WO2012132786A1 - 肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品 - Google Patents

肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品 Download PDF

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成朗 岡本
新堂　陽介
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention is obtained by using case-hardened steel as a material for machine structural parts used by carburizing treatment in automobiles and other transportation equipment, construction machinery, other industrial machines, and the like, and the case-hardened steel.
  • the present invention relates to a case-hardened steel exhibiting cold forgeability and prevention of grain coarsening after carburizing treatment, a manufacturing method thereof, and a machine structural component.
  • Patent Document 4 proposes a technique for improving the cold forgeability by adjusting the addition amount of the alloy element while taking such measures for preventing the coarsening of crystal grains.
  • case-hardened steel that is the raw material has further improved cold forgeability and prevention of grain coarsening after carburizing. It is desired to provide a case-hardened steel excellent in both.
  • the present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and the purpose thereof is to ensure sufficient cold forgeability even for complex-shaped parts and large-sized parts, and to obtain crystal grains after carburizing. It is an object of the present invention to provide a novel case-hardened steel excellent in coarsening prevention characteristics, a method for producing the same, and a machine structural component obtained using the case-hardened steel.
  • the case-hardened steel according to the present invention which has been able to solve the above-mentioned problems, is mass%, C: 0.05-0.20%, Si: 0.01-0.1%, Mn: 0.3-0. .6%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.001 to 0.02%, Cr: 1.2 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1 %, Ti: 0.010 to 0.10%, N: 0.010% or less (excluding 0%), B: 0.0005 to 0.005%, with the balance being iron and inevitable impurities
  • the density of Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 20 nm is 10 to 100 / ⁇ m 2
  • the density of Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more is 1.5 to 10 / ⁇ m 2 .
  • the Vickers hardness is 130 HV or less.
  • the case-hardened steel further contains Mo: 2% or less (excluding 0%).
  • the case-hardened steel further contains Cu: 0.1% or less (not including 0%) and / or Ni: 3% or less (not including 0%).
  • a method for producing a case-hardened steel according to the present invention that has solved the above-mentioned problems is to prepare a steel having any of the chemical components described above, and perform soaking at 1100 ° C. to 1280 ° C. for 30 minutes or less. And a step of performing re-hot working at 800 to 1000 ° C. for 120 minutes or less.
  • the present invention is a machine structural component obtained by cold working the case-hardened steel and then carburizing, and (a) the average grain size of the prior austenite grains in the range from the surface to a depth of 200 ⁇ m.
  • the average grain size of the prior austenite grains in the range from the depth of 200 ⁇ m to the depth of 500 ⁇ m from the surface is 8 to 14, and (b) the grain size of the prior austenite grains.
  • Mechanical structural parts that do not have coarse grains of No. 5.5 or less are also included within the scope of the present invention.
  • fine Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 20 nm and coarse Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more are dispersed in an appropriate density in a well-balanced manner. It was hard and the deformation resistance at the time of cold forging was suppressed to improve the cold forgeability, and it was possible to prevent crystal coarsening due to subsequent carburizing treatment.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing carburizing conditions of Example 1.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing carburizing conditions of Example 1.
  • the present inventors have repeatedly studied in order to provide a case-hardened steel excellent in crystal grain coarsening prevention properties and cold forgeability. As a result, it has been found that the intended purpose can be achieved by using case-hardened steel in which Ti-based precipitates in steel are dispersed in an appropriate balance according to the size (equivalent circle diameter). completed.
  • the Ti-based precipitates of interest in the present invention are effective precipitates for preventing coarsening of crystal grains as described above, but are rather harmful from the viewpoint of cold forgeability, and Ti-based precipitates. This also causes an increase in the hardness and deformation resistance of the steel material due to precipitation strengthening of the steel, thus causing a decrease in cold forgeability.
  • precipitation strengthening due to the coarse Ti precipitates is reduced. It is conceivable to reduce the influence and improve the cold forgeability.
  • the density of coarse Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more within a predetermined range (1.5 to 10 particles / ⁇ m 2 ), only the surface layer portion of the carburized material.
  • the density of fine Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 20 nm is predetermined.
  • the density and fineness of coarse Ti-based precipitates are controlled within the range (10 to 100 / ⁇ m 2 ) (particularly, the upper limit of the density of fine Ti-based precipitates is reduced to 100 pieces / ⁇ m 2 or less).
  • the density of Ti-based precipitates is controlled in a well-balanced manner, it has a hardness suitable for cold forgeability and can further reduce deformation resistance during cold forging as compared to the conventional method, as well as the surface layer of the carburized material. It can effectively suppress internal grain coarsening, As the body, it found that excellent hardening steel is obtained coarsening prevention properties of carburized material, thereby completing the present invention.
  • “skin-hardened steel” is a cast steel having a chemical component containing alloy elements such as Cr and Mn, such as SCr and SCM, and hot forged after soaking (solution treatment). It means what has been re-hot-worked (for example, hot-rolled).
  • the machine structural component refers to the case-hardened steel manufactured as described above, such as cold forging and cutting into a desired part shape, and then carburizing or carbonitriding. It means that which has been subjected to surface hardening treatment (skin burning treatment).
  • excellent in cold forgeability means that the Vickers hardness is 130 HV or less when the Vickers hardness of the case-hardened steel and the average deformation resistance up to 55% are measured under the conditions described in the examples described later. And an average deformation resistance of up to 55% means 600 MPa or less. These values are preferably as small as possible, the preferred Vickers hardness is 125 HV or less, and the preferred average deformation resistance is 590 MPa or less.
  • the average grain size existing in the outermost layer region is No. 9-13, and (a) Both the average grain size existing in the inner region is No. 7 to 11 and the prior austenite grains do not have coarse grains of No. 5.5 or less.
  • the Ti-based precipitate means a precipitate containing at least Ti.
  • a precipitate containing at least Ti such as TiC (Ti carbide), TiN (Ti nitride), Ti (CN) (Ti carbonitride);
  • composite precipitates further including carbide, nitride, and carbonitride forming elements such as B and Al are also included in the Ti-based precipitate.
  • the density of Ti-based precipitates having an equivalent circle diameter of less than 20 nm is 10 to 100 / ⁇ m 2
  • the density of Ti-based precipitates having an equivalent circle diameter of 20 nm or more is 1.5. It is characteristic that it is ⁇ 10 / ⁇ m 2 .
  • a Ti-based precipitate having a circle-equivalent diameter of less than 20 nm may be referred to as a fine Ti-based precipitate
  • a Ti-based precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more may be referred to as a coarse Ti-based precipitate.
  • Ti-based precipitates in case-hardened steel generally have an effect of preventing grain coarsening at the time of carburization. It is said that the smaller the particle size of the precipitate and the higher the density, the better.
  • precipitation strengthening occurs due to the generation of Ti-based precipitates and cold forgeability is reduced, in order to exhibit excellent cold forgeability, the particle diameter of Ti-based precipitates is made as small as possible, and Need to be low density. Therefore, in order to achieve both excellent cold forgeability and crystal grain coarsening prevention characteristics, it is necessary to adjust the particle size and density of the Ti-based precipitates.
  • the density of fine Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 20 nm and the coarse Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of 20 nm or more with a Ti-based precipitate having a circle-equivalent diameter of 20 nm as a boundary It has been found that case-hardened steel, in which the density of the product is controlled in a well-balanced manner, is superior in both the grain coarsening prevention property after carburizing and the cold forgeability as compared with the conventional case.
  • fine Ti-based precipitates exhibit the effect of preventing grain coarsening particularly effectively in the surface layer of a steel material having a high C concentration, but in order to further increase the strength of the steel material after carburizing, the grain size of the surface layer is further increased. It is necessary to refine (that is, increase the density of fine Ti-based precipitates). For this reason, in the present invention, more fine Ti-based precipitates having a smaller adverse effect on cold forgeability than the above coarse Ti-based precipitates are generated, and the effect of grain refinement is effectively exhibited in the surface layer having a high C concentration. Therefore, the lower limit of the density of the fine Ti-based precipitate is limited.
  • the density of fine Ti-based precipitates having a circle-equivalent diameter of less than 20 nm is 10 to 100 / ⁇ m 2 .
  • This fine Ti-based precipitate has an effect of effectively exhibiting the grain coarsening prevention characteristics after carburizing, and in order to effectively exhibit such an effect, the lower limit of the density of the fine Ti-based precipitate.
  • the density of the fine Ti-based precipitates is too high, the cold forgeability deteriorates due to precipitation strengthening by the Ti-based precipitates, so the upper limit was made 100 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the preferred density of the fine Ti-based precipitate is 20 to 90 / ⁇ m 2 , and the more preferred density is 25 to 85 / ⁇ m. 2 .
  • the density of Ti-based precipitates having an equivalent circle diameter of 20 nm or more is 1.5 to 10 / ⁇ m 2 .
  • Coarse Ti-based precipitates having an equivalent circle diameter of 20 nm or more are particularly useful for improving the crystal grain coarsening prevention property inside the steel material (carburized material) with a low C concentration.
