成しないため、ＦｅＳなどが生成して鋼が脆化するとともに、必要なＭｎＳ量を確保できない。そのため、Ｓ量が０．０１％以上であることが好ましい。被削性を重視する場合には、Ｓ量を０．０２％以上にすることがより好ましい。
　［Ｃｒ］
　Ｃｒは、鋼の強度及び焼入れ性を向上させる有効な元素であり、Ｃｒ量が０．４％以上であることが必要である。更に、軸受部品及び転動部品においては、Ｃｒ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及び材質劣化の抑制による高寿命化に有効である。そのため、Ｃｒ量は、０．７％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましい。一方、２．０％を超えるＣｒを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって冷間加工性が劣化するため、Ｃｒ量が２．０％以下であることが必要である。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］
　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。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、Ｔｉ量が、０．０５％以上であることが必要であり、０．１％以上であることが好ましい。一方、０．２％超のＴｉを鋼中に添加すると、析出硬化によって冷間加工性が著しく劣化するため、Ｔｉ量が０．２％以下であることが必要である。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。さらに、Ｔｉを添加することで、ＭｎＳの析出物を微細化することができる。
　［Ａｌ］
　Ａｌは、脱酸剤であり、Ａｌ量が、０．００５％以上であ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０．２％を超えると、ＡｌＮが熱間加工の加熱によって溶体化せず、鋼中に残存する。そのため、粗大なＡｌＮが、ＴｉやＮｂの析出物の析出核として作用し、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０．２％以下にすることが必要である。Ａｌ量が０．０５％以下の範囲であれば、焼準や浸炭焼き入れの際の熱処理特性が従来鋼と大きく変わらないので、実用的にはＡｌ量が０．０５％以下であることが好ましい。一方で、Ａｌは被削性を向上させる効果もあるため、よりよい被削性を求める場合にはＡｌ量が０．０３％以上であることが好ましい。熱処理特性と被削性とのバランスを考える上では、Ａｌ量が０．１５％以下であることが好ましい。
　熱間加工の加熱時に粗大なＡｌＮが残留すると、ＴｉＮと同様、この粗大なＡｌＮが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。したがって、肌焼鋼に含まれるＡｌＮの析出量を制限することが現実的には有効である。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しやすいため、肌焼鋼のＡｌＮの析出量を、０．０１％以下に制限することが好ましく、０．００５％以下に制限することがさらに好ましい。
　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有効である。ＡｌＮが鋼中に固溶する温度は、ＴｉＮよりも低いため、ＴｉＮに比べて熱間圧延の加熱時にＡｌＮを溶体化させることが容易である。本実施形態では、肌焼鋼のＮ量を制限しているため、ＡｌＮが溶体化する温度に鋼を加熱すると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物も溶体化することができる。
　具体的には、鋳片段階などかなり初期の段階での熱処理で鋼を十分に加熱してＡｌＮを溶体化しておくことで、それに続く圧延、鍛造および浸炭でのＡｌＮの弊害を抑制することができる。そのため、鋳片からビレット等を製造する段階で１２５０℃以上に十分に鋼を加熱保持する。本温度（保持温度）は、さらに高い方が好ましく、１２５０℃を超える温度で鋼を加熱保持することが好ましい。この保持温度が１３５０℃を超えると、耐火物などの加熱炉の材料を著しく損傷するため、保持温度は、１３２０℃以下であることが必要である。
　更に、圧延後の熱間加工中や、その後の冷却時において、ＡｌＮの析出及び成長の速度は、Ｔｉ系析出物及び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の析出量を減少させることができ、微細なＴｉ系析出物及び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。
　なお、ＡｌＮの析出量は、鋼の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、この溶液を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。
　［Ｎ］
　Ｎは、窒化物を生成する元素である。粗大なＴｉＮやＡｌＮの生成を抑制するため、Ｎ量を０．００５０％以下に制限する。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系析出物などの析出核として作用し、微細な析出物の分散を阻害するためである。そのため、このＮ量が、０．００４０％以下であることが好ましく、０．００３５％以下であることがより好ましい。このＮ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。
　［Ｐ］
　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。鋼中に過剰にＰを含有すると冷間鍛造性が劣化するため、Ｐ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量を０．０１５％以下にすることが好ましい。このＰ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。
　［Ｏ］
　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、Ｏ量を０．００２５％以下に制限する。また、本実施形態の肌焼鋼は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量を０．００２０％以下に制限することが好ましい。更に、軸受部品及び転動部品では、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、肌焼鋼を軸受部品または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量を０．００１２％以下に制限することがより好ましい。このＯ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。
　なお、上述の基本的な化学成分（基本元素）を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成が、本発明の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え（残部Ｆｅの一部の代わりに）、本発明では、さらに必要に応じて以下の元素（選択元素）を含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　［Ｎｂ］
