WO2013111407A1 - 熱処理歪みの小さい肌焼鋼材 - Google Patents

熱処理歪みの小さい肌焼鋼材 Download PDF

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浩一 磯部
雅彦 土江
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新日鐵住金株式会社
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated

Definitions

  • the present invention relates to a case-hardened steel which makes the surface layer hard by carburizing, carbonitriding or carbonitriding (hereinafter sometimes referred to as "carburizing / nitriding") hardening treatment.
  • This skin-hardened steel material is useful as a material of mechanical parts such as gears, shafts, constant velocity joints, etc. of automobiles etc. which require particularly high levels of wear resistance and fatigue resistance.
  • Priority is claimed on Japanese Patent Application No. 2012-014474, filed Jan. 26, 2012, the content of which is incorporated herein by reference.
  • heat treatment distortion As means for improving the wear resistance and fatigue resistance of mechanical parts such as gears, conventionally, surface hardening treatment represented by carburizing and nitriding hardening treatment has been widely used.
  • heat treatment distortion means that the dimensional accuracy of the machine parts subjected to the surface hardening treatment is increased and the technical requirement for improving the smoothness and quietness at the time of operation is increased. There is an important issue to make as small as possible.
  • the structure is adjusted so that the internal structure after carburizing / nitriding heat treatment becomes an austenite + ferrite layer, and hardening is performed from this structure state
  • a method of manufacturing a strength gear is disclosed.
  • the softening resistance is low because the amount of Si of the steel material to be used is small. For this reason, when the manufactured gear is used at high speed rotation, the temperature of the surface rises to be softened, and pitting resistance is lowered.
  • Patent Document 3 discloses a case-hardened steel in which heat treatment distortion is reduced in a similar manner. However, since this case-hardened steel has a large amount of C, it has a problem that machinability, cold workability, toughness and the like are inferior.
  • Patent Document 4 defines the ideal critical diameter after carburizing treatment, and the internal metallographic structure without carburization / nitriding after carburizing and quenching is a low strain type carburized and quenched structure of ferrite: 10 to 70%.
  • a gear steel is disclosed. However, since this gear steel has a large amount of Si, it is inferior in carburizing property, and has problems that machinability and cold workability are poor.
  • Patent Document 5 discloses a method of appropriately adjusting the component composition of a steel material and adopting optimum carburizing conditions to reduce heat treatment distortion. Further, Patent Document 6 discloses a method of controlling the critical cooling rate by the amount of C and Mn in steel to reduce the strain after heat treatment.
  • the hardening start temperature is set according to the component composition and quenching is performed, and the structure of the core part after surface hardening treatment, that is, the non-carburized layer
  • a method of adjusting the area ratio of pro-eutectoid ferrite to 20 to 80% is disclosed.
  • Patent Document 9 discloses a method of carburizing cooling and reheating hardening treatment as a measure for reducing the amount of strain to reduce heat treatment distortion and improve bending fatigue strength. However, this method can not avoid the decrease in productivity due to reheat hardening and the increase in heat treatment cost.
  • Patent Document 10 the unsolidified region is pressed down under specific conditions, electromagnetic stirring is not performed at the end of solidification, and no white band is generated, and the segregation degree C / Co in D / 4 part is 0.99 to 1 A nitriding steel having substantially no white band is disclosed.
  • Patent Document 11 the difference between the maximum value and the minimum value of the degree of microsegregation of C and Mn in the radial cross section of the cast slab is within 0.03%, and the difference between adjacent contents is within 0.02%.
  • Skin-hardened steel is disclosed.
  • Patent Document 12 discloses a low strain skin-hardened steel manufactured from a cast piece having a center segregation degree of C of 1.1 to 1.0.
  • the present invention has an object to minimize heat treatment distortion caused by the quenching treatment in carburizing / nitriding-quenching treatment of a skin-hardened steel material, solve this problem, and provide wear resistance and fatigue strength.
  • An object of the present invention is to provide an excellent and highly accurate skin-hardened steel product.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a first aspect of the present invention is a skin-hardened steel material having a macrostructure in which the cross section includes an equiaxed crystal region and a columnar crystal region arranged around the equiaxed crystal region,
  • the skin-hardened steel material is, by mass%, C: 0.05 to 0.45%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: more than 0 to 2.0%, Al: 0.001 to 0..
  • the equiaxed crystal region is a skin-hardened steel that satisfies the following equation (a) and the following equation (b), or the columnar crystal region satisfies the following equation (c).
  • Re (Ae / Ao) ⁇ 100 ⁇ 30% (a) (Cmin, 1 / Co) ⁇ 0.95 (b) (Cmin, 2 / Co) ⁇ 0.95 (c)
  • Re Area ratio of the equiaxed crystal region (%) Ae: Area (%) of the equiaxed crystal region Ao: area of the cross section (%)
  • Co Average C concentration (% by mass) in the cross section, or C concentration (% by mass) of molten steel in a ladle or continuous casting tundish Cmin, 1: minimum C concentration (mass%) inside the equiaxed crystal region Cmin, 2: minimum C concentration (mass%) inside the columnar crystal region (2)
  • the equation (a) and the equation (b) are satisfied in the equiaxed crystal region, and the equation (c) in the columnar crystal region.
  • the component composition of the steel is, in mass%, Mo: over 0: 1.5%, V: 0 Super to 1.5%, Nb: over 0 to 1.5%, Cu: over 0 to 1.0%, Ni: over 0 to 2.5%, Cr: over 0 to 2.0%, and Sn It may contain at least one of more than 0 and more than 1.0%.
  • the component composition of the steel is, in mass%, Ca: more than 0: 0 to 0.01%, Zr: 0.
  • a second aspect of the present invention is a mechanical component obtained by processing and heat treating the skin-hardened steel according to any one of the above (1) to (8).
  • the present invention it is possible to provide a case-hardened steel product having a small heat treatment distortion caused by carburizing / nitriding-quenching treatment, high dimensional accuracy, and excellent fatigue characteristics. Furthermore, by processing and heat-treating such a skin-hardened steel material, it is possible to provide a mechanical component with less noise and vibration and a long fatigue life.
  • the present invention will be described based on application to a gear, but the skin-hardened steel material of the present invention is not limited to the application to a gear, and the surface layer portion is hardened by the above hardening treatment.
  • the present invention is applicable to machine parts, in particular, machine parts that require severe reduction of strain after carburizing and nitriding treatment.
  • the present inventors firstly investigated the factors affecting the heat treatment distortion.
  • A Decrease in C concentration
  • B area and area ratio of equiaxed crystal region where solute concentration is likely to be nonuniform
  • C Decrease in C concentration in the equiaxed crystal region and in the columnar crystal region around the equiaxed crystal region It was found that etc. greatly affected the heat treatment distortion.