  • the lower limit of the density of coarse Ti-based precipitates was set to 1.5 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • coarse Ti-based precipitates have a great adverse effect on cold forgeability. If the density of coarse Ti-based precipitates is too high, cold forgeability is reduced by precipitation strengthening due to Ti-based precipitates. Therefore, the upper limit was set to 10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the preferred density of the coarse Ti-based precipitate is 2.0 to 9.0 / ⁇ m 2 , and the more preferred density is 2. 5 to 8.5 pieces / ⁇ m 2 .
  • the density of fine Ti-based precipitates and coarse Ti-based precipitates in the case-hardened steel according to the present invention is as described above, but the density of all Ti-based precipitates present in the case-hardened steel is generally preferable. Is 11.5 to 110 / ⁇ m 2 , more preferably 20 to 100 / ⁇ m 2 .
  • the case-hardened steel of the present invention is characterized in that it contains coarse Ti-based precipitates and fine Nb-based precipitates at a predetermined density in a well-balanced manner. It needs to be adjusted.
  • the components in the steel of the present invention are controlled within the range of case-hardened steel defined in the JIS standard. In the present invention, however, it is an object of the present invention to reduce the deformation resistance at the time of cold forging more than in the past. From this point of view, the C content is controlled to be low. And in order to prevent the hardenability fall accompanying C content reduction, in addition to the hardenability improvement elements, such as B, as an essential component, the hardenability improvement elements, such as Mo, are also included as a selection component as needed.
  • C 0.05-0.20%
  • C is an element necessary for securing the core hardness necessary for a part.
  • the C content is less than 0.05%, the static strength as a part is insufficient due to insufficient hardness.
  • the density of coarse Ti-based precipitates useful for preventing grain coarsening inside the carburized material is significantly reduced.
  • the hardness becomes excessively high, and the balance between the density of fine Ti-based precipitates and coarse Ti-based precipitates deteriorates and cold forgeability decreases, so the upper limit is 0.20. % Or less.
  • the C content is preferably 0.07% or more and 0.18% or less, more preferably 0.08% or more and 0.17% or less.
  • Si is an element that is effective in securing the surface hardness of the carburized component (machine structural component) by suppressing the decrease in hardness during the tempering furnace after carburizing.
  • the lower limit of the Si amount is set to 0.01% or more.
  • the above effect is improved as the amount of Si increases, and is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the upper limit of Si content is set to 0.1%.
  • the upper limit with the preferable amount of Si is 0.08% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
  • Mn is an element that remarkably increases the hardenability during the carburizing process. Further, Mn is an element that also acts as a deoxidizing material and has an effect of increasing the internal quality of the steel material by reducing the amount of oxide inclusions in the steel. Further, when the amount of Mn is small, red heat embrittlement occurs and productivity is lowered. In order to effectively exhibit such an effect, the lower limit of the Mn amount is set to 0.3% or more. The minimum with the preferable amount of Mn is 0.33% or more, More preferably, it is 0.35% or more. However, when Mn is contained excessively, cold forgeability is adversely affected, and stripe-like segregation becomes prominent, resulting in problems such as increased material variations.
  • the upper limit of the amount of Mn is set to 0.6%.
  • the upper limit with the preferable amount of Mn is 0.55% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • P 0.03% or less (excluding 0%)
  • P is an element contained in the steel as an inevitable impurity, and segregates at the grain boundary to degrade the impact fatigue characteristics of the mechanical structural component. Therefore, the upper limit of the P content is 0.03% or less.
  • the amount of P is preferably reduced as much as possible, preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • S is an element that combines with Mn to form MnS and improves the machinability when cutting after cold working.
  • the lower limit of the S amount is set to 0.001% or more.
  • the minimum with the preferable amount of S is 0.002% or more, More preferably, it is 0.005% or more.
  • the upper limit of the S amount is 0.02%.
  • the upper limit with the preferable amount of S is 0.015% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
  • Cr is a useful element for accelerating carburization and forming a hardened layer on the steel surface to ensure the strength of the parts after carburization, so the lower limit of Cr content is 1.2%.
  • the minimum with the preferable amount of Cr is 1.30% or more, More preferably, it is 1.35% or more.
  • the upper limit of Cr content is set to 2.0%.
  • the upper limit of the preferable Cr amount is 1.90% or less, more preferably 1.80% or less.
  • Al is an element that acts as a deoxidizing material.
  • the lower limit of the Al amount is set to 0.01%.
  • the minimum with the preferable amount of Al is 0.02%, More preferably, it is 0.03% or more.
  • the upper limit of the Al content is set to 0.1%.
  • the upper limit with preferable Al amount is 0.08% or less, More preferably, it is 0.07% or less.
  • Ti is an element necessary for forming Ti-based precipitates that combine with C and N in steel and exhibit a pinning effect useful for preventing grain coarsening during carburization.
  • the lower limit of the Ti amount is 0.010%.
  • the minimum with preferable Ti amount is 0.02%, More preferably, it is 0.030% or more.
  • the upper limit of Ti content is 0.10%.
  • the upper limit with preferable Ti amount is 0.06% or less, More preferably, it is 0.050% or less.
  • N 0.010% or less (excluding 0%)
  • N is an element that is always included in the steel making process, but as the amount of N increases, it dissolves in the matrix and cold forgeability decreases. Further, when the N content increases, the density of fine Ti-based precipitates decreases, and the desired crystal grain coarsening prevention characteristic cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.010% or less.
  • the upper limit with preferable N amount is 0.008% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • B is an element that greatly improves the hardenability of the steel material in a small amount. B also has the effect of strengthening the grain boundaries and increasing the impact fatigue strength. In order to effectively exhibit such an action, the lower limit of the B amount is set to 0.0005%.
  • the minimum with preferable B amount is 0.0007% or more, More preferably, it is 0.0009% or more. However, even if it contains B excessively, the above action is saturated and B nitride is easily formed, and conversely, cold workability and hot workability are lowered, so the upper limit of the B amount is 0.005%.
  • the upper limit with the preferable amount of B is 0.0045% or less, More preferably, it is 0.0040% or less.
  • the alloying elements contained in the case-hardened steel of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • an inevitable impurity the element brought in by the conditions, such as a raw material, material, manufacturing equipment, is mentioned, for example.
  • case-hardened steel of the present invention is also effective to contain (a) Mo, (b) Cu and / or Ni, etc. as other elements as necessary.
  • the characteristics of case-hardened steel are further improved according to the type of element to be used.
  • Mo is an element that improves the hardenability in carburizing treatment and is useful for improving the impact fatigue strength of machine structural parts.
  • the lower limit of the Mo amount is preferably 0.2% or more, more preferably 0.30% or more, and further preferably 0.40% or more.
  • the upper limit of the Mo amount is preferably 2% or less.
  • a more preferable upper limit of the Mo amount is 1.5% or less, and further preferably 1.0% or less.
  • Cu and Ni are elements useful for improving the impact fatigue strength of machine structural parts by increasing the hardenability in the carburizing process, similarly to the Mo. Further, since Cu and Ni are elements that are less likely to be oxidized than Fe, they also have an effect of improving the corrosion resistance of mechanical structural components. In order to exhibit such an action effectively, Cu is preferably contained in an amount of 0.03% or more, more preferably 0.04% or more, and further preferably 0.05% or more. Ni is preferably contained in an amount of 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.08% or more.
  • the preferable upper limit of the amount of Cu is made 0.1% or less.
  • a more preferable amount of Cu is 0.08% or less, still more preferably 0.05% or less.
  • the preferable upper limit of Ni amount shall be 3% or less.
  • a more preferable amount of Ni is 2% or less, and further preferably 1% or less.
  • Cu and Ni may contain either one or both.
  • the case-hardened steel of the present invention is prepared by preparing a steel whose components are adjusted within the above range, and performing a soaking treatment (solution treatment) at 1100 ° C. to 1280 ° C. for 30 minutes or less, and 800 to 1000 ° C. for 120 minutes or less. And a step of performing re-hot working.
  • the above steel slab is melted and cast in accordance with a conventional method.
  • hot forging and air cooling are performed.
  • re-hot working for example, hot rolling
  • the former soaking process corresponds to the split rolling process
  • the latter re-hot working corresponds to the bar rolling process.
  • the above steel is prepared and subjected to soaking treatment (solution treatment) at 1100 ° C. to 1280 ° C. for 30 minutes or less.
  • soaking treatment solution treatment
  • Ti-based precipitates produced during casting are not dissolved in the matrix as much as possible, and the next re-hot working can As a result, a predetermined Ti-based precipitate can be secured.
  • the soaking time in the above temperature range it is important to shorten the soaking time in the above temperature range to 30 minutes or less. Due to such short-time soaking, Ti-based precipitates deposited during casting do not completely dissolve in the matrix but remain in part, so the remaining Ti-based precipitates become the formation nuclei, and the subsequent steel bars Desired coarse / fine Ti-based precipitates are generated in a well-balanced manner during heating during rolling.