　上述の基本元素に加え、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と同様に鋼中の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、Ｎｂ量が０．００５％以上であ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、０．０４％以上の過剰のＮｂを鋼中に添加すると、熱間加工においては鋼が脆化して疵の原因になりやすく、冷間加工においては鋼が硬化して冷間鍛造性、切削性又は浸炭特性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ量は、０．０４％未満であることが好ましい。冷間鍛造性等の冷間加工性及び切削性を重視する場合、Ｎｂ量は、０．０３％未満であることがより好ましい。また、加工性に加えて、浸炭性を重視する場合、Ｎｂ量は、０．０２％未満であることが好ましい。
　さらに、Ｎｂは微量でも熱間延性に影響することが知られており、歯車に用いられる鋼では、熱間延性がＮｂ量になおさら敏感になる。そのため、Ｔｉ系析出物やミクロ組織の制御にＮｂの添加は有効であるが、圧延や熱間鍛造などの熱間加工での延性の観点からもＮｂの添加に注意を要する。このように、０．００５％以上のＮｂの添加でＮｂ添加の効果は認められるため、０．０４％を超える過剰なＮｂの添加を避けるべきである。なお、合金コストを低減する場合には、Ｎｂを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｎｂ量の下限は０％である。
　また、粗大粒防止特性（ピン止め特性）と加工性との両立を図るために、Ｎｂ量［Ｎｂ］とＴｉ量［Ｔｉ］と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％以上かつ０．１７％未満である。特に、高温浸炭や冷鍛が施された部品において、［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］のより好ましい範囲は、０．０９％超かつ０．１７％未満である。
　更に、鋼の強度または焼入れ性を向上させるために、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂの１種以上を添加してもよい。
　［Ｍｏ］
　Ｍｏは、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。浸炭部品の表層の残留γの量を増大させ、更には、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化を図るためにもＭｏは有効である。しかし、１．５％を超えるＭｏを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって、切削性及び冷間鍛造性が劣化することがある。したがって、Ｍｏ量を、１．５％以下にすることが好ましい。Ｍｏは高価な元素であるため、製造コストの観点からＭｏ量を０．５％以下にすることが好ましい。このように、合金コストの低減のためには、Ｍｏを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｍｏ量の下限は０％である。また、Ｍｏを添加して活用する場合には、Ｍｏ量は、０．０５％以上であることが好ましく、さらには０．１％以上であることが好ましい。
　［Ｎｉ］
　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り、必要に応じて鋼中に添加してもよい。しかし、３．５％を超えるＮｉを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって切削性及び冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ｎｉ量を３．５％以下にすることが好ましい。Ｎｉも高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ｎｉ量は、２．０％以下であることが好ましく、１．０％以下であることがより好ましい。このように、合金コストの低減のためには、Ｎｉを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｎｉ量の下限は０％である。また、Ｎｉを添加して活用する場合には、Ｎｉ量は、０．１％以上であることが好ましく、さらには０．２％以上であることが好ましい。
　［Ｖ］
　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り、必要に応じて鋼中に添加してもよい。Ｖ量が、０．５％を超えると、硬さの上昇によって切削性及び冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ｖ量は、０．５％以下であることが好ましく、０．２％以下であることがより好ましい。合金コストの低減のためには、Ｖを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｖ量の下限は０％である。また、Ｖを添加して活用する場合には、Ｖ量は、０．０５％以上であることが好ましく、さらには０．１％以上であることが好ましい。
　［Ｂ］
　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り、必要に応じて鋼中に添加してもよい。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。更に、Ｂは、浸炭部品の粒界強度を向上させ、疲労強度及び衝撃強度の向上にも有効である。しかし、０．００５％超のＢを鋼中に添加すると、上記効果が飽和し、衝撃強度を劣化させることがあるため、Ｂ量が、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。合金コストの低減のためには、Ｂを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｂ量の下限は０％である。
　加えて、脱酸及び硫化物の形態制御のために、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種以上を添加してもよい。
　［Ｃａ］
　Ｃａは、鋼中で酸化物を生成する脱酸元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。一般に、Ａｌ脱酸による鋼中の酸化物は、Ａｌ２Ｏ３であるが、Ａｌ２Ｏ３が硬質であるため、被削性を低下させる弊害がある。しかし、Ｃａを添加すると、基本の酸化物であるＡｌ２Ｏ３とＣａとがＡｌ－Ｃａ系複合酸化物を生成し、鋼を若干軟質化することができる。そのため、Ａｌ脱酸による被削性の低下を抑制できる。また、製鋼段階においても耐火物へのＡｌ２Ｏ３の付着を抑制でき、ノズル閉塞などの弊害を抑制できる。
　さらに、Ｃａは、ＭｎＳと複合硫化物を生成することにより、ＭｎＳを若干硬化させるため、圧延や鍛造時にＭｎＳの延伸を抑制し、冷間鍛造時に硫化物を起点とする割れを抑制できる。ただし、あまり過剰にＣａを鋼中に添加すると、ＣａＳを多量に生成し、鋼が硬質になるため、被削性を損なう。このように、Ｃａは、溶損対策としての酸化物制御と鍛造割れ対策としての硫化物制御との両面に有効な元素である。これらのＣａ添加の効果を得るためには、Ｃａ量は、０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．０００８％以上であることがさらに好ましい。また、被削性の観点から、Ｃａ量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％以下であることがさらに好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Ｃａを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｃａ量の下限は０％である。