  • the equiaxed crystal region is reduced or the C concentration in the equiaxed crystal region is prevented from being reduced, or the C concentration is reduced in the columnar crystal region around the equiaxed crystal region
  • the expansion amount generated by transformation by carburizing / nitriding, the time lag for martensitic transformation to occur, and the mechanical after martensitic transformation is reduced. Non-uniformity in the circumferential direction of the characteristics is reduced and heat treatment distortion is reduced.
  • the ratio (Cmin, 1 / Co) of the C concentration (Cmin, 1) (% by mass) is 0.95 or more, the heat treatment distortion can be effectively reduced.
  • the deviation of the equiaxed crystal region in the macrostructure in the cross section of the steel material is quantified by the following indexes L, F and S (L / F) and (L / S) defined by S. If (L / F) and / or (L / S) is maintained at 0.6 or more, heat treatment distortion can be further reduced.
  • the minimum C concentration (mass%) inside the columnar crystal area around the equiaxed crystal area in the macrostructure in the steel cross section is Cmin, 2 and the average C concentration (Co) (mass%) in the steel cross section Or heat treatment distortion if the ratio (Cmin, 2 / Co) of Cmin, 2 (mass%) to C concentration (Co) (mass%) of molten steel in ladle or continuous casting tundish is 0.95 or more Can be further reduced.
  • the equiaxed domains and the columnar domains in the macrostructure in the cross section of the steel material may be exposed to corrosion by a hydrochloric acid-based or picric acid-based corrosive solution or an over-shofering corrosive solution.
  • Sulfur printing method or etch printing method You may make it appear in Moreover, you may grasp
  • the swarf is collected from each of the regions by drilling, step milling, etc., and chemical analysis is performed. Or, the distribution of C concentration in each region is measured by the count back method, or the distribution of C concentration is measured by element mapping by EPMA or the like, line analysis, or the like.
  • Co may be obtained by measuring the average C carbon concentration in the cross section of the steel material by the above method, or by chemically analyzing a molten steel sample collected by a ladle or a continuous casting tundish, or by analyzing it by a countback method It is also good.
  • the area ratio of the equiaxed crystal region in the cross section of the skin-hardened steel to be subjected to carburizing and nitriding treatment is limited, and further, in the equiaxed crystal region or in the columnar crystal region around the equiaxed crystal region.
  • % means mass%.
  • C 0.05 to 0.45% C is an element essential to secure the internal strength as a machine part. If it is less than 0.05%, a sufficient internal strength can not be obtained, so the lower limit is made 0.05%. If the content exceeds 0.45%, the toughness is deteriorated and the machinability and the cold forgeability are also reduced to deteriorate the formability. Therefore, the upper limit is 0.45%.
  • the preferable lower limit of the amount of C is 0.10%, and the more preferable lower limit is 0.20%.
  • the preferred upper limit of the amount of C is 0.30%, and the more preferred upper limit is 0.25%.
  • Si 0.01 to 1.0% Si acts as a deoxidizer at the time of melting, and expresses an effect of raising the transformation point to increase the internal strength. Further, Si exhibits the effect of suppressing heat treatment distortion by making the internal structure into two phases even at a normal quenching temperature (800 to 1050 ° C.).
  • the upper limit is 1.0%.
  • gas carburizing / nitriding method is adopted as surface hardening means, when Si exceeds 1.0%, carburization / nitriding is inhibited, so from this point the upper limit is made 1.0%.
  • the preferable lower limit of the amount of Si is 0.15%, and the more preferable lower limit is 0.30%.
  • the preferable upper limit of the amount of Si is 0.7%, and the more preferable upper limit is 0.6%.
  • Mn over 0 to 2.0%
  • Mn is an element which acts as a deoxidizer and contributes to the improvement of strength and hardenability, but when it exceeds 2.0%, cold workability is deteriorated and the amount of segregation to the grain boundary
  • the upper limit is made 2.0% because the bending fatigue property is deteriorated.
  • it is 1.5% or less.
  • a minimum is more than 0%, 0.3% or more is preferable at the point which acquires the addition effect certainly.
  • Al 0.001 to 0.06%
  • Al is an element which acts as a deoxidizing agent and combines with N in the steel to form AlN to prevent coarsening of crystal grains. 0.001% or more is added to obtain a deoxidizing effect. If it exceeds 0.06%, the additive effect is saturated and it combines with oxygen to form nonmetallic inclusions that adversely affect impact properties, so the upper limit is 0.06%.
  • the preferable lower limit of the amount of Al is 0.005%, and the more preferable lower limit is 0.01%.
  • the preferable upper limit of the amount of Al is 0.04%, and the more preferable upper limit is 0.03%.
  • N 0.002 to 0.03%
  • N is an element which combines with Al, V, Ti, Nb or the like in steel to form a nitride which suppresses the coarsening of crystal grains.
  • it is 0.007% or more. If it exceeds 0.03%, the addition effect is saturated and the formed nitrides become inclusions to adversely affect the physical properties, so the upper limit is made 0.03%.
  • it is 0.01% or less.
  • P more than 0-0.05% Since P is an element which segregates at grain boundaries to lower the toughness, the upper limit is made 0.05%. Preferably it is 0.03% or less. The lower the P, the better, and the lower limit is more than 0%, but usually, about 0.001% is inevitably present.
  • S over 0 to 0.1%
  • S is an element that suppresses surface decarburization during heat treatment and improves machinability, but if it exceeds 0.1%, hot workability and fatigue properties deteriorate, so the upper limit is set. 0.1%.
  • S is preferably 0.03% or less. More preferably, it is 0.01% or less.
  • the balance of the case-hardened steel of the present invention is Fe and unavoidable impurities, Mo: more than 0: 1.5%, V: over 0 to 1.5%, Nb: over 0 to 1.5%, Cu: over 0 to 1.0%, Ni: over 0 to 2.5%, Cr: 0 or more to 2.0%, and Sn: more than 0 to 1.0%
  • the characteristics can be improved by further adding at least one of them as a selective element.
  • Mo, V, and Nb are elements that increase the transformation point to enable two-phase formation of the internal structure even at a normal quenching temperature (800 to 1050 ° C.) and to suppress heat treatment distortion.
  • Mo is an element that contributes to the improvement of the grain boundary strength, the reduction of the incompletely quenched structure, and the improvement of the hardenability, but if it exceeds 1.5%, the addition effect is saturated, so the upper limit is 1 .5%. Preferably it is 1.0% or less.
  • V and Nb are elements which combine with C and N to form carbonitrides to refine crystal grains and contribute to the improvement of toughness, but when V exceeds 1.5%, machinability is
  • the upper limit of V is 1.5%, and the workability is degraded when Nb exceeds 1.5%. Therefore, the upper limit of Nb is 1.5%.
  • the preferred lower limit is 0.005% for all of Mo, V and Nb.
  • the preferred upper limit is 1.0% for all of Mo, V and Nb.
  • Cu, Ni, Cr, and Sn are elements contributing to the two-phase formation of the internal structure.