  • a preferable soaking time is 28 minutes or less, more preferably 25 minutes or less. If the soaking time is too short, a part of the Ti-based precipitates generated during casting cannot be sufficiently dissolved, so that fine Ti that can be a core for forming coarse Ti-based precipitates by heating during steel bar rolling. The system precipitate tends to remain excessively. Therefore, the soaking time in the above temperature range is preferably 10 minutes or more, more preferably 15 minutes or more.
  • the soaking temperature is controlled to 1100 ° C. to 1280 ° C. from the same viewpoint as the reason for controlling the soaking time.
  • the soaking temperature exceeds 1280 ° C., the Ti-based precipitates precipitated during casting are completely dissolved, so that the density of the fine Ti-based precipitates is excessively increased by heating during the steel bar rolling, The density of coarse Ti-based precipitates is excessively reduced, and the desired grain coarsening prevention characteristics cannot be obtained, and the desired cold forgeability cannot be obtained due to reduced hardness (Examples described later) See).
  • a preferable soaking temperature is 1150 to 1270 ° C., more preferably 1200 to 1260 ° C.
  • the case-hardened steel of the present invention is obtained.
  • the case hardening steel in which the precipitation state of the Ti-based precipitate is appropriately controlled is obtained.
  • the heating temperature at the time of re-hot working is too high, the Ti-based precipitate obtained at the time of the ingot rolling may be dissolved in the matrix, the density of the coarse Ti-based precipitate is reduced, and the fine The density of the Ti-based precipitate increases, and the desired density of the coarse Ti-based precipitate cannot be ensured. As a result, desired crystal grain coarsening prevention characteristics cannot be obtained, and cold forgeability is lowered (see Examples described later).
  • the heating temperature during re-hot working is too low, the nucleus growth of Ti-based precipitates is not promoted, coarse Ti-based precipitates are not generated, and grain coarsening after carburization tends to occur.
  • Preferred conditions during re-hot working are temperature: 825 ° C. or more and 975 ° C. or less, time: 60 minutes or less, and more preferred conditions are temperature: 850 ° C. or more and 950 ° C. or less, time: 45 minutes or less.
  • the heating time during re-hot working is too short, coarse Ti-based precipitates are not generated, and problems such as the occurrence of grain coarsening after carburization are likely to occur. More preferably, it is 15 minutes or more.
  • the case-hardened steel obtained in this way can be machined in accordance with a conventional method by cold working (for example, cold forging) into a predetermined part shape and then carburizing according to a conventional method.
  • the carburizing conditions are not particularly limited.
  • the conditions may be maintained at about 850 to 950 ° C. for about 1 to 12 hours in a general carburizing atmosphere.
  • the mechanical structural parts thus obtained had (a) the average grain size of the prior austenite grains in the range from the surface to a depth of 200 ⁇ m and No. 8-14, and (a) from the depth of 200 ⁇ m from the surface.
  • the average grain size of the prior austenite grains in the range up to a depth of 500 ⁇ m is No. 6 to 12, and the grain size of the prior austenite grains does not have coarse grains of No. 5.5 or less.
  • the crystal grain size number of a machine structural part after carburizing is measured, the one satisfying the above requirements is evaluated as “excellent in grain coarsening prevention characteristics after carburizing”.
  • the present invention it is possible not only to prevent the coarsening of crystal grains existing in the outermost layer region from the surface to a depth of 200 ⁇ m, but also in the inner region from a depth of 200 ⁇ m to a depth of 500 ⁇ m. This is very useful in that it can prevent coarsening of crystal grains.
  • the preferred average grain size of the prior austenite grains in the range from the surface to the depth of 200 ⁇ m is No. 8-14.
  • the preferred average grain size of the prior austenite grains in the range from the depth of 200 ⁇ m to the depth of 500 ⁇ m from the surface is No. 6 to 12, and the grain size includes no prior austenite grains of No. 5.5 or less. It is not.
  • gears for example, gears, shaft gears, shafts such as crankshafts, continuously variable transmission (CVT) pulleys, constant velocity joints (CVJ), bearings, and the like.
  • CVT continuously variable transmission
  • CVJ constant velocity joints
  • bearings for example, bearings, bearings, and the like.
  • gears it can be suitably used as a bevel gear used for a differential unit.
  • the obtained steel slab was heated to the partial rolling temperature shown in Table 1 or 2 below, then subjected to partial rolling, and then cooled to room temperature. Subsequently, it heated to the steel bar rolling temperature shown in following Table 1 or Table 2, and steel bar rolling was performed, and the steel bar of diameter 55mm was manufactured.
  • Compression tester LCH1600 link type 1600ton press machine (manufactured by Kobe Steel) (Average strain rate: 8.78 sec ⁇ 1 ) (Maximum compression ratio: 85%) (Compression temperature: room temperature)
  • an average deformation resistance of up to 55% measured as described above was determined to be 600 MPa or less.
  • carburizing treatment under the conditions shown in FIG. 1 was performed on the test piece for compression test used in the measurement of (2) above. Specifically, as shown in FIG. 1, it is heated to 950 ° C., held at this temperature for 350 minutes at a carbon potential (CP) of 0.8%, then cooled to 860 ° C., and at this temperature, carbon It was held for 70 minutes under the condition of potential (CP) 0.8%, quenched using an oil bath at 70 ° C., and cooled to room temperature.
  • CP carbon potential
  • the average crystal grain size of the prior austenite grains in the surface layer portion is 8-14, and (b) the average crystal grain size of the prior austenite grains in the interior is 6-12, Austenite grains having a grain size of 5.5 or less were evaluated as acceptable (excellent in grain coarsening prevention characteristics after carburizing).
  • a column “Coarse Grain” is provided in Tables 3 and 4, and “Yes” is given to those in which coarse grains (with a grain size number of 5.5 or less) are observed in the observation field. “None” is described in the case where no grain was observed. In addition, the maximum particle size number was described among the crystal grains present in the observation field only for those in which coarse grains were observed.
  • No. 1 to 50 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, and the density of the fine Ti-based precipitates and the density of the coarse Ti-based precipitates are appropriately controlled. It can be seen that the grain size coarsening prevention characteristics are excellent, both Vickers hardness and deformation resistance are low, and the cold forgeability is extremely excellent.
  • No. No. 51 is an example in which the amount of Cr is small and both the ingot rolling time and the steel bar rolling time are too long, the density of fine Ti-based precipitates is large, and the density of coarse Ti-based precipitates is low. . As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased.
  • No. No. 52 is an example in which the amount of C is large, the density of fine Ti-based precipitates is large, and the density of coarse Ti-based precipitates is low. As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased.
  • No. 53 is an example in which the amount of C is small, and the density of coarse Ti-based precipitates is low. As a result, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.
  • No. No. 54 is an example with a large amount of Si, and no coarse Ti-based precipitate was generated. As a result, hardness became hard and cold forgeability fell.
  • No. 55 is an example with a large amount of Mn, and the density of coarse Ti-based precipitates was low. As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased.
  • No. 56 is an example in which the amount of Mn is small, and the density of coarse Ti-based precipitates is low. As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased. Moreover, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.
  • No. 57 is an example with a large amount of Cr, and the hardness became hard and the cold forgeability decreased.
  • No. No. 58 is an example with a large amount of Al, and the hardness became hard and the cold forgeability decreased.
  • No. No. 59 is an example with a large amount of Ti, and the density of fine Ti-based precipitates increased. As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased.
  • No. No. 60 is an example in which the amount of Ti is small, the density of fine Ti-based precipitates is low, and no coarse Ti-based precipitates are generated. As a result, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.
  • No. 61 is an example in which the amount of N is small, and the density of fine Ti-based precipitates is low. As a result, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured. Moreover, since there was little N amount, Vickers hardness became high and cold forgeability fell.
  • No. No. 62 is an example in which the bar steel rolling temperature is high, the density of fine Ti-based precipitates is high, and no coarse Ti-based precipitates are generated. As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased. Moreover, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.
  • No. 63 is an example in which the rolling time is long, the density of fine Ti-based precipitates is high, and no coarse Ti-based precipitates were generated. As a result, both Vickers hardness and deformation resistance increased, and cold forgeability decreased. Moreover, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.
  • No. No. 64 is an example in which the steel bar rolling time is long, the density of fine Ti-based precipitates is low, and the density of coarse Ti-based precipitates is also low. As a result, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.
  • No. 65 is an example with a small amount of Cr, and the density of coarse Ti-based precipitates was low. As a result, coarse grains were generated inside the steel material (carburized material), and the desired crystal grain coarsening preventing property could not be ensured.