　このＣａ量［Ｃａ］に対するＡｌ量［Ａｌ］の比率も重要である。この比率を示す［Ａｌ］／［Ｃａ］が小さすぎると、Ａｌによる脱酸が不足し、Ｃａが酸化物として消費されてしまう。この場合には、硫化物制御に対するＣａの効果が不足する。逆に、［Ａｌ］／［Ｃａ］が大きすぎると、酸化物制御に対するＣａの効果が不足する。したがって、Ｃａを鋼中に添加する場合には、［Ａｌ］／［Ｃａ］の範囲は、１以上かつ１００以下であることが好ましく、６以上かつ１００以下であることがより好ましい。
　［Ｍｇ］及び［Ｚｒ］
　Ｍｇ及びＺｒは、酸化物および硫化物を生成する元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。これらＭｇ及びＺｒは、ＭｎＳの変形能を抑制するため、熱間加工によるＭｎＳの延伸を抑制する。特に、Ｍｇ及びＺｒは、鋼中に微量に含有させても著しい効果を発現する。なお、鋼中のＭｇ及びＺｒの量を安定させるためには、ＭｇやＺｒを含む耐火物を考慮してＭｇ量またはＺｒ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を鋼中に含有させることによって、ＭｇＳや、Ｍｎ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、Ｍｇを鋼中に添加して加工性を高める場合には、Ｍｇ量が０．０００２％以上であることが好ましい。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して作用する。Ｍｇの酸化物を利用して、粗大な硫化物の生成を抑制する場合には、Ｍｇ量が０．０００３％以上であることが好ましい。更に、Ｍｇを鋼中に添加すると、硫化物が若干硬質になり、熱間加工によって延伸されにくくなる。切削性を向上させ、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、Ｍｇ量が０．０００５％以上であることが好ましい。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。なお、合金コストの低減のためには、Ｍｇを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｍｇ量の下限は０％である。
　一方、Ｍｇの酸化物は、溶鋼上に浮上し易いため、歩留まりが低く、製造コストの観点から、Ｍｇ量は、０．００３％以下であることが好ましい。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量は、０．００１％以下であることがより好ましい。
　Ｚｒは、酸化物、硫化物に加え、窒化物を生成する元素である。微量のＺｒを溶鋼中に添加すると、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、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。Ｚｒを鋼中に添加して、介在物の形態を制御し、加工性を高める場合には、Ｚｒ量が０．０００２％以上であることが好ましい。また、Ｚｒ及びＴｉを含む酸化物、硫化物、窒化物は、凝固時にＭｎＳの析出核として作用する。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及びＴｉが溶け込み、変形能が低下する。したがって、Ｚｒを添加して、ＭｎＳの変形を抑制し、熱間加工によるＭｎＳの延伸を防止するには、Ｚｒ量は、０．０００３％以上であることが好ましい。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量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Ｚｒを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｚｒ量の下限は０％である。
　以上のように、本実施形態の肌焼鋼は、上述の基本元素を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　［硫化物］
　ＭｎＳは、切削性の向上に有用であるため、その個数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のサイズ及び形状のような硫化物に関する特徴点と、切削性及び冷間加工性のような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の平均円相当径が５μｍを超えると、このＭｎＳが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の平均円相当径は、ＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。
　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の熱間圧延材中のＭｎＳ等の硫化物を走査型電子顕微鏡で観察し、サイズ、アスペクト比及び個数密度といった硫化物の特徴点と、冷間加工性及び切削性といった加工性との関係について整理した。硫化物の観察は、圧延方向と平行な断面の１／２半径部（熱間圧延材の表面と中心との間の部分）で行った。５０μｍ×５０μｍの面積を１０視野観察し、視野中に存在する硫化物系介在物の平均円相当径、アスペクト比及び個数を求めた。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。
　平均円相当径で５μｍを超える硫化物の個数を計測し、測定面積で除して個数密度ｄを求めた。これら硫化物は微細に分散していれば、浸炭時にはオーステナイト粒成長時のピン止め粒子として働かせることができる。従って、円相当径５μｍ以上の比較的大きな硫化物の個数密度が小さければ、微細な硫化物が多いことを意味し、鍛造、切削などに対する加工性と浸炭特性および疲労特性とを両立させることができる。この硫化物の個数密度ｄ（個／ｍｍ２）（円相当径が５μｍ超である硫化物の１ｍｍ２当りの個数）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は、硫化物の個数密度ｄとＳ量［Ｓ］の関係についての種々の実験から、硫化物の個数密度ｄ（個／ｍｍ２）が下記実験式（２）を満たすことが必要であることがわかった。
　ｄ≦５００［Ｓ］＋１　　　・・・（２）
　（ここで、［Ｓ］は、Ｓの含有量（質量％）を示している。）
　また、ＭｎＳおよびＭｎとＴｉとの複合硫化物について、鍛造における変形時および部品としての使用時、さらに浸炭後の疲労時に負荷がかかる領域における最大寸法の硫化物が破壊起点として作用する。その傾向は、Ｓ量の影響を受け、Ｓ量が多い方が最大の硫化物の寸法が大きくなる。この最大の硫化物について、Ｔｉ系硫化物だけでなく、Ｔｉ含有量の少ないＭｎ系硫化物（ＭｎＳ）も含めて考慮すべきである。
　発明者らは、Ｓ量と最大硫化物寸法との関係について種々実験を行った結果、観察される硫化物の最大円相当径Ｄ（μｍ）が下記式（３）を満足する場合に、同一Ｓ量の鋼に比べて良好な鍛造性（熱間、冷間）を得ることができ、さらに良好な疲労特性を得ることができることを確認した。
　Ｄ≦２５０［Ｓ］＋１０　　　・・・（３）
　（ここで、［Ｓ］は、Ｓの含有量（質量％）を示している。）
　本実施形態では、鋳造段階からの成分設計によりこの硫化物の最大円相当径Ｄ（μｍ）が上記（３）式を満足するように硫化物の寸法を制御することができる。
　Ｄ（μｍ）が２５０［Ｓ］＋１０を超えると、鍛造性ならびに疲労特性が低下し、同一量のＳを含有する従来鋼と同等の性能しか発揮できなくなることがあるため、Ｄ（μｍ）の上限は、２５０［Ｓ］＋１０であることが好ましい。
　［Ｔｉ系析出物］