  • Cu and Sn are elements which also contribute to the improvement of the corrosion resistance.
  • the upper limit is made 1.0% in each case. Preferably, all are 0.6% or less.
  • Ni is an element which refines the structure after quenching and hardening to enhance the toughness, contributes to the improvement of the workability, and contributes to securing a stable internal hardness. If it exceeds 2.5%, the effect of addition is saturated, so the upper limit is made 2.5%. Preferably it is 2.0% or less.
  • Cr is an element having the function of enhancing hardenability and enhancing internal hardness, but if it exceeds 2.0%, carbides are precipitated at grain boundaries to lower grain boundary strength and toughness.
  • the upper limit is 2.0%. Preferably it is 1.5% or less.
  • the skin-hardened steel material of the present invention is further characterized by: Ca: over 0 to 0.01%, Zr: over 0 to 0.08%, Pb: over 0 to 0.4%, Bi: over 0 to 0.3%, Te: over 0 to 0.3%, Rem (rare earth elements such as Ce, La, Nb): more than 0% to 0.1%, Sb: over 0 to 0.1% And at least one of them may be contained as a selective element.
  • Ca is an element that softens hard oxides to enhance machinability, but if it exceeds 0.01%, the addition effect is saturated, so the upper limit is made 0.01%. Preferably it is 0.007% or less.
  • Zr is an element that spheroidizes MnS to improve anisotropy and improves machinability, but if it exceeds 0.08%, the addition effect is saturated, so the upper limit is made 0.08%. Preferably it is 0.05% or less.
  • Pb, Bi, Te, Rem rare earth elements such as Ce, La, Nb, etc.
  • Sb contribute to the improvement of the machinability, and also suppress the stretching of the sulfide to suppress the mechanical properties such as toughness by the sulfide. It is an element that suppresses the deterioration of chemical characteristics and the increase of anisotropy. If it is too large, the pitting life and the fatigue strength are significantly adversely affected. Therefore, the content of Pb is 0.40% or less, Bi and Te are each 0.3% or less, and Rem and Sb are each 0.1% or less.
  • Pb is 0.30% or less, Bi and Te are each 0.2% or less, and Rem and Sb are each 0.06% or less.
  • the skin-hardened steel material of the present invention is further characterized by: Ti: more than 0% to 0.3%, and B: It may contain at least one of more than 0% and not more than 0.005%.
  • Ti is an element that combines with N to form nitrides and refines the crystal grains and contributes to the improvement of toughness, but if too much Ti adversely affects the pitting life and machinability, so the upper limit is 0.1 And%.
  • the preferable lower limit of Ti is 0.005%, and the more preferable lower limit is 0.010%.
  • the upper limit of Ti is preferably 0.05%, and more preferably 0.02%.
  • B is an element that contributes to the improvement of the hardenability, but since the addition effect is saturated at 0.005%, the upper limit is made 0.005%. Preferably it is 0.002% or less.
  • the skin-hardened steel material of the present invention may further contain W: more than 0% to 2.0% in order to improve the properties.
  • W is effective in improving the hardenability and in improving the strength through strengthening of the ferrite.
  • the addition effect is saturated at 2.0%, so the upper limit is made 2.0%. Preferably, it is 1.5% or less.
  • the skin-hardening steel material of the present invention is a steel material having the above-described composition, and has an area ratio of equiaxed crystal regions in the steel material cross section, a degree of negative segregation of equiaxed crystal regions, shape or bias of equiaxed crystal regions, and pillars
  • the carburizing / nitriding and quenching treatment employed in the present invention is not limited to a specific treatment, and known gas carburizing (or carbonitriding), solid carburizing (or carbonitriding), salt bath carburizing (or carbonitriding), plasma carburizing ( Alternatively, carbonitriding), vacuum carburizing (or carbonitriding) or the like can be employed.
  • gas carburizing or carbonitriding
  • solid carburizing or carbonitriding
  • salt bath carburizing or carbonitriding
  • plasma carburizing Alternatively, carbonitriding), vacuum carburizing (or carbonitriding) or the like
  • tempering treatment at about 100 to 200 ° C. after carburizing and nitriding and quenching treatment.
  • the skin-hardened steel product is subjected to a shot peening treatment to impart compressive residual stress to the surface, thereby further improving the fatigue strength.
  • the shot peening treatment conditions are, for example, using shot grains having a hardness of HRC 45 or more and a particle diameter of 0.04 to 1.5 mm, and an arc height (a value representing the surface deformation height by shot peening) is 0.2 to 1.2 mmA is preferred.
  • the hardness of the shot grain is less than HRC 45 or the arc height is less than 0.2 mmA, sufficient compressive residual stress can not be applied to the surface of the skin-hardened steel product, and the arc height exceeds 1.2 mmA And, it becomes over peening and adversely affects the fatigue characteristics.
  • the upper limit of the hardness of the shot grain is not particularly specified, but in practice it is up to about HRC65.
  • the particle size of shot particles is preferably 0.04 to 1.5 mm, more preferably 0.3 to 1.0 mm.
  • the shot peening treatment is usually sufficient once, but may be repeated twice or more if necessary.
  • Slabs obtained by casting under various casting conditions were formed into slabs of 162 mm square by slab rolling, and then formed into bar steels of 25 mm ⁇ and 48 mm ⁇ by hot rolling.
  • a 25 mm ⁇ steel bar is maintained at 900 ° C. for 1 hour, air-cooled normalizing, then cut to a length of 200 mm, then cut the surface layer and processed into a 22 mm ⁇ ⁇ 200 mm long bar test piece did.
  • the steel bar of 48 mm is also subjected to air cooling normalizing treatment, and then cut to a length of 15 mm, and then cut the surface layer to an outer diameter of 45 mm and then central part thereof
  • the test piece was cut out and processed into a ring-shaped test piece having an inner diameter of 26 mm and an outer diameter of 45 mm and a height of 15 mm.
  • carburizing and quenching tests are conducted five by five for each level under the conditions shown in FIG. 2, and the heat treatment distortion is evaluated by measuring the amount of runout and roundness of the test pieces. Five averages were calculated.
  • the average value of the maximum bending amount of the rod-shaped test piece and the average value of the maximum value of the roundness of the ring-shaped test piece are shown in Tables 5, 6, 11, and 12.
  • a sample for observation of structure is taken from the specimen after carburizing and quenching, and it is corroded with a picric acid-based corrosive solution to reveal a macrostructure, and Ae, L, F, and S are measured, Re , L / F, and L / S were calculated. Elemental mapping is performed by EPMA using the above sample, Cmin, 1 in the equiaxed crystal region and Cmin, 2 in the columnar crystal region are determined, and the C concentration Co of molten steel in the tundish is determined, (Cmin, 1 / Co) and (Cmin, 2 / Co) were calculated. The calculation results are shown in Tables 5, 6, 11, and 12.