Abstract

　冷間鍛造性および浸炭後の結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．１％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の密度が１０～１００個／μｍ２であり、且つ、直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度が１．５～１０個／μｍ２であり、ビッカース硬さが１３０ＨＶ以下である。

Description

肌焼鋼およびその製造方法、並びに肌焼鋼を用いた機械構造部品
　本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械構造部品の素材となる肌焼鋼およびその製造方法、並びに当該肌焼鋼を用いて得られる機械構造部品に関し、特に、冷間鍛造性および浸炭処理後の結晶粒粗大化防止特性を示す肌焼鋼およびその製造方法、並びに機械構造部品に関する。
　輸送機器、建設機械、その他産業機械などの各種産業機械に用いられる機械構造部品において、特に高強度が要求される機械構造部品の素材には、従来から、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた機械構造用合金鋼鋼材（肌焼鋼）が使用される。この肌焼鋼は、鍛造や切削などの機械加工により所望の部品形状に成形された後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理（肌焼処理）が施され、その後、研磨などの工程を経て機械構造部品が製造される。
　近年、上記機械構造部品の製造工程において、従来の熱間鍛造や温間鍛造から、冷間鍛造への変更が望まれている。冷間鍛造とは、通常、２００℃以下の雰囲気における加工であり、冷間鍛造は、熱間鍛造や温間鍛造に比べて生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留がともに良好であるといった利点がある。しかし、上述したＪＩＳ規格で定められた肌焼鋼を用いた場合、冷間鍛造性の不足や、冷間鍛造後の浸炭により結晶粒が粗大して部品強度などの機械的特性が劣化するといった問題が生じる。そこで、結晶粒粗大化防止技術として、特許文献１～３の技術が開示されている。これらの文献には、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素を添加し、ＴｉＣ、Ｎｂ（ＣＮ）などの析出物を鋼中に微細に分散させることによってピンニング効果を発揮させ、結晶粒の粗大化を防止する技術が開示されている。また、例えば特許文献４には、このような結晶粒粗大化防止対策を施しつつ、合金元素添加量の調整によって冷間鍛造性を向上させる技術が提案されている。
特開平１１－９２８６８号公報 特開２００５－２００６６７号公報 特開２００７－３２１２１１号公報 特開２００３－１８３７７３号公報
　機械構造部品の分野では冷間鍛造化のニーズが益々強くなっており、その素材となる肌焼鋼についても、これまでよりも一層、冷間鍛造性および浸炭後の結晶粒粗大化防止特性の双方に優れた肌焼鋼の提供が望まれている。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、複雑形状部品や大型部品であっても充分な冷間鍛造性を確保しつつ、しかも浸炭後の結晶粒粗大化防止特性にも優れた新規な肌焼鋼およびその製造方法、並びに当該肌焼鋼を用いて得られる機械構造部品を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．１％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の密度が１０～１００個／μｍ２であり、且つ、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度が１．５～１０個／μｍ２であり、ビッカース硬さは１３０ＨＶ以下であるところに要旨を有する。
　本発明の好ましい実施形態において、上記肌焼鋼は更に、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）を含有する。
　本発明の好ましい実施形態において、上記肌焼鋼は更に、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有する。
　また、上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼の製造方法は、上記のいずれかに記載の化学成分の鋼を用意し、１１００℃～１２８０℃で３０分以下の均熱処理を行なう工程と、８００～１０００℃で１２０分以下の再熱間加工を行なう工程と、を含むところに要旨を有する。
　また、本発明には、上記の肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品であって、（ア）表面から深さ２００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８～１４番であり、且つ、（イ）表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６～１２番であると共に、旧オーステナイト粒の結晶粒度が５．５番以下の粗大粒を有しない機械構造部品も、本発明の範囲内に包含される。
　本発明の肌焼鋼によれば、円相当直径２０ｎｍ未満の微細Ｔｉ系析出物と、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大Ｔｉ系析出物が適切な密度でバランス良く分散されているため、硬さが硬く、且つ、冷間鍛造時の変形抵抗が抑制されて冷間鍛造性が高められると共に、その後の浸炭処理による結晶粗大化を防止することができた。
図１は、実施例１の浸炭処理条件を示す模式図である。
　前述したように、浸炭後の結晶粒粗大化防止特性に優れると共に、冷間鍛造性にも優れた肌焼鋼の提供が強く望まれているが、一般に、これらの両立は困難であると考えられていた。前述した特許文献１～３に開示されているように、冷間鍛造後の浸炭時の結晶粒粗大化を防止するためには、ＴｉＣなどの微細析出物を生成させることが有効であるが、結晶粒粗大化防止に有用な上記析出物を必要以上に生成させると、逆に、硬さや冷間鍛造時の変形抵抗が増大し、鋼材の塑性変形が困難になったり金型寿命が低下するなど、冷間鍛造性が低下するようになるからである。
　そこで本発明者らは、結晶粒粗大化防止特性にも冷間鍛造性にも優れた肌焼鋼を提供すため、検討を重ねてきた。その結果、鋼中のＴｉ系析出物が、その大きさ（円相当直径）に応じて適切なバランスで分散された肌焼鋼を用いれば期待している目的を達成できることを見出し、本発明を完成した。
　本発明において着目したＴｉ系析出物は、前述したように結晶粒の粗大化防止に対して有効な析出物であるが、冷間鍛造性の観点からすると、むしろ有害であり、Ｔｉ系析出物の析出強化によって鋼材の硬さや変形抵抗を増大させる原因ともなるため、冷間鍛造性の低下を招く。冷間鍛造性の低下を防止するため、例えば、変形抵抗への影響が大きい円相当直径２０ｎｍ以上の粗大Ｔｉ系析出物の密度を極力低下させることにより、当該粗大Ｔｉ系析出物による析出強化の影響を低減し、冷間鍛造性を向上させることが考えられる。しかしながら、本発明者らの実験によれば、当該粗大Ｔｉ系析出物の密度を低減し過ぎると、浸炭後の浸炭材の表層部では結晶粒粗大化防止効果が発揮されるものの、内部で結晶粒粗大化が生じてしまい、結果的に、浸炭材の結晶粒粗大化防止特性が十分発揮されないことが分かった。
　そこで、更に実験を重ねた結果、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大Ｔｉ系析出物の密度を所定範囲内（１．５～１０個／μｍ２）に制御することによって、浸炭材の表層部だけでなく内部の結晶粒粗大化を防止すると共に、上記粗大Ｔｉ系析出物の存在による冷間鍛造時の変形抵抗増大を抑制するために、円相当直径２０ｎｍ未満の微細Ｔｉ系析出物の密度を所定範囲内（１０～１００個／μｍ２）に制御する（特に、微細Ｔｉ系析出物の密度の上限を１００個／μｍ２以下に低減する）ようにして、粗大Ｔｉ系析出物の密度と微細Ｔｉ系析出物の密度をバランス良く制御すれば、冷間鍛造性に適した硬さを有し、従来よりも冷間鍛造時の変形抵抗を一層低減できると共に、浸炭材の表層部だけでなく内部の結晶粒粗大化を有効に抑制でき、全体として、浸炭材の結晶粒粗大化防止特性に極めて優れた肌焼鋼が得られることを見出し、本発明を完成した。
　本明細書において「肌焼鋼」とは、ＳＣｒ、ＳＣＭなどのようにＣｒやＭｎなどの合金元素を含んだ化学成分の鋳鋼を用い、均熱処理（溶体化処理）後に熱間鍛造し、さらに再熱間加工（例えば熱間圧延）したものを意味する。また、本明細書において機械構造用部品とは、上記のようにして製造された肌焼鋼を冷間鍛造し、切削するなどして所望の部品形状に成形した後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理（肌焼処理）を施したものを意味する。
　また本明細書において、「冷間鍛造性に優れる」とは、後記する実施例に記載の条件で肌焼鋼のビッカース硬度および５５％までの平均変形抵抗を測定したとき、ビッカース硬度が１３０ＨＶ以下であり、且つ、５５％までの平均変形抵抗が６００ＭＰａ以下のものを意味する。これらの値は小さい程良く、好ましいビッカース硬度は１２５ＨＶ以下であり、好ましい平均変形抵抗は５９０ＭＰａ以下である。
　また本明細書において、「浸炭後の結晶粒粗大化防止特性に優れる」とは、浸炭後の浸炭材について、後記する実施例に記載の方法で、（ア）表面から深さ２００μｍ位置までの最表層領域に存在する平均結晶粒度、および（イ）表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの内部領域に存在する平均結晶粒度をそれぞれ測定したとき、（ア）最表層領域に存在する平均結晶粒度が８～１４番であり、且つ、（イ）内部領域に存在する平均結晶粒度が６～１２番であると共に、旧オーステナイト粒の結晶粒度が５．５番以下の粗大粒を有しないこと、の両方を満足するものを意味する。これらの平均結晶粒度は大きい程良く（すなわち、平均結晶粒径が小さい程良く）、好ましくは、（ア）最表層領域に存在する平均結晶粒度が９～１３番であり、且つ、（イ）内部領域に存在する平均結晶粒度が７～１１番であると共に、旧オーステナイト粒の結晶粒度が５．５番以下の粗大粒を有しないこと、の両方を満足する。
　まず、本発明を最も特徴付けるＴｉ系析出物について説明する。
　本発明においてＴｉ系析出物とは、少なくともＴｉを含む析出物を意味する。具体的には、例えば、ＴｉＣ（Ｔｉの炭化物）、ＴｉＮ（Ｔｉの窒化物）、Ｔｉ（ＣＮ）（Ｔｉの炭窒化物）のようなＴｉのみを含む析出物のほか；これらの析出物に例えば、Ｂ、Ａｌなどの炭化物・窒化物・炭窒化物形成元素を更に含む複合析出物も、上記Ｔｉ系析出物に包含される。
　そして本発明の肌焼鋼は、円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の密度が１０～１００個／μｍ２であり、且つ、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度が１．５～１０個／μｍ２であるところに特徴がある。本明細書では、説明の便宜上、円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物を微細Ｔｉ系析出物と呼び、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物を粗大Ｔｉ系析出物と呼ぶ場合がある。