　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して作用し、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、観察されるＴｉ系析出物の最大円相当径（最大直径）が４０μｍ未満であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る肌焼鋼の組織について説明する。
　［ベイナイト］
　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。即ち、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系析出物及びＮｂ系析出物を相界面に析出させることが難しくなる。また、ベイナイトの組織分率を３０％以下に抑制することは、冷間加工性や被削性を改善するためにも有効である。また、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を、２０％以下に制限することが好ましく、１０％以下に制限することが更に好ましい。更に、冷間鍛造後に高温浸炭を行う場合などでは、ベイナイトの組織分率を５％以下に制限することが好ましい。
　［フェライト粒］
　肌焼鋼のフェライト粒は、過度に微細であると、浸炭焼入れ時に粗大粒が発生し易くなる。これは、浸炭焼入れ時にオーステナイト粒が過度に粗大化するためである。特に、フェライトの粒度番号がＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５）で規定される１１を超えると、粗大粒が発生し易くなる。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の範囲内であることが好ましい。Ｓ量が多くなると硫化物が多くなり、この硫化物を核として生成するフェライト粒の数が多くなるため、フェライト粒が微細になる傾向がある。
　［製造方法／凝固冷速］
　次に、本発明の一実施形態に係る肌焼鋼の製造方法について説明する。
　鋼を、転炉、電気炉等を用いた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、即ち、熱間圧延や熱間鍛造を施し、線材又は棒鋼を製造する。
　鋼材中の硫化物は、凝固前（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。本実施形態では、凝固前後の熱履歴が硫化物の生成及び成長に影響することに注目して、従来と異なる製造方法を用いた。すなわち、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３に示す鋳片１の鋳片断面２上で鋳片幅Ｗの中心線上（Ｗ／２）で、鋳片表面３から鋳片厚さＴの中心線までの距離の１／２部（黒塗りの丸で示す位置、すなわち、鋳片厚さＴの方向に対して表面からＴ／４の位置Ｘ）における冷却速度と定義する。
　ＭｎＳやＴｉＳを主成分とする硫化物の生成を制御するには、凝固冷却速度（平均凝固冷速）の範囲を制御すると良い。具体的には、硫化物の粗大化を抑制するには、凝固時の冷却速度が１２℃／ｍｉｎ以上であることが必要であり、１５℃／ｍｉｎ以上であることが好ましい。なお、凝固時の冷却速度は、上述のように、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。冷却速度が１２℃／ｍｉｎ未満では、凝固が遅すぎて晶出したＭｎＳやＴｉＳを主成分とする硫化物が粗大化してしまい、これらの硫化物を微細分散させることが困難である。一方、冷却速度が１００℃／ｍｉｎ超では、微細ＭｎＳを主成分とする硫化物の個数密度が飽和し、鋳片の硬度が上昇し、割れが発生する虞がある。従って、鋳造時の冷却速度は、１２～１００℃／ｍｉｎであることが必要である。また、鋳片割れをより確実に防止するためには、鋳造時の冷却速度が、５０℃／ｍｉｎ以下であることが好ましく、２０℃／ｍｉｎ以下であることがより好ましい。
　このような冷却速度は、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御することで得られる。また、このような冷却制御は、連続鋳造法、造塊法共に適用可能である。
　なお、ＭｎＳは、鋼の凝固点近くで液相中に晶出すると考えられているため、ＭｎＳの寸法は、冷却速度が速くなるにつれて小さくなり、冷却速度が遅くなるにつれて大きくなる。そのため、本実施形態では、従来の連続鋳造機の冷却条件及び従来の量産型インゴットの製造方法に比べて極めて速い冷却速度で溶鋼を凝固させ、ＭｎＳの寸法を小さく抑制する。
　図６に、鋳込み試験において、従来の連続鋳造や量産型インゴットの鋳造時の鋳造条件と冷却速度との関係を考慮しながら鋳型寸法や冷却条件などの鋳造条件を調整して冷却速度を制御した場合の鋳片内の平均冷却速度とＭｎＳの平均面積との関係の一例を示す。この図６に示されるように、鋳片の平均冷却速度を大きくすると、ＭｎＳの平均面積（すなわち、平均円相当径）を小さくすることができる。
　ここで、凝固時の冷却速度を速めるために、鋳型寸法を小さくする方法が、単純な方法として採用されうるが、この方法では、製品品質を維持することが困難である。すなわち、鋳片寸法が小さい場合には、鋳片から製品圧延材（棒鋼）までの圧延による圧下比が小さくなるため、圧延による気泡欠陥の圧着や偏析の均質化などの高品質化効果を得ることが困難になり、製品（肌焼鋼）中に多くの欠陥や偏析を残しやすい。そのため、この場合には、欠陥や偏析による不均質部が、破壊起点として作用したり、焼入れ性にばらつきを生じさせたりするため、肌焼鋼の品質が劣化することがある。
　鋳片をそのまま再加熱し、熱間加工を行って肌焼鋼を製造するか、又は、分塊工程によって鋳片から得られた鋼を再加熱し、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。更に、歯車などの部品製造では、熱間鍛造が加わる場合もある。
　［製造方法／均熱－圧延－鍛造］
　凝固が完了した後も鋳片中の合金元素の濃化部を緩和するために鋳片を極力高温に保持し、Ｐ、Ｍｎ等の脆化元素を均一に拡散すべきである。そのため、鋳造後６００℃以上に鋳片の温度を維持して直接分塊圧延での加熱炉に鋳片を挿入し、さらに分塊圧延では１２００℃以上の高温で２０分以上この鋳片を保持して、Ｐ、Ｍｎ及びＳの拡散を促進させた。さらに、この加熱及び保持は、Ｔｉ、Ｎｂ系の析出物を固溶させる効果も有する。
　凝固後、一度室温に冷却した鋳片やインゴットを用いる場合には、１２５０～１３２０℃まで再加熱し、３分以上保持して、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｒなど合金元素を十分に拡散させるとともに、凝固過程で析出したＴｉ、Ｎｂ系炭化物を鋼中に固溶させることが好ましい。前述したように、均熱時の加熱は、Ｔｉ、Ｍｎなどの複合硫化物を生成させたり、固溶ＭｎとＳとから析出するＭｎＳを微細に生成させるために重要である。これらの硫化物は、低温では十分に生成しないため、ＦｅＳなどが生成して鋼が脆化するとともに、必要なＭｎＳ量を確保できない。そのため、上記温度（保持温度）は、１２５０℃以上であることが必要である。一方、保持温度が１３２０℃を超えると、工業的な加熱炉の耐火物の損傷が激しくなり、安定した熱処理が困難になるため、保持温度が１３２０℃以下であることが必要である。
　保持時間（均熱時間）は、上記化合物の十分な固溶を可能にするため、上記の温度に到達してから３分以上であることが必要であり、１０分以上であることが好ましい。特に、上記効果を安定的に発揮できるように、工業的には、保持時間が２０分以上であることがより好ましい。さらに、合金元素が多量に含まれる場合、または高温での固溶を必要とする場合には、保持時間ができる限り長いことが好ましい。しかし、保持時間が１８０分を超えると、材料表面の損傷が大きくなるとともに、耐火物の損傷も大きくなるため、保持時間が１８０分以下であることが必要であり、工業的には１２０分以下であることが望ましい。