  • the present invention it is possible to provide a case-hardened steel product having a small heat treatment distortion caused by carburizing and nitriding, a high dimensional accuracy, and an excellent fatigue property.
  • the present invention is highly applicable in the machine component manufacturing industry.

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Abstract

　この肌焼鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０超～２．０％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｎ：０．００２～０．０３％、Ｓ：０超～０．１％、Ｐ：０超～０．０５％、及び残部：Ｆｅ及び不可避的不純物を含む成分組成を有し、等軸晶領域では、下記（１）式及び下記（２）式を満足する、又は、柱状晶領域では、下記（３）式を満足する。　Ｒｅ＝（Ａｅ／Ａｏ）×１００≦３０％　（１）式　（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）≧０．９５　（２）式　（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）≧０．９５　（３）式

Description

熱処理歪みの小さい肌焼鋼材
　本発明は、浸炭、浸炭窒化又は浸炭浸窒（以下「浸炭・窒化」ということがある。）焼入れ処理により表層部を硬質にする肌焼鋼材に関する。この肌焼鋼材は、特に高レベルの耐摩耗性や耐疲労特性を必要とする自動車などの歯車、シャフト、等速ジョイント等の機械部品の素材として有用である。　本願は、２０１２年１月２６日に、日本に出願された特願２０１２－０１４４７４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、ＣＯ２排出量の低減や省エネルギーの推進の観点から、自動車や自動二輪車等を含む輸送機械の車体を軽量化し、燃費の向上を図ることが求められている。車体軽量化対策の一環として、歯車やシャフト等の機械部品の小型化、軽量化が進められているが、それに伴い、上記機械部品に対し、耐摩耗性や疲労強度の向上が求められる。
　歯車等の機械部品の耐摩耗性や耐疲労性を改善する手段としては、従来から、浸炭・窒化焼入れ処理に代表される表面硬化処理が汎用されている。しかしながら、表面硬化処理を施した機械部品の寸法精度を高め、作動時の円滑性や静粛性を高めるという技術的要請に応える意味において、表面硬化処理で生じる歪み（以下「熱処理歪み」ということがある。）を極力小さくすることが重要な課題である。
　熱処理歪みの低減対策としては、例えば、特許文献１及び２には、浸炭・窒化熱処理後における内部組織がオーステナイト＋フェライト層となるように組織調整し、この組織状態から焼入れして歪みの小さな高強度歯車を製造する方法が開示されている。
　しかし、この方法においては、用いる鋼材のＳｉ量が少ないため軟化抵抗が低い。このため、製造した歯車を高速回転で用いると、表面の温度が上昇して軟化し、耐ピッチング性が低下するという難点がある。
　特許文献３には、同様の方法で熱処理歪みを低減した肌焼鋼が開示されている。しかし、この肌焼鋼は、Ｃ量が多いため、被削性、冷間加工性、靭性などが劣るという問題を抱えている。
　特許文献４には、浸炭処理後の理想臨界直径を規定し、浸炭焼入れ後における浸炭・窒化が施されていない内部の金属組織を、フェライト：１０～７０％の低歪み型浸炭焼入れ組織とした歯車用鋼が開示さている。しかし、この歯車用鋼は、Ｓｉ量が多いため浸炭性が劣るとともに、被削性や冷間加工性が悪いという問題を抱えている。
　特許文献５には、鋼材の成分組成を適正に調整し、最適の浸炭処理条件を採用して熱処理歪みを低減する方法が開示されている。また、特許文献６には、鋼中のＣやＭｎ量によって臨界冷却速度を制御し、熱処理後の低歪化を図る方法が開示されている。
　特許文献７及び８には、表面硬化処理した後の焼入れ処理において、成分組成に応じて焼入れ開始温度を設定して焼き入れることで、表面硬化処理後の芯部、即ち、非浸炭層の組織を初析フェライトの面積率で２０～８０％に調整する方法が開示されている。
　特許文献９には、歪量低減対策として、浸炭冷却・再加熱焼入れ処理を施し、熱処理歪みの低減と曲げ疲労強度の向上を図る方法が開示されている。しかし、この方法では、再加熱焼入れに伴う生産性の低下や、熱処理コストの上昇が避けられない。
　特許文献１０には、未凝固領域を特定の条件で圧下し、凝固末期位置で電磁攪拌をかけずホワイトバンドを生成させず、Ｄ／４部での偏析度Ｃ／Ｃｏを０．９９～１．０１とし、実質的にホワイトバンドを有しない窒化用鋼が開示されている。
　特許文献１１には、鋳片の径方向断面内におけるＣとＭｎのミクロ偏析度の最大値と最小値の差が０．０３％以内で、隣接する含有量の差が０．０２％以内の肌焼鋼が開示されている。また、特許文献１２には、Ｃの中心偏析度が１．１～１．０の鋳片から製造した低歪肌焼鋼が開示されている。
　しかし、上記いずれの方法及び鋼を適用しても、最近の需要者の厳しい要求を満足する低歪化が達成されていないのが実情である。
日本国特開平０５－０７０９２４号公報 日本国特開平０５－０７０９２５号公報 日本国特開昭５８－１１３３１６号公報 日本国特開平０８－１０９４３５号公報 日本国特開平０２－２９８２５０号公報 日本国特開昭６１－２１０１５４号公報 日本国特開平０９－１３７２６６号公報 日本国特開平１０－１４７８１４号公報 日本国特開平０５－１４８５３５号公報 日本国特開２０００－３４３１９１号公報 日本国特開２００６－０９７０６６号公報 日本国特開昭５８－０５２４５９号公報
　本発明は、上記実情に鑑み、肌焼鋼材の浸炭・窒化焼入れ処理において、該焼入れ処理で生じる熱処理歪を極力小さくすることを課題とし、この課題を解決して、耐摩耗性と疲労強度に優れ、かつ、寸法精度の高い肌焼鋼製品を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の第一の態様は、横断面が、等軸晶領域と、この等軸晶領域の周囲に配される柱状晶領域とを含むマクロ組織を有する肌焼鋼材であって、前記肌焼鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０超～２．０％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｎ：０．００２～０．０３％、Ｓ：０超～０．１％、Ｐ：０超～０．０５％、及び残部：Ｆｅ及び不可避的不純物を含む成分組成を有し、前記等軸晶領域では、下記（ａ）式及び下記（ｂ）式を満足する、又は、前記柱状晶領域では、下記（ｃ）式を満足する肌焼鋼材である。
　　Ｒｅ＝（Ａｅ／Ａｏ）×１００≦３０％　　　　　　　　　　　（ａ）式
　　（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）≧０．９５　　　　　　　　　　　　　（ｂ）式