　ここで、本発明におけるＴｉ系析出物の密度制御の考え方について、改めて説明する。繰返し述べるように、肌焼鋼においてＴｉ系析出物は一般に、浸炭時の結晶粒粗大化防止作用を有していることが知られており、このような結晶粒粗大化防止特性は、Ｔｉ系析出物の粒子径が小さく、且つ、密度が高いほど、向上すると言われている。しかしながら、Ｔｉ系析出物の生成により析出強化が生じて冷間鍛造性が低下するため、優れた冷間鍛造性を発揮させるためには、Ｔｉ系析出物の粒子径を出来るだけ小さくし、且つ、低密度にする必要がある。よって、優れた冷間鍛造性と結晶粒粗大化防止特性を両立するためには、Ｔｉ系析出物の粒子径および密度をうまく調整する必要がある。本発明者らの実験結果によれば、円相当直径２０ｎｍのＴｉ系析出物を境にして、円相当直径２０ｎｍ未満の微細Ｔｉ系析出物の密度と、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大Ｔｉ系析出物の密度とを、それぞれ、バランス良く制御させた肌焼鋼は、従来よりも、浸炭後の結晶粒粗大化防止特性および冷間鍛造性の双方に優れることが判明した。
　この点についてもう少し詳しく説明すると、本発明者らの実験結果によれば、全てのＴｉ系析出物が、冷間鍛造後の浸炭時において結晶粒粗大化防止特性を効果的に発揮するのではなく、その粒子径およびマトリックスのＣ濃度に大きな影響を受けることが分かった。すなわち、Ｔｉ系析出物の粒子径（円相当直径）が小さかったり、マトリックスのＣ濃度が低いと、浸炭時のＴｉ系析出物は不安定となり、結晶粒粗大化防止特性を有効に発揮することが出来ない。また、浸炭により鋼材の表層部と内部とはＣ濃度が大きく変化しており、同じ鋼材（浸炭材）であっても、Ｃ濃度が低い鋼材内部では、Ｃ濃度が高い鋼材表層部に比べて結晶粒粗大化が生じ易くなるので、これを防止するためには、粒子径の大きいＴｉ系析出物の密度を高める必要がある。しかしながら、粒子径の大きいＴｉ系析出物の密度を高めると、逆に、冷間鍛造性が低下することから、本発明では、粗大Ｔｉ系析出物の生成に伴う冷間鍛造性の低下を補填する目的で、円相当直径２０ｎｍ未満の微細Ｔｉ系析出物の密度の上限を限定した。
　一方、微細Ｔｉ系析出物は、Ｃ濃度が高い鋼材の表層において特に効果的に結晶粒粗大化防止特性を発揮するが、浸炭後の鋼材強度をより高めるためには、表層の結晶粒度をさらに微細化する（すなわち、微細Ｔｉ系析出物の密度を増大させる）必要がある。このため、本発明では、上記の粗大Ｔｉ系析出物よりも冷間鍛造性に及ぼす悪影響が小さい微細Ｔｉ系析出物を多く生成させ、Ｃ濃度が高い表層において結晶粒微細化効果を有効に発揮させるため、微細Ｔｉ系析出物の密度の下限を限定した。
　以下、各Ｔｉ系析出物について説明する。
　まず、円相当直径２０ｎｍ未満の微細Ｔｉ系析出物の密度は１０～１００個／μｍ２である。この微細Ｔｉ系析出物は、浸炭後の結晶粒粗大化防止特性を有効に発揮させる作用を有しており、このような作用を有効に発揮させるため、上記微細Ｔｉ系析出物の密度の下限を１０個／μｍ２以上とした。一方、微細Ｔｉ系析出物の密度が高過ぎると、Ｔｉ系析出物による析出強化によって冷間鍛造性が低下するようになるため、その上限を１００個／μｍ２以下とした。浸炭後の結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性のバランスを考慮すると、上記微細Ｔｉ系析出物の好ましい密度は２０～９０個／μｍ２であり、より好ましい密度は２５～８５個／μｍ２である。
　次に、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度は１．５～１０個／μｍ２である。円相当直径２０ｎｍ以上の粗大Ｔｉ系析出物は、特にＣ濃度が低い鋼材（浸炭材）内部における結晶粒粗大化防止特性の向上に有用であり、このような作用を有効に発揮させるため、上記粗大Ｔｉ系析出物の密度の下限を１．５個／μｍ２以上とした。一方、粗大Ｔｉ系析出物は冷間鍛造性に対して大きな悪影響を及ぼすものであり、粗大Ｔｉ系析出物の密度が高過ぎると、Ｔｉ系析出物による析出強化によって冷間鍛造性が低下するようになるため、その上限を１０個／μｍ２以下とした。浸炭後の結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性のバランスを考慮すると、上記粗大Ｔｉ系析出物の好ましい密度は２．０～９．０個／μｍ２であり、より好ましい密度は２．５～８．５個／μｍ２である。
　本発明に係る肌焼鋼における、微細Ｔｉ系析出物および粗大Ｔｉ系析出物の密度は上記のとおりであるが、上記肌焼鋼中に存在する全Ｔｉ系析出物の密度は、おおむね、好ましくは１１．５～１１０個／μｍ２であり、より好ましくは２０～１００個／μｍ２である。
　以上、本発明を最も特徴付けるＴｉ系析出物について説明した。
　本発明の肌焼鋼は、上述したように、粗大Ｔｉ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を所定の密度でバランス良く含有しているところに特徴があるが、鋼の成分組成についても適切に調整する必要がある。本発明の鋼中成分は、ＪＩＳ規格に定義される肌焼鋼の範囲内に制御されるものであるが、本発明では、従来よりも冷間鍛造時の変形抵抗を低減することを課題の一つとして掲げるものであり、このような観点から、Ｃ含有量を低めに制御している。そしてＣ含有量低減に伴う焼入れ性低下を防止するため、Ｂなどの焼入れ性向上元素を必須成分として含むほか、Ｍｏなどの焼入れ性向上元素も、必要に応じて選択成分として含んでいる。
　以下、本発明に係る肌焼鋼の成分組成について説明する。
［Ｃ：０．０５～０．２０％］
　Ｃは、部品として必要な芯部硬さを確保するために必要な元素であり、Ｃ量が０．０５％未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足する。また、浸炭材内部の結晶粒粗大化防止に有用な粗大Ｔｉ系析出物の密度が著しく低減するという問題もある。しかし過剰にＣを含有すると、硬さが過度に高くなり、微細Ｔｉ系析出物と粗大Ｔｉ系析出物の密度のバランスが悪くなって冷間鍛造性が低下するため、その上限を０．２０％以下とする。好ましいＣ含有量は０．０７％以上、０．１８％以下であり、より好ましくは０．０８％以上、０．１７％以下である。
［Ｓｉ：０．０１～０．１％］
　Ｓｉは、浸炭後焼戻し処理炉時の硬さ低下を抑えて浸炭部品（機械構造用部品）の表層硬さを確保するのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．０１％以上とする。上記作用はＳｉ量が増加するにつれて向上し、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。しかし過剰にＳｉを含有すると、粗大Ｔｉ系析出物の密度が著しく低下し、冷間鍛造性に悪影響を及ぼすため、Ｓｉ量の上限を０．１％とする。Ｓｉ量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
［Ｍｎ：０．３～０．６％］
　Ｍｎは、浸炭処理時の焼入性を著しく高める元素である。また、Ｍｎは、脱酸材としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を有する元素である。また、Ｍｎ量が少ないと赤熱脆性が生じ、生産性が低下する。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．３％以上とする。Ｍｎ量の好ましい下限は０．３３％以上であり、より好ましくは０．３５％以上である。しかし過剰にＭｎを含有すると、冷間鍛造性に悪影響を及ぼすほか、縞状の偏析が顕著となり、材質のばらつきが大きくなるなどの問題が生じる。更に、Ｍｎの過剰添加は、鍛造性を悪化させたり、縞状の偏析が生成して材質のばらつきが大きくなる。そのため、Ｍｎ量の上限を０．６％とする。Ｍｎ量の好ましい上限は０．５５％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
　Ｐは、鋼中に不可避不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃疲労特性を劣化させるため、Ｐ量の上限を０．０３％以下とする。Ｐ量はできるだけ低減することが好ましく、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
［Ｓ：０．００１～０．０２％］
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工後に切削加工するときの切削性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｓ量の下限を０．００１％以上とする。Ｓ量の好ましい下限は０．００２％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかし過剰にＳを含有すると、衝撃疲労強度が低下する恐れがあるため、Ｓ量の上限を０．０２％とする。Ｓ量の好ましい上限は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
［Ｃｒ：１．２～２．０％］
　Ｃｒは、浸炭を促進し、鋼の表面に硬化層を形成して浸炭後の部品強度を確保するために有用な元素であるため、Ｃｒ量の下限を１．２％とする。Ｃｒ量の好ましい下限は１．３０％以上であり、より好ましくは１．３５％以上である。しかし過剰にＣｒを含有すると、過剰浸炭が生じてＣｒ炭化物が生成し、浸炭後の部品強度が増大して冷間鍛造性が低下するため、Ｃｒ量の上限を２．０％とする。好ましいＣｒ量の上限は１．９０％以下であり、より好ましくは１．８０％以下である。
［Ａｌ：０．０１～０．１％］
　Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量の下限を０．０１％とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％以上である。しかし過剰にＡｌを含有すると、鋼の変形抵抗および硬さが増大して冷間鍛造性が劣化するため、Ａｌ量の上限を０．１％とする。Ａｌ量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。
［Ｔｉ：０．０１０～０．１０％］
　Ｔｉは、鋼中のＣやＮと結合し、浸炭時の結晶粒粗大化防止に有用なピンニング効果を発揮するＴｉ系析出物の形成に必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量の下限を０．０１０％とする。Ｔｉ量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３０％以上である。しかし過剰にＴｉを含有すると、微細Ｔｉ系析出物の密度が増大して冷間鍛造性が低下するため、Ｔｉ量の上限を０．１０％とする。Ｔｉ量の好ましい上限は０．０６％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、製鋼工程で必ず含まれる元素であるが、Ｎ量の増加に伴い、マトリックス中に固溶して冷間鍛造性が低下する。また、Ｎ量が増加すると、微細Ｔｉ系析出物の密度が低減し、所望とする結晶粒粗大化防止特性が得られないため、Ｎ量の上限を０．０１０％以下とする。Ｎ量の好ましい上限は０．００８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
［Ｂ：０．０００５～０．００５％］
　Ｂは、微量で鋼材の焼入れ性を大幅に向上させる元素である。また、Ｂは、結晶粒界を強化して衝撃疲労強度を高める作用もある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ量の下限を０．０００５％とする。Ｂ量の好ましい下限は０．０００７％以上であり、より好ましくは０．０００９％以上である。しかし過剰にＢを含有しても上記作用が飽和するほか、Ｂ窒化物が生成し易くなり、逆に冷間加工性や熱間加工性が低下するため、Ｂ量の上限を０．００５％とする。Ｂ量の好ましい上限は０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