　さらに、ビレットを製品径まで圧延するいわゆる製品圧延（熱間加工、熱間圧延）においても、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が鋼中に残存する。熱間加工後の肌焼鋼中に、微細なＴｉ系析出物及び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℃である。加熱温度が１３２０℃を超えると、工業的な加熱炉の耐火物の損傷が激しくなり、安定した熱処理が困難になるため、加熱温度が１３２０℃以下であることが必要である。加熱炉の負荷を考慮すると、この加熱温度は、１３００℃以下であることが好ましい。鋼材の温度を均一に保ち、析出物を鋼中に固溶させるためには、製品圧延における保持時間を１０分以上にすることが好ましい。生産性の観点から、この保持時間は、６０分以下であることが好ましい。
　熱間加工の仕上温度が、８４０℃未満であると、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。この仕上温度が１０００℃を超えると、鋼が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℃に制御する。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系析出物及び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℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷し、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物の生成を促進する。この平均冷却速度が１℃／秒を超えると、Ｔｉ系析出物、Ｎｂ系析出物の析出温度域を鋼が通過する時間が短くなり、微細な析出物の量が不十分である。また、平均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、平均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、平均冷却速度は、０．７℃／秒以下であることが好ましい。なお、平均冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方（下流）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。
　なお、参考のため、図７に本実施形態に係る肌焼鋼の製造方法の一例のフローチャートを示す。
　［浸炭］
　次に、本発明の一実施形態に係る浸炭部品の製造方法（肌焼鋼の適用方法）について説明する。
　上記実施形態の肌焼鋼は、冷間鍛造工程で製造される部品、熱間鍛造工程で製造される部品のいずれにも適用可能である。熱間鍛造工程として、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。上記実施形態の肌焼鋼を用いて、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。
　浸炭焼入れの条件は、特に限定しないが、軸受部品及び転動部品において、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０．８～１．３％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転動疲労寿命に対して有効である。この場合、部品表面の窒素濃度（窒素ポテンシャル）が０．２～０．６％の範囲になるような条件が適切である。Ｓｉ及びＣｒの添加、必要に応じたＭｏの添加による軸受部品または転動部品の転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の部品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。部品表層の残留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。その際、部品表層の窒素濃度が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。これらの浸炭浸窒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。
　以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
　表１～３に示す組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、Ｎｏ．５４～５６を除いて１２～２０℃／ｍｉｎの平均凝固冷速で鋳造した。表１～３中の化学成分の空欄は、意図的に化学成分を添加しないことを意味し、下線は、本発明の化学成分の条件を満足しないことを意味する。なお、これら表１～３に示す化学成分の残部は鉄及び不可避的不純物である。鋳片の凝固冷速は、予め、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との関係を整理したデータに基づいて調整した。実際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１２～２０℃／ｍｉｎの範囲内であることを確認した。その確認位置を図３に示す。一部の鋳片には、必要に応じて、分塊圧延を施した。
　表４～６に、鋼中の硫化物の最大円相当径（最大寸法、最大直径）Ｄ、０．５μｍ超の硫化物密度（個数密度）ｄ及びＴｉ系析出物の最大円相当径（最大寸法、最大直径）を示す。ここで、表４～６中の下線は、本発明の硫化物密度ｄの条件を満足しないことを意味する。Ｔｉ系析出物の最大円相当径及び硫化物の最大円相当径Ｄを、極値統計法により予測した。即ち、Ｔｉ系析出物の最大直径と、硫化物の粒径分布及び最大直径とを、次のようにして求めた。光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物を判別した。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いて析出物を同定した。後述の試験片の長手方向を含む断面から、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。その観察視野（画像）中の硫化物の粒径分布及び最大直径と、Ｔｉ系析出物の最大直径とを検出した。これらの寸法（直径）は、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。
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　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と、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１の規定に準拠したフェライトの粒度番号とを測定した。更に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００３）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。表７～９に、熱間加工の加熱温度、仕上温度、平均冷却速度、ベイナイト分率、フェライトの粒度番号、ビッカース硬さ等を示す。なお、平均冷却速度は、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。ここで、表７～９中の下線は、本発明の製造条件を満足しないことを意味する。