　　（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）≧０．９５　　　　　　　　　　　　　（ｃ）式
ここで、Ｒｅ：前記等軸晶領域の面積率（％）
　　　　Ａｅ：前記等軸晶領域の面積（％）
　　　　Ａｏ：前記横断面の面積（％）
　　　　Ｃｏ：前記横断面における平均Ｃ濃度（質量％）、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のＣ濃度（質量％）
　　　　Ｃｍｉｎ，１：前記等軸晶領域内部の最小Ｃ濃度（質量％）
　　　　Ｃｍｉｎ，２：前記柱状晶領域内部の最小Ｃ濃度（質量％）
（２）上記（１）に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、前記（ａ）式及び前記（ｂ）式を満足し、且つ、前記柱状晶領域では、前記（ｃ）式を満足してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、下記（ｄ）式及び下記（ｅ）式の少なくとも一方を満足してもよい。
　　（Ｌ／Ｆ）≧０．６　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（ｄ）式
　　（Ｌ／Ｓ）≧０．６　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（ｅ）式
　ここで、Ｌ：前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置から、前記横断面の中心部までの距離（ｍｍ）
　　　　　Ｆ：前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部に対して対称方向の前記等軸晶領域の外周部の位置から、前記横断面の中心部までの距離（ｍｍ）
　　　　　Ｓ：前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの前記横断面の中心部を通る直線が前記等軸晶領域の外周部と交差する位置と、前記横断面の中心部との距離で、大きい方の距離（ｍｍ）
（４）上記（３）に記載の肌焼鋼材において、前記等軸晶領域では、前記（ｄ）式及び前記（ｅ）式を満足してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、Ｍｏ：０超～１．５％、Ｖ：０超～１．５％、Ｎｂ：０超～１．５％、Ｃｕ：０超～１．０％、Ｎｉ：０超～２．５％、Ｃｒ：０超～２．０％、及び、Ｓｎ：０超～１．０％の少なくとも１種を含有してもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、Ｃａ：０超～０．０１％、Ｚｒ：０超～０．０８％、Ｐｂ：０超～０．４％、Ｂｉ：０超～０．３％、Ｔｅ：０超～０．３％、Ｒｅｍ：０超～０．１％、及び、Ｓｂ：０超～０．１％の少なくとも１種を含有してもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０超～０．３０％、及び、Ｂ：０超～０．００５％の少なくとも１種を含有してもよい。
（８）上記（１）～（７）のいずれか一項に記載の肌焼鋼材において、前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、Ｗ：０超～２．０％を含有してもよい。（９）本発明の第二の態様は、上記（１）～（８）のいずれか一項に記載の肌焼鋼材を加工及び熱処理して得られる機械部品である。
　本発明によれば、浸炭・窒化焼入れ処理で生じる熱処理歪みが小さく、寸法精度が高く、かつ、疲労特性が優れた肌焼鋼材製品を提供することができる。さらに、このような肌焼鋼材を加工及び熱処理することにより、騒音や振動が少なく、疲労寿命が長い機械部品を提供することができる。
鋼材断面内のマクロ組織における等軸晶領域の偏りを模式的に示す図である。 実施例で採用した浸炭焼入れ条件を示す図である。
　本明細書においては、歯車への適用を主体にして本発明を説明するが、本発明の肌焼鋼材は歯車への適用に限定されるものではなく、上記焼入れ処理により表層部を硬質化する機械部品、特に、浸炭・窒化焼入れ処理後の歪量の低減が厳しく要求される機械部品に適用可能である。
　前述したように、本発明者らは、本発明の課題を解決し、本発明の目的を達成するため、まず、熱処理歪みに影響する要因を鋭意調査した。その結果、鋼材横断面のマクロ組織（凝固組織）における、
（ａ）Ｃ濃度の低下、
（ｂ）溶質濃度が不均一になり易い等軸晶領域の面積及び面積率、及び、
（ｃ）等軸晶領域及び等軸晶領域周辺の柱状晶領域でのＣ濃度の低下、
等が熱処理歪みに大きく影響することを見いだした。
　さらに、鋭意調査を続けた結果、鋼材横断面のマクロ組織（凝固組織）において、
（ｘ）等軸晶領域を縮小したうえで、等軸晶領域のＣ濃度の低下を抑制する、
（ｙ）等軸晶領域周辺の柱状晶領域のＣ濃度の低下を抑制する、又は、
（ｚ）鋼材横断面内での等軸晶領域の分布をより軸対称に近づける
ことにより、又は、（ｘ）、（ｙ）、（ｚ）を二つ以上組み合わせると、最近の需要者の厳しい要求を満足する水準まで、熱処理歪みを低減できることを見いだした。
　鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域では、外周部から該横断面の中心部に向かい、Ｃ等の溶質の濃度が低下する傾向がある。このため、等軸晶領域が上記横断面内で軸対称から外れると、
（Ａ）浸炭・窒化焼入れ処理で生じるマルテンサイト変態に伴う膨張量の不均一、
（Ｂ）マルテンサイト変態が生じる時間のずれ、及び、
（Ｃ）マルテンサイト変態後の機械的特性の周方向における不均一
が原因で、熱処理歪みが大きくなる。
　一方、鋼材横断面内のマクロ組織において、等軸晶領域の分布を軸対称に近づけると、鋼材横断面内での、上記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）が是正されるので、熱処理歪みが低減する。
　また、鋼材横断面内のマクロ組織において、等軸晶領域を縮小したり、等軸晶領域内部のＣ濃度の低下を防止したり、等軸晶領域周辺の柱状晶領域でＣ濃度の低下を抑制すると、等軸晶領域や等軸晶領域周辺の柱状晶領域において、浸炭・窒化焼入れ処理による変態で生じる膨張量や、マルテンサイト変態が生じる時間のずれ、及び、マルテンサイト変態後の機械的特性の周方向における不均一が減少し熱処理歪みが低減する。
　具体的には、鋼材横断面内のマクロ組織において、横断面の面積（Ａｏ）に対する等軸晶領域の面積（Ａｅ）の面積率（Ｒｅ＝Ａｅ／Ａｏ）を３０％以下にし、かつ、鋼材横断面内の平均Ｃ濃度（Ｃｏ）（質量％）、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のＣ濃度（Ｃｏ）（質量％）に対する鋼材横断面内の等軸晶領域内部における最小Ｃ濃度（Ｃｍｉｎ，１）（質量％）の比（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）を０．９５以上にすると、熱処理歪みを、効果的に低減することができる。
　さらに、鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域の偏り（図１、参照）を、下記Ｌ、Ｆ、及び、Ｓで定義する指標（Ｌ／Ｆ）及び（Ｌ／Ｓ）で定量的に把握し、（Ｌ／Ｆ）及び／又は（Ｌ／Ｓ）を０．６以上に維持すると、熱処理歪みをより低減することができる。