　本発明の肌焼鋼に含まれる合金元素は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、原料、資材、製造設備などの状況によって持ち込まれる元素が挙げられる。
　本発明の肌焼鋼は、上記元素に加えて、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ、（ｂ）Ｃｕおよび／またはＮｉ、等を含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて肌焼鋼の特性がさらに改善される。
［（ａ）Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）］
　Ｍｏは、浸炭処理における焼入性を向上し、機械構造部品の衝撃疲労強度の向上に有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｏ量の下限は０．２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．３０％以上、更に好ましくは０．４０％以上である。しかし過剰にＭｏを含有させると、冷間鍛造時の変形抵抗が増大し、冷間鍛造性を劣化させるため、Ｍｏ量の上限は２％以下であることが好ましい。Ｍｏ量のより好ましい上限は１．５％以下であり、更に好ましくは１．０％以下である。
［（ｂ）Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）］
　ＣｕとＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性を高め、機械構造部品の衝撃疲労強度向上に有用な元素である。また、ＣｕとＮｉは、Ｆｅよりも酸化され難い元素であるため、機械構造部品の耐食性を改善する作用も有する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０４％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、熱間圧延性が低下し、割れなどの問題が発生し易くなる。従ってＣｕ量の好ましい上限を０．１％以下とする。より好ましいＣｕ量は０．０８％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。また、Ｎｉを過剰に含有すると、コスト高となるため、Ｎｉ量の好ましい上限を３％以下とする。より好ましいＮｉ量は２％以下であり、更に好ましくは１％以下である。ＣｕとＮｉは、何れか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
　以上、本発明の鋼中成分について説明した。
　次に、上記肌焼鋼の製造方法について説明する。本発明の肌焼鋼は、上記範囲に成分調整した鋼を用意し、１１００℃～１２８０℃で３０分以下の均熱処理（溶体化処理）を行なう工程と、８００～１０００℃で１２０分以下の再熱間加工を行なう工程と、を含むところに特徴がある。具体的には、上記鋼を溶製し、常法に従って鋳造した鋳片を、１１００℃～１２８０℃で３０分以下の均熱処理（溶体化処理）を行なった後に熱間鍛造し、空冷して室温まで冷却した後、８００～１０００℃で１２０分以下の再熱間加工（例えば熱間圧延）を行なえばよい。ここで、前者の均熱処理（溶体化処理）は分塊圧延工程に相当し、後者の再熱間加工は棒鋼圧延工程に相当する。
　以下、各工程について詳しく説明する。
　まず、上記鋼を用意し、１１００℃～１２８０℃で３０分以下の均熱処理（溶体化処理）を行なう。熱間鍛造の前に、上記の温度で加熱して分塊圧延することによって、鋳造時に生成したＴｉ系析出物を出来るだけマトリックス中に固溶させずに、次の再熱間加工にて核成長させることができ、その結果、所定のＴｉ系析出物を確保できる。
　特に本発明では、上記温度範囲での均熱処理時間を３０分以下と短くすることが重要である。このような短時間の均熱処理により、鋳造時に析出したＴｉ系析出物がマトリックス中に完全に固溶せず一部残留するため、残留したＴｉ系析出物が生成核となって、その後の棒鋼圧延時の加熱において所望とする粗大／微細なＴｉ系析出物がバランス良く生成するようになる。上記の均熱処理時間が３０分を超えると、鋳造時に析出したＴｉ系析出物が完全に固溶するため、棒鋼圧延時の加熱により、微細Ｔｉ系析出物の密度が過剰に多くなり、一方、粗大Ｔｉ系析出物の密度は過剰に少なくなり、所望とする結晶粒粗大化防止特性が得られないほか、硬さが低下して所望とする冷間鍛造性が得られない（後記する実施例を参照）。好ましい均熱処理時間は２８分以下であり、より好ましくは２５分以下である。なお、均熱処理時間があまり短いと、鋳造時に生成したＴｉ系析出物の一部を充分に固溶させることができないため、棒鋼圧延時の加熱により粗大Ｔｉ系析出物の生成核となり得る微細Ｔｉ系析出物が過剰に残留しやすくなる。よって、上記温度範囲での均熱処理時間は、１０分以上であることが好ましく、より好ましくは１５分以上である。
　また、本発明では、均熱処理時間を制御した理由と同様の観点から、均熱処理温度を１１００℃～１２８０℃に制御している。上記の均熱処理温度が１２８０℃を超えると、鋳造時に析出したＴｉ系析出物が完全に固溶するため、棒鋼圧延時の加熱により、微細Ｔｉ系析出物の密度が過剰に多くなり、一方、粗大Ｔｉ系析出物の密度は過剰に少なくなり、所望とする結晶粒粗大化防止特性が得られないほか、硬さが低下して所望とする冷間鍛造性が得られない（後記する実施例を参照）。なお、均熱処理温度が１１００℃を下回ると、鋳造時に生成したＴｉ系析出物の一部を充分に固溶させることができないため、棒鋼圧延時の加熱により粗大Ｔｉ系析出物の生成核となり得る微細Ｔｉ系析出物が過剰に残留しやすくなる。好ましい均熱処理温度は１１５０～１２７０℃であり、より好ましくは１２００～１２６０℃である。
　このようにして分塊圧延して得られた鋼片を熱間鍛造し、空冷などにより室温まで冷却した後、再加熱して熱間加工（例えば、棒鋼圧延などの熱間圧延）することによって本発明の肌焼鋼を得る。本発明では、この再加熱時の温度を、前述した均熱処理温度（１１００～１２８０℃）よりも比較的低い温度（８００～１０００℃）とし、１２０分以下の処理を行なうことが重要であり、これにより、Ｔｉ系析出物の析出状態が適切に制御された肌焼鋼が得られる。
　ここで、再熱間加工時の加熱温度が高すぎると、分塊圧延時に得られたＴｉ系析出物がマトリックス中に固溶する恐れがあり、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低減し、微細Ｔｉ系析出物の密度が多くなって所望とする粗大Ｔｉ系析出物の密度を確保できない。その結果、所望とする結晶粒粗大化防止特性が得られないほか、冷間鍛造性が低下する（後記する実施例を参照）。一方、再熱間加工時の加熱温度が低すぎるとＴｉ系析出物の核成長が促進せず、粗大なＴｉ系析出物が生成されず、浸炭後の結晶粒粗大化が発生しやすくなる。また、再熱間加工時の加熱時間が長すぎるとオストワルド成長（Ostwald ripening）が起こり、浸炭時の結晶粒粗大化防止に必要な、微細または粗大なＴｉ系析出物密度の低下が生じる恐れがある（後記する実施例を参照）。再熱間加工時の好ましい条件は、温度：８２５℃以上９７５℃以下、時間：６０分以下であり、より好ましい条件は、温度：８５０℃以上９５０℃以下、時間：４５分以下である。なお、再熱間加工時の加熱時間があまり短いと、粗大なＴｉ系析出物が生成されず、浸炭後の結晶粒粗大化が発生しやすくなるなどの不具合が生じるため、１０分以上とすることが好ましく、より好ましくは１５分以上である。
　このようにして得られた肌焼鋼は、常法に従って冷間加工（例えば、冷間鍛造）して所定の部品形状とした後、常法に従って浸炭処理することによって機械構造部品を製造できる。浸炭処理条件は特に限定されず、例えば、一般的な浸炭雰囲気下で、約８５０～９５０℃で、約１～１２時間保持して行えばよい。
　こうして得られた機械構造部品は、（ア）表面から深さ２００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８～１４番であり、且つ、（イ）表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６～１２番であると共に、旧オーステナイト粒の結晶粒度が５．５番以下の粗大粒を有しないものである。本発明では、浸炭後の機械構造部品の結晶粒度番号を測定したとき、上記要件を満足するものを、「浸炭後の結晶粒粗大化防止特性に優れる」と評価している。
　本発明によれば、表面から深さ２００μｍ位置までの最表層領域に存在する結晶粒の粗大化を防止できるのみならず、表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの内部領域に存在する結晶粒の粗大化も防止できる点で、非常に有用である。ここで、表面から深さ２００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の好ましい平均結晶粒度は８～１４番である。また、表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の好ましい平均結晶粒度は６～１２番であり、且つ、結晶粒度は５．５番以下の旧オーステナイト粒を含まないことである。
　本発明で得られる機械構造部品の具体的な形態としては、例えば、歯車、軸付き歯車、クランクシャフトなどのシャフト類、無段変速機（ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ）、軸受などが挙げられる。特に、歯車のなかでも、ディファレンシャルユニットに用いられる傘歯車として好適に用いることができる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　溶製炉で鋼を溶製し、下記表１または表２に示す化学成分を含有する鋼片（残部は、鉄および不可避不純物）を製造した。
　次に、得られた鋼片を下記表１または表２に示す分塊圧延温度に加熱した後、分塊圧延を行い、次いで室温まで冷却した。次いで、下記表１または表２に示す棒鋼圧延温度に加熱し、棒鋼圧延を行ない、直径５５ｍｍの棒鋼を製造した。
　このようにして得られた棒鋼について、以下の測定を行なった。
　（１）棒鋼中のＴｉ系析出物の密度の測定
　上記棒鋼の横断面（棒鋼の軸心と垂直な面）のＤ／４位置（Ｄは棒鋼の直径）において、縦断面（棒鋼の軸心と平行な面）を研磨し、任意の０．９μｍ×１．３μｍの観察視野について、以下の条件で（ア）ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察および（イ）ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光）解析の両方を行い、成分組成を測定してＴｉ系析出物を同定した。析出物の解析に用いたソフトは、住友金属テクノロジー社製「粒子解析Ｖｅｒ．３０」である。
　次いで、（ウ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＥ（高角度散乱暗視野走査－透過型電子顕微鏡）観察を行い、ＳＴＥＭ像によりＴｉ系析出物のサイズ（円相当直径）を確認し、ＨＡＡＤＦ像においてＴｉ系析出物の析出状態（密度）を測定した。上記と同様の操作を合計３視野について行い、その平均を算出し、観察視野１μｍ２当たりに存在する、円相当直径２０ｎｍ未満の微細Ｔｉ系析出物の密度、および円相当直径２０ｎｍ以上の粗大Ｔｉ系析出物の密度をそれぞれ測定した。
　詳細な測定条件は以下の通りである。
（ア）透過型電子顕微鏡：ＨＦ－２２００型電界放射型透過電子顕微鏡（日立製作所製）
　　　（加速電圧：２００ｋＶ）
　　　（観察倍率：１０００００倍）