　熱間および冷間における鍛造性は、据えこみ試験によって行った。熱間鍛造性を評価するために、図４に示す底面がφ３０ｍｍ、高さが４５ｍｍの試験片４を１２５０℃まで加熱した後据えこみ、割れが発生する圧縮率（限界圧縮率）を測定した。なお、図４における一点鎖線は、（ａ）と（ｂ）に共通する中心線を示している。冷間鍛造性を評価するために、鋼に球状化焼鈍を施した後、図５に示す寸法の溝入れ試験片５を採取し、据え込み試験を行い、割れ発生までの限界圧縮率を測定した。種々の圧縮率に対して１０個の試験片を用いて割れ発生の確率を求め、この確率が５０％になった際の圧縮率を限界圧縮率に決定した。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しても利用することができる。
　被削性については、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。事前の熱処理では、熱間鍛造を想定して鋼を１２５０℃まで加熱し、所定の冷却速度で冷却した。この被削性の評価では、直径が３ｍｍのハイスストレートドリルと水溶性切削油を用い、送り０．２５ｍｍ、穴深さ９ｍｍ、ドリル突き出し量３５ｍｍの条件で穿孔を行った。ドリルの周速を、１０～７０ｍ／ｍｉｎの範囲内で一定に制御して、鋼を穿孔し、ドリルの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個の穴の深さと穿孔により形成された穴の個数との積である。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、ドリルの周速の最大値をＶＬ１０００として求めた。このＶＬ１０００が大きいほど、工具寿命が良好であり、被削性に優れた材料として鋼を評価することができる。
　また、熱間鍛造を想定した１２５０℃まで加熱した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、試験片の旧オーステナイト粒径を測定して粗大粒防止特性を評価した。浸炭シミュレーションは、試験片を、９１０～１０６０℃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は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５）に準じて測定された。
　さらに、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、４００倍で１０視野程度試験片断面の観察を行って旧オーステナイト粒径を測定し、粒度番号が５以下の粗粒が１つでも存在すれば、その試験片の試験結果を粗粒発生と判定し、粗大化温度を決定した。浸炭焼入れの加熱温度は、通常、９３０～９５０℃であるため、粗大化温度が９５０℃以下である試験片を粗大化防止特性に劣ると判定した。
　次に、圧下率５０％の冷間鍛造を行い、その後、焼準工程を省略して直径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。この浸炭焼入れでは、この試験片を、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℃の油に焼入れた。更に、試験片を１８０℃で２時間保持し、焼戻しを行った。これらの試験片（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。更に、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については、その後の疲労試験を行わなかった。
　これらの調査結果をまとめて、表７～９に示す。転動疲労寿命は、Ｎｏ．４８（比較例）のＬ１０寿命を１と定義し、各材料（各Ｎｏ．）のＬ１０寿命をＮｏ．４８のＬ１０寿命に対する相対値により評価した。
　疲労試験では、いずれの場合も、浸炭に先立つ焼準を省略するとともに、比較的効率よく浸炭できる高い浸炭温度による同一の処理条件を採用した。そのため、Ｎｏ．１～４７（実施例）では、効率良く浸炭を行うことができ、良好な疲労試験結果を得ることができた。一方、Ｎｏ．４８～７９（比較例）では、ＴｉＮ、Ｔｉ系複合硫化物などのＴｉ系析出物、ＭｎＳなどの硫化物の粗大粒子が破壊起点として作用したり、粗大粒（旧オーステナイトの粗粒）の発生に伴う歪が試験精度を低下させたり、粗大粒（旧オーステナイトの粗粒）そのものが破壊起点になったりすることがあり、良好な試験結果が得られない場合があった。
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　実施例（Ｎｏ．１～４７）では、結晶粒粗大化温度が９９０℃以上であり、９５０℃で浸炭された鋼の旧γ粒も細整粒であり、転動疲労特性もＮｏ．４８に比べて優れていた。冷間鍛造性と被削性とについても、Ｎｏ．１～４７では、同様の組成（特にＳ量）の比較例と比べて優れることが明らかである。
　Ｎｏ．４８～５３（比較例、従来鋼）は、一般的な浸炭用鋼であるＳＣｒ４２０およびＳＣＭ４２０相当鋼とこれらの浸炭用鋼にＳを添加した鋼である。Ｎｏ．１～４７と比較するために、Ｎｏ．４８～５３では、十分に加熱してＮｏ．１～４７と同様の均熱温度を確保したが、一般的な均熱温度は、１１５０℃程度である。さらに、Ｎｏ．４８～５３では、熱間加工の加熱温度を、一般的な加熱温度である１０５０℃に制御した。
　その結果、Ｎｏ．４８～５３を比較すると、図２Ａ及び図２Ｂの従来例に示すように、被削性の増加とともに冷間鍛造性及び熱間鍛造性が低下することが分かる。
　すなわち、これらＮｏ．４８～５３では、Ｓ量の影響が大きかった。鋼中のＳ量が少なく、鍛造性、粗大化防止特性や疲労特性が優れる場合には、被削性が劣るため、切削を必要とする歯車などへの用途に対しては生産性が低下せざるを得なかった。被削性を向上させるためにＳを鋼中に添加した場合には、ＭｎＳのサイズが大きくなり、鍛造性を損なう。このように、鍛造性と被削性とは、トレードオフの関係にあり、両立させることが困難であった。
　それに対して、本発明では、被削性と鍛造性とを両立することができる。そのバランスは、図２Ａ及び図２Ｂに示されている。図２Ａでは、０．２質量％程度の量のＣと、１質量％程度のＣｒとを含むＳＣｒ４２０相当鋼においてＳの量を変化させている。また、図２Ｂでは、ＳＣｒ４２０相当鋼に０．２％程度の量のＭｏを添加したＳＣＭ４２０相当鋼においてＳの量を変化させている。加えて、図２Ａ及び図２Ｂ中の発明鋼では、鋳造時の冷却速度の制御によりＭｎＳの形状及び粒径分布（個数基準）を制御し、鋼（ＳＣｒ４２０相当鋼及びＳＣＭ４２０相当鋼）中にＴｉ等を添加してピン止め特性を向上している。これらの図２Ａ及び図２Ｂから、本発明鋼は、従来鋼に比べて被削性と鍛造性との両面で優れることがわかる。
　ここで、ＳＣｒ４２０相当鋼及びＳＣＭ４２０相当鋼は、浸炭及び焼入れに適するように設計されており、ＳＣＭ４２０相当鋼は、ＳＣｒ４２０相当鋼よりも焼入れ性が高いため、より大型の部品やより高強度の部品に使用できる。しかしながら、このＳＣＭ４２０相当鋼では、Ｍｏの添加により浸炭焼入れ前の加工時の硬度が高いため、ＳＣｒ４２０相当鋼と比べて冷間鍛造性と被削性の両者が低い。このように、鋼種に応じて冷間鍛造性と被削性とのバランスが変化する場合があり、焼入れ性も考慮してこれらのバランスを確保する。
　Ｎｏ．５４～５９（比較例）では、均熱温度が１２５０℃未満であり、硫化物の粗大化が進み、上記（２）式を考慮した場合に大きな硫化物の個数が多かった。これらのうち、比較例５４～５６では、鋳型に保温材を巻くなどして凝固時の冷速を０．３℃／ｍｉｎに制御したため、上記（３）式を考慮した場合に最大硫化物寸法も大きかった。
　このように、Ｎｏ．５４～５９では、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．２とＮｏ．５４との比較）に比べ、硫化物の粒径分布が適切に制御されていないため、鍛造性が劣化し、Ｔｉの固溶も不十分なため、粗大化温度も低かった。