　Ｌ：鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置から、横断面中心部までの距離（ｍｍ）
　Ｆ：鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面中心部に対して対称方向の等軸晶領域外周部の位置から、横断面中心部までの距離（ｍｍ）
　Ｓ：鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面内中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかで横断面中心部を通る直線が等軸晶領域外周部と交差する位置と横断面中心部との距離で、大きい方の距離（ｍｍ）
　さらに、鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域周辺の柱状晶領域内部の最小Ｃ濃度（質量％）をＣｍｉｎ，２とし、鋼材横断面内の平均Ｃ濃度（Ｃｏ）（質量％）、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のＣ濃度（Ｃｏ）（質量％）に対するＣｍｉｎ，２（質量％）の比（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）を０．９５以上に維持すると、熱処理歪みをより一層低減することができる。
　以上の通り、
（ａ）下記（１）式及び（２）式を満たし、又は、
（ｂ）下記（３）式を満たす
ことにより、熱処理歪みを安定的に低減することができる。また、
（ｃ）下記（１）式～（３）式を全て満たす
ことにより、より多様な用途で熱処理歪みを低減することができる。
　さらに、
（ｄ）下記（４）式、（５）式の一つ又は二つを満たす
ことにより、様々な形状の機械部品において、熱処理歪みを、より一層安定的に低減することができる。
　　Ｒｅ＝（Ａｅ／Ａｏ）×１００≦３０％　　（１）式
　　（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）≧０．９５　　　　（２）式
　　（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）≧０．９５　　　　（３）式
　　（Ｌ／Ｆ）≧０．６　　　　　　　　　　　（４）式
　　（Ｌ／Ｓ）≧０．６　　　　　　　　　　　（５）式
　鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域のＬ、Ｆ、Ｓの測定、等軸晶領域内部における最小Ｃ濃度の測定、及び、柱状晶帯領域における最小Ｃ濃度の測定は、鋳片、鋼片、圧延材、及び、圧延材を加工した機械部品のいずれの鋼材で行ってもよい。
　鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域や柱状晶領域は、塩酸系やピクリン酸系の腐食液、オーバーホッファー腐食液で腐食して現出させてもよく、サルファープリント法やエッチプリント法で現出させてもよい。また、ＥＰＭＡ等の各種電子顕微鏡を用いて、凝固組織における元素マッッピング（面分析）で把握してもよい。
　等軸晶領域のＣｍｉｎ，１や、柱状晶領域のＣｍｉｎ，２の評価は、マクロ組織を確認した上で、ドリル加工や段削り法等で各領域から切り粉を採取して化学分析をしたり、カウントバック法で各領域のＣ濃度の分布を測定したり、又は、ＥＰＭＡ等による元素マッッピングや線分析法等でＣ濃度の分布を測定して行う。
　Ｃｏは、鋼材横断面内の平均Ｃ炭素濃度を上記手法で測定してもよく、また、取鍋や連鋳タンディシュで採取した溶鋼サンプルを化学分析したり、カウントバック法で分析して求めてもよい。
　本発明によれば、浸炭・窒化焼入れ処理に供する肌焼鋼材の横断面における等軸晶領域の面積率を制限し、さらに、等軸晶領域内や等軸晶領域周辺の柱状晶領域内で負偏析の生成を抑制し、さらに、横断面における等軸晶領域の分布や形状の偏りを是正することで、肌焼鋼材の焼入れ性、機械的特性の横断面における周方向の不均一を抑制することができる。このため、浸炭・窒化焼入れ処理で生じる熱処理歪みが小さく、寸法精度が高く、かつ、疲労特性が優れた肌焼鋼材製品を提供することができる。
　次に、本発明の肌焼鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．４５％
　Ｃは、機械部品としての内部強度を確保するうえで必須の元素である。０．０５％未満では、十分な内部強度が得られないので、下限を０．０５％とする。０．４５％を超えると、靭性が劣化するほか、被削性や冷間鍛造性も低下して加工性が劣化するので、０．４５％を上限とする。
　Ｃ量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましい下限は０．２０％である。
　Ｃ量の好ましい上限は０．３０％であり、より好ましい上限は０．２５％である。
　Ｓｉ：０．０１～１．０％
　Ｓｉは、溶製時に脱酸材として作用する他、変態点を上げて内部強度を高める作用を発現する。また、Ｓｉは、通常の焼入れ温度（８００～１０５０℃）でも内部組織を２相化して熱処理歪を抑える作用を発現する。
　添加効果を得るため０．０１％以上のＳｉを添加するが、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、粒界酸化が進み、曲げ疲労強度が劣化する他、冷間鍛造性や被削性も劣化するので、１．０％を上限とする。表面硬化手段として、ガス浸炭・窒化法を採用する場合、Ｓｉが１．０％を超えると、浸炭・窒化が阻害されるので、この点からも１．０％を上限とする。
　Ｓｉ量の好ましい下限は、０．１５％であり、より好ましい下限は０．３０％である。
　Ｓｉ量の好ましい上限は、０．７％であり、より好ましい上限は０．６％である。
　Ｍｎ：０超～２．０％
　Ｍｎは、脱酸剤として作用し、また、強度及び焼入れ性の向上に寄与する元素であるが、２．０％を超えると、冷間加工性が悪化する他、結晶粒界への偏析量が増大して曲げ疲労特性が悪化するので、上限を２．０％とする。好ましくは、１．５％以下である。下限は０％超であるが、添加効果を確実に得る点で、０．３％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．００１～０．０６％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、また、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化を防止する作用をなす元素である。脱酸効果を得るため、０．００１％以上を添加する。０．０６％を超えると、添加効果が飽和するとともに、酸素と結合して、衝撃特性に悪影響を及ぼす非金属系介在物を形成するので、０．０６％を上限とする。
　Ａｌ量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましい下限は０．０１％である。
　Ａｌ量の好ましい上限は０．０４％であり、より好ましい上限は０．０３％である。
　Ｎ：０．００２～０．０３％
　Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ等と結合して、結晶粒の粗大化を抑制する窒化物を形成する元素である。添加効果を得るため、０．００２％以上を添加する。好ましくは０．００７％以上である。０．０３％を超えると、添加効果が飽和するとともに、生成した窒化物が介在物となって物性に悪影響を及ぼすので、上限を０．０３％とする。好ましくは０．０１％以下である。