（イ）ＥＤＸ分析装置：ＥＭＡＸ７０００型ＥＤＸ分析装置（堀場製作所製）
（ウ）ＳＴＥＭ－ＨＡＡＤＥ観察装置：ＨＦ－２２１０型走査透過像観察装置（日立製作所製）
　　　（加速電圧：２００ｋＶ）
　　　（観察倍率：１０００００倍）
　（２）変形抵抗の測定
　上記棒鋼の横断面のＤ／４位置を円中心として縦方向（軸心と垂直な面）に平行なφ２０ｍｍ×３０ｍｍの円柱試験片を作製し、当該試験片の端面を拘束した状態から圧縮加工を行なう端面拘束圧縮試験を行い、冷間鍛造中の変形抵抗（５５％までの平均変形抵抗）を測定した。詳細には、上記試験片の長手方向に対して下記の圧縮試験を行い、得られる応力－歪曲線に基づいて０～５５％までの変形抵抗を測定した。同様の操作を合計３個の試験片について行い、その平均値を「５５％までの平均変形抵抗」とした。
　（圧縮試験条件）
　　圧縮試験機：ＬＣＨ１６００リンク式１６００ｔｏｎプレス機（神戸製鋼所製）
　　　（平均歪速度：８．７８ｓｅｃ－１）
　　　（最大圧縮率：８５％）
　　　（圧縮温度：室温）
　本実施例では、上記のようにして測定した５５％までの平均変形抵抗が６００ＭＰａ以
下のものを合格とした。
　（３）ビッカース硬度の測定
　前述した（２）に記載されたφ２０ｍｍ×３０ｍｍの円柱試験片（圧縮試験を施す前のもの）を用意し、長手方向に垂直な面を切り出し、断面におけるＤ／４位置（Ｄは半径を示す）を測定した。旧オーステナイト粒内の硬さ測定には、マイクロビッカース硬度測定器を用い、荷重１０ｇで測定した。測定は５箇所で行い、平均値を算出した。
　次に、上記（２）の測定に用いた圧縮試験用試験片に対し、図１に示す条件の浸炭処理を行なった。詳細には、図１に示すように、９５０℃に加熱し、この温度で、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件で３５０分間保持し、次いで８６０℃に冷却し、この温度で、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件で、７０分間保持し、７０℃の油浴を用いて焼入れし、室温に冷却した。
　本実施例では、上記のようにして測定したビッカース硬度が１３０ＨＶ以下のものを合格とした。
　浸炭処理を施した試験片について、（４）結晶粒度を調べた。
　（４）結晶粒度の測定
　上記試験片の圧縮方向に平行な断面を切り出し、ナイタール液でエッチングを行なった後、中心より円周方向に１６ｍｍの表層部（表面から深さ２００μｍ位置までの領域）および内部領域（表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの領域）について、光学顕微鏡で、観察倍率４００倍で観察を行い、ＪＩＳＧ０５５１に従って旧オーステナイト（旧γ）の粒度番号を判定した。
　本実施例では、（ア）表層部における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８～１４番であり、且つ、（イ）内部における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６～１２番であると共に、旧オーステナイト粒の結晶粒度が５．５番以下の粗大粒を有しないものを合格（浸炭後の結晶粒粗大化防止特性に優れる）と評価した。
　参考のため、表３および表４に「粗大粒」の欄を設け、観察視野中に粗大粒（結晶粒度番号が５．５番以下のもの）が見られたものに「あり」を、粗大粒が見られなかったものに「なし」と記載した。また、粗大粒が見られたものについてのみ、観察視野に存在する結晶粒のうち最大粒度番号を記載した。
　本実施例では、上記（２）の５５％までの平均変形抵抗と上記（３）のビッカース硬度の両方を満足するものを合格（冷間鍛造性に優れる）と評価した。
　これらの結果を表３および表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３および表４から次のように考察できる。Ｎｏ．１～５０は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度と、粗大Ｔｉ系析出物の密度がそれぞれ、適切に制御されているため、浸炭時の結晶粒度粗大化防止特性に優れており、且つ、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が低く、冷間鍛造性にも極めて優れていることが分かる。
　これに対し、Ｎｏ．５１～６５は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。
　Ｎｏ．５１は、Ｃｒ量が少なく、且つ、分塊圧延時間および棒鋼圧延時間の両方が長すぎる例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が多く、且つ、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．５２は、Ｃ量が多い例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が多く、且つ、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．５３は、Ｃ量が少ない例であり、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。
　Ｎｏ．５４は、Ｓｉ量が多い例であり、粗大Ｔｉ系析出物が全く生成しなかった。その結果、硬さが硬くなり、冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．５５は、Ｍｎ量が多い例であり、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．５６は、Ｍｎ量が少ない例であり、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。また、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。
　Ｎｏ．５７は、Ｃｒ量が多い例であり、硬さが硬くなって冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．５８は、Ａｌ量が多い例であり、硬さが硬くなって冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．５９は、Ｔｉ量が多い例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が高くなった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．６０は、Ｔｉ量が少ない例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が低く、且つ、粗大Ｔｉ系析出物は全く生成しなかった。その結果、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。
　Ｎｏ．６１は、Ｎ量が少ない例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。また、Ｎ量が少ないために、ビッカース硬度が高くなり、冷間鍛造性が低下した。
　Ｎｏ．６２は、棒鋼圧延温度が高い例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が高く、且つ、粗大Ｔｉ系析出物は全く生成しなかった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。また、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。
　Ｎｏ．６３は、分塊圧延時間が長い例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が高く、且つ、粗大Ｔｉ系析出物は全く生成しなかった。その結果、ビッカース硬度および変形抵抗の両方が高くなり、冷間鍛造性が低下した。また、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。
　Ｎｏ．６４は、棒鋼圧延時間が長い例であり、微細Ｔｉ系析出物の密度が低くなり、且つ、粗大Ｔｉ系析出物の密度も低くなった。その結果、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。
　Ｎｏ．６５は、Ｃｒ量が少ない例であり、粗大Ｔｉ系析出物の密度が低くなった。その結果、鋼材（浸炭材）内部に粗大粒が生成し、所望とする結晶粒粗大化防止特性を確保できなかった。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０５～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．１％、
    　Ｍｎ：０．３～０．６％、
    　Ｐ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．００１～０．０２％、
    　Ｃｒ：１．２～２．０％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．１０％、
    　Ｎ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００５％
    を含有し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の密度が１０～１００個／μｍ２であり、且つ、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度が１．５～１０個／μｍ２であり、
    　ビッカース硬さが１３０ＨＶ以下であることを特徴とする肌焼鋼。
  2. 　更に、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
  3. 　更に、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の化学成分の鋼を用意し、
    　１１００℃～１２８０℃で３０分以下の均熱処理を行なう工程と、
    　８００～１０００℃で１２０分以下の再熱間加工を行なう工程と、を含むことを特徴とする肌焼鋼の製造方法。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品であって、
    　表面から深さ２００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が８～１４番であり、且つ、
    　表面からの深さ２００μｍ位置から深さ５００μｍ位置までの範囲における旧オーステナイト粒の平均結晶粒度が６～１２番であると共に、旧オーステナイト粒の結晶粒度が５．５番以下の粗大粒を有しないことを特徴とする機械構造部品。
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US14/008,352 US9297051B2 (en) 2011-03-29 2012-03-06 Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel
KR1020137024251A KR101520208B1 (ko) 2011-03-29 2012-03-06 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품
EP12765188.3A EP2692888B1 (en) 2011-03-29 2012-03-06 Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel
CN201280013740.8A CN103443316B (zh) 2011-03-29 2012-03-06 表面硬化钢及其制造方法、以及使用表面硬化钢的机械构造零件