　Ｎｏ．６０～６２（比較例）では、Ｔｉ添加量が少なく、浸炭時に十分なピン止め粒子が得られず、かつ、浸炭前の熱間加工時での加熱が不十分であり、Ｔｉの固溶も不十分であるため、粗大化温度が低下した。
　Ｎｏ．６３～６５（比較例）では、Ｎ量が０．００５０％よりも多く、Ｔｉが容易にＴｉＮを生成するため、固溶Ｔｉが減少し、それによって浸炭時のピン止め粒子として重要なＴｉＣＮおよびＴｉＣなどの微細な析出物の生成量（個数）が少なくなった。その結果、ピン止め効果が不足し、浸炭時の旧γ粒の粗大化温度が低下した。また、Ｎｏ．６３～６５では、Ｎが多量に鋼中に含まれるため、この多量のＮが熱間圧延や熱間鍛造における疵の原因になる。さらに、Ｎｏ．６３～６５では、Ｎ量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１または２とＮｏ．６３との比較）に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率が低かった。これらの実用面からも、Ｎ量は、極力少ないことが望ましく、０．００４０％以下であることが好ましい。
　Ｎｏ．６６～７１は、０．４％Ｃクラスの比較例であるが、このＮｏ．６６～７１では、前述のＮｏ．５４～５９と同様に、均熱温度が１２５０℃未満であり、硫化物の粒径分布が適切に制御されていなかった。加えて、Ｎｏ．６６～７１では、Ｔｉの固溶が不十分なため、粗大化温度も低かった。
　Ｎｏ．７２～７４（比較例）では、Ｎｂを鋼中に０．０４％以上添加した。このＮｂは、Ｔｉと同様に浸炭時のピン止め粒子として有効であるが、多量のＮｂの添加は、熱間延性の低下を招き、熱間圧延や熱間鍛造における疵の原因となる。このため、Ｎｏ．７２～７４では、Ｎｂ量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．２４とＮｏ．７２との比較）に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率がかなり低く、冷間鍛造における限界圧縮率も低かった。
　Ｎｏ．７５～７７（比較例）では、Ｔｉ量が０．０５％よりも少なく、浸炭時に十分なピン止め粒子を得られないため、Ｔｉ量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１とＮｏ．７５との比較）に比べ、粗大化温度が低下した。
　Ｎｏ．７８（比較例）では、Ｔｉ量が０．０５％よりも少なく、浸炭時に十分なピン止め粒子が得られないため、粗大化温度が低下した。また、このＮｏ．７５では、浸炭前の加熱後の冷却速度が速すぎたため、Ｎｏ．１～４７に比べると、硬さが高く、被削性が低かった。なお、Ｎｏ．７８では、ベイナイト分率が３０％を超えていた。
　Ｎｏ．７９（比較例）では、Ｔｉ量が０．２％よりも多く、粗大なＴｉ系析出物が生成して粗大化温度が低下した。すなわち、Ｔｉ量が過剰であると、均熱処理及び熱間加工時に鋼中にＴｉ（Ｔｉ系析出物）を十分に固溶させることができないため、固溶Ｔｉが未固溶の粗大なＴｉ系析出物上に優先的に析出する。そのため、浸炭時のピン止め粒子（微細なＴｉ系析出物）が十分に得られないため、粗大化温度が低下した。また、このＮｏ．７９では、粗大なＴｉ系析出物が生成するため、Ｎｏ．１に比べて被削性が劣っているだけでなく、疲労試験において粗大なＴｉ系析出物が破壊起点として作用し、疲労特性が不安定になって疲労寿命も低下した。
　さらに、表１０～１３に示す組成を有する鋼を真空溶解炉で溶解後、表１８～２１に示す平均凝固速度で鋳造した。表１０～１３中の化学成分の空欄は、意図的に化学成分を添加しないことを意味し、下線は、本発明の化学成分の条件を満足しないことを意味する。なお、これら表１０～１３に示す化学成分の残部は、鉄及び不可避的不純物である。
　上述の鋳造された鋼に対して熱間加工を行い、直径２４～３０ｍｍの棒鋼を製造した。表１８～２１に、平均凝固速度、熱間加工の加熱温度、仕上温度、平均冷却速度、ベイナイト分率、フェライトの粒度番号を示す。ここで、表１８～２１に中の下線は、本発明の製造条件を満足しないことを意味する。なお、製造条件の評価方法（平均凝固速度の確認方法、平均冷却速度の定義）及び組織の評価方法（ベイナイト分率、フェライト粒度番号）は、上述のＮｏ．１～７９の説明で述べた方法と同じである。
　表１４～１７に、鋼中の硫化物の最大円相当径（最大寸法、最大直径）Ｄ、０．５μｍ超の硫化物密度（個数密度）ｄ、ＡｌＮの析出量、Ｔｉ系析出物の最大円相当径（最大寸法、最大直径）を示す。ここで、表１４～１７中の下線は、本発明の硫化物密度ｄの条件を満足しないことを意味する。なお、硫化物の最大円相当径、０．５μｍ超の硫化物密度及びＴｉ系析出物の最大円相当径の測定方法は、上述のＮｏ．１～７９の説明で述べた方法と同じである。また、上述のような臭素メタノールを用いた化学分析によりＡｌＮの析出量を測定した。
　また、表１８～２１には、ビッカース硬さ、限界圧縮率、被削性ＶＬ１０００、浸炭時の粗大化温度、浸炭材の疲労寿命も示している。これらの鋼の特性は、上述のＮｏ．１～７９の説明で述べた方法と同じ測定方法（評価方法）により測定（評価）された。
　表１８～２１に示されるように、Ｎｏ．１０１～１３３（実施例）及びＮｏ．１５０～１７３（実施例）では、効率良く浸炭を行うことができ、良好な疲労試験結果を得ることができた。一方、Ｎｏ．１３７～１４６（比較例）、１７４～１９７（比較例）では、ＴｉＮ、Ｔｉ系複合硫化物などのＴｉ系析出物、ＭｎＳなどの硫化物の粗大粒子が破壊起点として作用したり、粗大粒（旧オーステナイトの粗粒）の発生に伴う歪が試験精度を低下させたり、粗大粒（旧オーステナイトの粗粒）そのものが破壊起点になったりすることがあり、良好な試験結果が得られない場合があった。
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
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　Ｎｏ．１０１～１３３（実施例）及びＮｏ．１５０～１７３（実施例）では、結晶粒粗大化温度が９９０℃以上であり、９５０℃で浸炭された鋼の旧γ粒も細整粒であり、転動疲労特性も上述のＮｏ．４８に比べて優れていた。冷間鍛造性と被削性とについても、Ｎｏ．１０１～１３３及びＮｏ．１５０～１７３では、同様の組成（特にＳ量）の比較例と比べて優れることが明らかである。なお、Ｎｏ．１０１～１２９では、Ｔｉ系析出物の最大円相当径が４０μｍ以下であったため、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１０２とＮｏ．１３１との比較）よりも、さらに粗大化温度を高めることができた。
　Ｎｏ．１３７（比較例）では、Ｔｉが０．０５％未満であるため、ピン止め効果が不足し、浸炭時の旧γ粒の粗大化温度が低下した。
　Ｎｏ．１３８及び１３９（比較例）では、均熱温度が１２５０℃未満であり、硫化物の粗大化が進み、上記（２）式を考慮した場合に大きな硫化物の個数が多かった。Ｎｏ．１３８及び１３９では、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１０９とＮｏ．１３８との比較）に比べ、硫化物の粒径分布が適切に制御されていないため、鍛造性が劣化した。
　Ｎｏ．１４０及び１４１（比較例）では、Ｎ量が０．００５０％よりも多く、均熱処理及び熱間加工時に鋼中にＴｉ（Ｔｉ系析出物）を十分に固溶させることができないため、浸炭時のピン止め粒子として重要な微細な析出物の生成量（個数）が低下した。その結果、Ｎｏ．１４０及び１４１では、ピン止め効果が不足し、浸炭時の旧γ粒の粗大化温度が低下した。また、Ｎｏ．１４０及び１４１では、Ｎ量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１０２とＮｏ．１４０との比較）に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率が低かった。