　Ｐ：０超～０．０５％
　Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、上限を０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下である。Ｐは少ないほど好ましく、下限は０％超であるが、通常、０．００１％程度は不可避的に存在する。
　Ｓ：０超～０．１％
　Ｓは、熱処理時の表層脱炭を抑制し、また、被削性を改善する元素であるが、０．１％を超えると、熱間での加工性や疲労特性が低下するので、上限を０．１％とする。歯車の場合、縦目の衝撃特性だけでなく、横目の衝撃特性も重要である。異方性を低減して横目の衝撃特性を高めるために、Ｓは０．０３％以下が好ましい。より好ましくは０．０１％以下である。
　本発明の肌焼鋼材の残部はＦｅ及び不可避的不純物であるが、
Ｍｏ：０超～１．５％、
Ｖ：０超～１．５％、
Ｎｂ：０超～１．５％、
Ｃｕ：０超～１．０％、
Ｎｉ：０超～２．５％、
Ｃｒ：０超～２．０％、及び、
Ｓｎ：０超～１．０％
の少なくとも一種を選択元素として更に添加して特性の向上を図ることができる。
　Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂは、いずれも変態点を高めて、通常の焼入れ温度（８００～１０５０℃）でも内部組織の二相化を可能にし、熱処理歪みを抑制する作用をなす元素である。Ｍｏは、粒界強度の向上、不完全焼入れ組織の低減、及び、焼入性の向上にも寄与する元素であるが、１．５％を超えると、添加効果が飽和するので、上限を１．５％とする。好ましくは１．０％以下である。
　ＶとＮｂは、ＣやＮと結合して炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、靭性の向上にも寄与する元素であるが、Ｖが１．５％を超えると被削性が劣化するので、Ｖは１．５％を上限とし、Ｎｂが１．５％を超えると加工性が劣化するので、Ｎｂも１．５％を上限とする。
　好ましい下限は、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂのいずれも、０．００５％である。
　好ましい上限は、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂのいずれも、１．０％である。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｓｎは、内部組織の２相化に寄与する元素である。ＣｕとＳｎは、耐食性の向上にも寄与する元素である。Ｃｕ及びＳｎが１．０％を超えると、添加効果が飽和するとともに熱間加工性が劣化するので、いずれも、上限を１．０％とする。好ましくは、いずれも、０．６％以下である。
　なお、Ｃｕの単独添加や、ＣｕとＳｎの複合添加は、熱間加工性に顕著な悪影響を及ぼすので、Ｃｕの単独添加や、ＣｕとＳｎの複合添加の場合は、ＮｉをＣｕと同量程度以上添加するのが好ましい。
　Ｎｉは、焼入れ硬化後の組織を微細化して靭性を高め、加工性の向上に寄与し、かつ、安定した内部硬さの確保に寄与する元素である。２．５％を超えると、添加効果が飽和するので、上限を２．５％とする。好ましくは２．０％以下である。
　Ｃｒは、焼入れ性を高めて内部硬さを高める作用をなす元素であるが、２．０％を超えると、粒界に炭化物が析出して粒界強度が低下し、靭性が低下するので、上限を２．０％とする。好ましくは１．５％以下である。
　本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、
Ｃａ：０超～０．０１％、
Ｚｒ：０超～０．０８％、
Ｐｂ：０超～０．４％、
Ｂｉ：０超～０．３％、
Ｔｅ：０超～０．３％、
Ｒｅｍ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｂ等の希土類元素）：０％超～０．１％、及び、
Ｓｂ：０超～０．１％
の少なくとも１種を選択元素として含有してもよい。
　Ｃａは、硬質酸化物を軟質化して被削性を高める元素であるが、０．０１％を超えると添加効果が飽和するので、上限を０．０１％とする。好ましくは０．００７％以下である。Ｚｒは、ＭｎＳを球状化して異方性を改善し、被削性を高める元素であるが、０．０８％を超えると添加効果が飽和するので、上限を０．０８％とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｒｅｍ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｂ等の希土類元素）、及び、Ｓｂは、被削性の向上に寄与し、また、硫化物の延伸を抑制して硫化物による靱性等の機械的特性の劣化や異方性の増大を抑制する元素である。多過ぎると、ピッチング寿命や疲労強度に顕著な悪影響を及ぼすので、Ｐｂは０．４０％以下、ＢｉとＴｅは各々０．３％以下、Ｒｅｍ及びＳｂは各々０．１％以下とする。好ましくは、Ｐｂは０．３０％以下、ＢｉとＴｅは各々０．２％以下、Ｒｅｍ及びＳｂは各々０．０６％以下である。
　本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、
Ｔｉ：０％超～０．３％、及び、
Ｂ：０％超～０．００５％以下
の少なくとも１種を含有してもよい。
　Ｔｉは、Ｎと結合して窒化物を形成して結晶粒を微細化し、靭性の向上に寄与する元素であるが、多過ぎるとピッチング寿命や切削性に悪影響を及ぼすので、上限を０．１％とする。
　Ｔｉの好ましい下限は０．００５％であり、より好ましい下限は０．０１０％である。
　Ｔｉの好ましい上限は０．０５％であり、より好ましい上限は０．０２％である。
　Ｂは、焼入れ性の向上に寄与する元素であるが、添加効果は０．００５％で飽和するので、上限を０．００５％とする。好ましくは０．００２％以下である。
Ｗ：０％超～２．０％
　本発明の肌焼鋼材は、特性向上のため、さらに、Ｗ：０％超～２．０％を含有してもよい。
　適度なＷの添加は、焼入れ性の向上、及び、フェライトの強化を通しての強度の向上に有効である。しかし、添加効果は２．０％で飽和するので、上限を２．０％とする。好ましくは、１．５％以下である。
　本発明の肌焼鋼材は、上記成分組成の鋼材であって、鋼材断面内の等軸晶領域の面積率や等軸晶領域の負偏析度、等軸晶領域の形状や偏り、及び、柱状晶領域の負偏析度が、前記（１）式及び（２）式、又は、前記（３）式を満足し、さらに、適宜、前記（４）式及び／又は（５）式を満足する鋼材であるので、機械部品に成形した鋼材に、浸炭・窒化焼入れ処理を施すと、結果寸法精度が高く、かつ、表面硬度が高く、耐摩耗性に優れた機械部品を得ることができる。
　本発明で採用する浸炭・窒化焼入れ処理は、特定の処理に限定されず、公知のガス浸炭（又は浸炭窒化）、固体浸炭（又は浸炭窒化）、塩浴浸炭（又は浸炭窒化）、プラズマ浸炭（又は浸炭窒化）、真空浸炭（又は浸炭窒化）などを採用することができる。なお、特に高レベルの靭性を有する肌焼鋼材製品を得たい場合は、浸炭・窒化焼入れ処理の後で、１００～２００℃程度で焼戻し処理を行なうことが望ましい。
　浸炭・窒化焼入れ処理の後、又は、その後に焼戻し処理を行なった後で、肌焼鋼材製品にショットピーニング処理を施し、表面に圧縮残留応力を与えると、疲労強度が一段と向上する。ショットピーニング処理条件は、例えば、硬さがＨＲＣ４５以上で、かつ、粒径が０．０４～１．５ｍｍのショット粒を使用し、アークハイト（ショットピーニングによる表面の変形高さを表わす値）は０．２～１．２ｍｍＡが好ましい。