RU2013148021/02A RU2532770C1 (ru) 2011-03-29 2012-03-06 Поверхностно-упрочняемая сталь, способ ее получения и машинная конструкционная деталь с использованием поверхностно- упрочняемой стали
BR112013023842A BR112013023842A2 (pt) 2011-03-29 2012-03-06 aço de endurecimento de carcaça, método para produção do mesmo e parte estrutural mecânica que utiliza aço de endurecimento de carcaça

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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105555981A (zh) * 2013-08-30 2016-05-04 杰富意钢铁株式会社 机械结构部件及其制造方法
CN105603161A (zh) * 2016-01-20 2016-05-25 浙江海洋学院 一种船用球墨铸铁曲轴的调质工艺

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6260117B2 (ja) * 2013-06-05 2018-01-17 大同特殊鋼株式会社 浸炭部品とその製造方法
JP6237277B2 (ja) * 2014-01-30 2017-11-29 大同特殊鋼株式会社 肌焼鋼及びこれを用いた浸炭部品
JP6182489B2 (ja) * 2014-03-27 2017-08-16 株式会社神戸製鋼所 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼
JP6177754B2 (ja) * 2014-11-18 2017-08-09 株式会社神戸製鋼所 打抜き性と結晶粒粗大化防止特性に優れた浸炭用鋼板および機械構造部品
JP2016188421A (ja) * 2015-03-30 2016-11-04 株式会社神戸製鋼所 浸炭部品
WO2016193268A1 (de) * 2015-06-03 2016-12-08 Salzgitter Flachstahl Gmbh Umformgehärtetes bauteil aus verzinktem stahl, herstellverfahren hierzu und verfahren zur herstellung eines stahlbandes geeignet zur umformhärtung von bauteilen
CN105385817A (zh) * 2015-11-12 2016-03-09 芜湖天金机械有限公司 提高切削性能的万向节球壳正火工艺
WO2017090731A1 (ja) 2015-11-27 2017-06-01 新日鐵住金株式会社 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
CN106119485A (zh) * 2016-08-26 2016-11-16 桐乡市恒泰精密机械有限公司 汽车空调压缩机曲轴的表面热处理方法
CN109790604B (zh) 2016-09-30 2021-09-10 日本制铁株式会社 冷锻用钢及其制造方法
BR112019005488A2 (pt) * 2016-10-31 2019-06-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp método de fabricação de componente de aço e componente de aço
JP7099549B2 (ja) 2018-12-28 2022-07-12 日本製鉄株式会社 鋼材
JP2020164936A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 浸炭用鋼およびその製造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10277705A (ja) * 1997-04-02 1998-10-20 Nippon Steel Corp 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法
JPH1192868A (ja) 1997-07-23 1999-04-06 Nippon Steel Corp 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
JP2003183773A (ja) 2001-12-14 2003-07-03 Honda Motor Co Ltd 冷間加工性および焼入れ性に優れた肌焼鋼，肌焼鋼鋼材および機械構造部品
JP2004183064A (ja) * 2002-12-04 2004-07-02 Nippon Steel Corp 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法
JP2005200667A (ja) 2004-01-13 2005-07-28 Kobe Steel Ltd 高温浸炭用鋼およびその製造方法
JP2007321211A (ja) 2006-06-01 2007-12-13 Kobe Steel Ltd 高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材
JP2008081841A (ja) * 2006-08-28 2008-04-10 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
JP2010229508A (ja) * 2009-03-27 2010-10-14 Kobe Steel Ltd 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼
JP2011017051A (ja) * 2009-07-09 2011-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1759944A1 (ru) * 1991-03-29 1992-09-07 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии Конструкционна сталь
RU2023049C1 (ru) * 1992-06-22 1994-11-15 Азербайджанский Технический Университет Конструкционная сталь
US6261388B1 (en) 1998-05-20 2001-07-17 Nippon Steel Corporation Cold forging steel having improved resistance to grain coarsening and delayed fracture and process for producing same
JP4213855B2 (ja) * 2000-08-30 2009-01-21 新日本製鐵株式会社 捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品
FR2868083B1 (fr) * 2004-03-24 2006-07-21 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques, procede de fabrication de pieces mecaniques l'utilisant et pieces mecaniques ainsi realisees
US8034199B2 (en) * 2007-09-27 2011-10-11 Nippon Steel Corporation Case-hardening steel excellent in cold forgeability and low carburization distortion property

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10277705A (ja) * 1997-04-02 1998-10-20 Nippon Steel Corp 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法
JPH1192868A (ja) 1997-07-23 1999-04-06 Nippon Steel Corp 結晶粒粗大化防止特性と耐遅れ破壊特性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
JP2003183773A (ja) 2001-12-14 2003-07-03 Honda Motor Co Ltd 冷間加工性および焼入れ性に優れた肌焼鋼，肌焼鋼鋼材および機械構造部品
JP2004183064A (ja) * 2002-12-04 2004-07-02 Nippon Steel Corp 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材およびその製造方法
JP2005200667A (ja) 2004-01-13 2005-07-28 Kobe Steel Ltd 高温浸炭用鋼およびその製造方法
JP2007321211A (ja) 2006-06-01 2007-12-13 Kobe Steel Ltd 高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材
JP2008081841A (ja) * 2006-08-28 2008-04-10 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
JP2010229508A (ja) * 2009-03-27 2010-10-14 Kobe Steel Ltd 最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼
JP2011017051A (ja) * 2009-07-09 2011-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2692888A4 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105555981A (zh) * 2013-08-30 2016-05-04 杰富意钢铁株式会社 机械结构部件及其制造方法
CN105555981B (zh) * 2013-08-30 2018-05-04 杰富意钢铁株式会社 机械结构部件及其制造方法
US10618101B2 (en) 2013-08-30 2020-04-14 Jfe Steel Corporation Mechanical structural component and method for manufacturing same
CN105603161A (zh) * 2016-01-20 2016-05-25 浙江海洋学院 一种船用球墨铸铁曲轴的调质工艺

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RU2532770C1 (ru) 2014-11-10

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