　Ｎｏ．１４２（比較例）では、Ｔｉ量が０．２％よりも多く、粗大なＴｉ系析出物が生成して粗大化温度が低下した。また、このＮｏ．１４２では、粗大なＴｉ系析出物が生成するため、Ｎｏ．１０２に比べて被削性が劣っているだけでなく、疲労試験において粗大なＴｉ系析出物が破壊起点として作用し、疲労特性が不安定になって疲労寿命も低下した。
　Ｎｏ．１４３及び１４４（比較例）では、Ｎｂ量が０．０４％以上であった。Ｎｂは、Ｔｉと同様に浸炭時のピン止め粒子として有効であるが、多量のＮｂは、熱間延性の低下を招き、熱間圧延や熱間鍛造における疵の原因となる。このため、Ｎｏ．１４３及び１４４では、Ｎｂ量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１１０とＮｏ．１４３との比較）に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率がかなり低く、冷間鍛造における限界圧縮率も低かった。
　Ｎｏ．１４５（比較例）では、Ｏ量が０．００２５％を超えているため、Ｎｏ．１０６に比べて被削性が低下した。なお、このＮｏ．１４５では、酸化物生成挙動がＮｏ．１０１～１３３と異なり、ノズル詰まりが発生しやすい。
　Ｎｏ．１４６（比較例）では、Ｍｎ量が１．８％を超えており、熱間加工後の平均冷却速度が１℃／秒を超えていたため、Ｎｏ．１０１～１３３に比べると、硬さが高く、被削性が低かった。なお、Ｎｏ．１４６では、ベイナイト分率が３０％を超えていた。
　Ｎｏ．１７４～１９７（比較例）では、平均凝固速度が１２℃／ｍｉｎ未満であったため、５μｍ超の硫化物の個数密度ｄが、上記（２）式を満足しなかった。そのため、これらＮｏ．１７４～１９７では、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼（例えば、Ｎｏ．１５０とＮｏ．１７４との比較）に比べ、鍛造性及び耐疲労性が低かった。なお、Ｎｏ．１７４～１９７では、硫化物の最大円相当径Ｄが、上述の（３）式を満足していなかった。
　Ｎｏ．１～４７、１０１～１３３、１５０～１７３では、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素（ピン止め粒子を形成する元素）が鋼中に添加され、浸炭時の粗大化温度が高く、疲労特性が優れていた。一方、Ｎｏ．４８～７９、１３７～１４６、１７４～１９７の多くでは、粗大化温度が低く、γ粒が粗大化していた。さらに、Ｎｏ．１～４７、１０１～１３３、１５０～１７３では、冷間鍛造工程により成形される部品の製造において、浸炭に先立つ焼準工程を省略しても結晶粒の異常粒成長を抑制しながら浸炭を行うことができ、粗大粒起因の疲労特性低下を抑制でき、高能率に部品を製造することができる。
　以上のように、Ｎｏ．１～４７、１０１～１３３、１５０～１７３の鋼は、熱間鍛造性または冷間鍛造性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼であることが確認できた。
　浸炭焼入れ時（特に、高温浸炭時）の粗大粒防止特性、浸炭焼入れ後の疲労特性（例えば、転動疲労）及び鍛造性や被削性等の加工性（強度特性）に優れた肌焼鋼およびその製造方法を提供することができる。
　１　　鋳片
　２　　鋳片断面
　３　　鋳片表面
　４　　試験片
　５　　溝入れ試験片
　Ｔ　　鋳片厚さ
　Ｗ　　鋳片幅

Claims (11)

  1. 　化学組成が、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：０．２％以下、
    　Ｎ：０．００５０％以下、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｏ：０．００２５％以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、円相当径が５μｍ超である硫化物の１ｍｍ２当りの個数ｄと、Ｓの含有量の質量百分率［Ｓ］とが、ｄ≦５００×［Ｓ］＋１を満足することを特徴とする肌焼鋼。
  2. 　前記化学組成が、更に、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０４％未満、
    　Ｍｏ：１．５％以下、
    　Ｎｉ：３．５％以下、
    　Ｖ：０．５％以下、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下、
    　Ｍｇ：０．００３％以下、
    　Ｚｒ：０．００５％以下
    から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼。
  3. 　Ｃａの質量百分率［Ｃａ］に対するＡｌの質量百分率［Ａｌ］の比率である［Ａｌ］／［Ｃａ］が１以上かつ１００以下であることを特徴とする請求項２に記載の肌焼鋼。
  4. 　硫化物の最大円相当径Ｄμｍと、Ｓの含有量の質量百分率［Ｓ］とが、Ｄ≦２５０×［Ｓ］＋１０を満足することを特徴とする請求項１または２に記載の肌焼鋼。
  5. 　Ｍｎ量が１．０％以下であり、Ｍｎの含有量の質量百分率［Ｍｎ］に対するＳの含有量の質量百分率［Ｓ］の比率である［Ｍｎ］／［Ｓ］が１００以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の肌焼鋼。
  6. 　ベイナイトの組織分率が、３０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の肌焼鋼。
  7. 　Ｔｉ系析出物の最大円相当径が、４０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の肌焼鋼。
  8. 　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：０．２％以下、
    　Ｎ：０．００５０％以下、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｏ：０．００２５％以下
    に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、１２～１００℃／分の平均冷却速度で鋳造し；
    　１２５０～１３２０℃の均熱温度範囲で前記鋼を３～１８０分保持し；
    　１１５０～１３２０℃の温度範囲に前記鋼を加熱した後、８４０～１０００℃の仕上げ温度範囲で仕上圧延が行われるように前記鋼を熱間圧延し；
    　８００～５００℃の温度範囲での平均冷却速度が１℃／秒以下になるように前記鋼を冷却する；
    ことを特徴とする肌焼鋼の製造方法。
  9. 　前記化学組成が、更に、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０４％未満、
    　Ｍｏ：１．５％以下、
    　Ｎｉ：３．５％以下、
    　Ｖ：０．５％以下、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下、
    　Ｍｇ：０．００３％以下、
    　Ｚｒ：０．００５％以下
    から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項８に記載の肌焼鋼の製造方法。
  10. 　Ｃａの質量百分率［Ｃａ］に対するＡｌの質量百分率［Ａｌ］の比率である［Ａｌ］／［Ｃａ］が１以上かつ１００以下であることを特徴とする請求項９に記載の肌焼鋼。
  11. 　Ｍｎ量が１．０％以下であり、Ｍｎの含有量の質量百分率［Ｍｎ］に対するＳの含有量の質量百分率［Ｓ］の比率である［Ｍｎ］／［Ｓ］が１００以下であることを特徴とする請求項８または９に記載の肌焼鋼。
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