　ショット粒の硬さがＨＲＣ４５未満、又は、アークハイトが０．２ｍｍＡ未満では、肌焼鋼材製品の表面に、十分な圧縮残留応力を与えることができず、また、アークハイトが１．２ｍｍＡを超えると、オーバーピーニングになって疲労特性に悪影響を及ぼす。ショット粒の硬さの上限は特に規定しないが、実用上はＨＲＣ６５程度までである。ショット粒の粒径にも格別の制限はないが、好ましくは０．０４～１．５ｍｍ、より好ましくは０．３～１．０ｍｍである。
　ショットピーニング処理は、通常、１回で十分であるが、必要によっては２回以上繰り返して行なってもよい。
　次に、実施例を挙げて本発明の構成及び作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明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、それは、本発明の技術的範囲に含まれる。
　（実施例）
　表１～４、７～１０に示す成分組成を有する鋼材を、通常の連続鋳造プロセスで、厚み２２０ｍｍ×幅２２０ｍｍの正方形断面の鋳型、又は、厚み３５０ｍｍ×幅５６０ｍｍの矩形断面の鋳型を用いて鋳造した。表１～４に発明例を示し、表７～１０に比較例を示す。表中には成分組成とともに、Ｒｅ（％）、（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）、（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）、及び、（Ｌ／Ｆ）と（Ｌ／Ｓ）を示す。また、表中、ｔｒはその成分元素の含有量が無視出来る程度に極微量であることを示す。
　発明例の鋼材、及び、比較例の鋼材のＲｅ、（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）、（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）、及び、（Ｌ／Ｆ）と（Ｌ／Ｓ）は、以下の方法で調整した。
　（ａ）タンディッシュ内の溶鋼をスーパーヒートする、（ｂ）鋳型内の電磁攪拌強度を変化させる、（ｃ）鋳造速度を変化させる等、また、一部の鋳片については凝固末期の軽圧下を適用して等軸晶領域内での負偏析を抑制し、鋼材断面内の等軸晶領域の面積と面積率、等軸晶領域の横断面内での形状と偏り、さらには、等軸晶領域内部のＣ濃度や、等軸晶領域周辺の柱状晶領域のＣ濃度分布を変化させた。
　タンディッシュでの溶鋼のスーパーヒートの温度が低いほど、等軸晶領域の面積率は増大し、また、鋳型内の電磁攪拌強度が高いほど、等軸晶領域の面積率は増大する。また、偏平な矩形断面の鋳型を用いて鋳造した場合、正方形断面の鋳型を用いた場合に比べ、等軸晶領域の横断面内の形状が偏平になり易い。
　連続鋳造プロセスで鋳造速度を高めると、等軸晶が鋳片の下面側へ沈降し易くなって、鋳片横断面内の等軸晶領域は下面側へ偏る。鋳型内の電磁攪拌を強めると、表層側の柱状晶域でＣ濃度は低下し、凝固末期で軽圧下を施すと、中心偏析や、周辺部に形成される負偏析の生成が抑制でき、等軸晶領域内部でのＣ濃度の低下を抑制することができる。
　種々の鋳造条件で鋳造して得た鋳片を、分塊圧延で、１６２ｍｍ角の鋼片に成形し、その後、熱間圧延で、２５ｍｍφと４８ｍｍφの棒鋼に成形した。２５ｍｍφの棒鋼は、９００℃で１時間保持後、空冷をする焼きならし処理の後、２００ｍｍの長さに切断し、次いで、表層を切削して、２２ｍｍφ×長さ２００ｍｍの棒状試験片に加工した。
　４８ｍｍφの棒鋼も、９００℃で１時間保持後、空冷をする焼きならし処理の後、１５ｍｍの長さに切断し、次いで、表層を切削して外径４５ｍｍφに加工し、その後、その中心部をくり抜き、内径２６ｍｍφ×外径４５ｍｍφ×高さ１５ｍｍのリング状試験片に加工した。
　これらの試験片を用いて、図２に示す条件で、何れの水準についても５個ずつ浸炭焼入れ試験を実施し、試験片の振れ周り量や真円度を測定して熱処理歪みを評価し、５個の平均値を算出した。
　浸炭焼入れでは、試験片１本又は１個ずつ処理をした。なお、油焼入れする際には、棒状試験片については、油面に対し垂直に浸漬し、また、リング状試験片については、試験片の上下面が油面に対し平行に浸漬し、浸炭・焼入れの方法や条件の変動が熱処理歪みに影響しないように配慮した。
　浸炭焼入れ試験の前後で、２２ｍｍφ×長さ２００ｍｍの棒状試験片については、試験片両端の断面中心部を支点にして円周方向に回転させ、長手方向中央部での振れ周り量に相当する曲がり量を測定して平均値を算出し、リング状試験片については、試験片の高さ方向の３箇所で、内周及び外周に沿って真円度を測定して平均値を算出した。平均値は、ｎ＝５本、又は、ｎ＝５個で算出した。
　棒状試験片の最大曲がり量の平均値と、リング状試験片の真円度の最大値の平均値を、表５、６、１１、１２に示す。
　また、浸炭焼入れ後の試験片から組織観察用の試料を採取し、ピクリン酸系の腐食液で腐食してマクロ組織を現出させて、Ａｅ、Ｌ、Ｆ、及び、Ｓを測定し、Ｒｅ、Ｌ／Ｆ、及び、Ｌ／Ｓを算出した。上記試料を用いて、ＥＰＭＡで元素マッピングを行ない、等軸晶領域におけるＣｍｉｎ，１と柱状晶領域におけるＣｍｉｎ，２を求め、また、タンディッシュ内の溶鋼のＣ濃度Ｃｏを求めて、（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）及び（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）を算出した。算出結果を表５、６、１１、１２に示す。
　表１～６に示す実施例（Ｅｘ．１～１００）では、棒状試験片を浸炭焼入れした後に測定した最大曲がり量（ｎ＝５本の平均値）は１５μｍ以下に低減されており、また、リング状試験片を浸炭焼入れした後に測定した真円度の最大値（ｎ＝５本の平均値）も１０μｍ以下に低減されている。
　一方、表７～１２に示す比較例（Ｃｏｍｐ．Ｅｘ．１～７９）では、棒状試験片を浸炭焼入れした後に測定した最大曲がり量が２０μｍ以上であり、また、リング状試験片を浸炭焼入れした後に測定した真円度の最大値は１５μｍ以上であり、いずれも発明例の値より５μｍ以上大きい値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
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　前述したように、本発明によれば、浸炭・窒化焼入れ処理で生じる熱処理歪みが小さく、寸法精度が高く、かつ、疲労特性が優れた肌焼鋼材製品を提供することができる。よって、本発明は、機械部品製造産業において利用可能性が大きいものである。
　Ｌ　　鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置から、横断面中心部までの距離（ｍｍ）
　Ｆ　　鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面中心部に対して対称方向の等軸晶領域外周部の位置から、横断面中心部までの距離（ｍｍ）
　Ｓ　　鋼材横断面内のマクロ組織における等軸晶領域外周部で横断面中心部に最も近接する位置と横断面内中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの横断面中心部を通る直線が等軸晶領域外周部と交差する位置と横断面中心部との距離で、大きい方の距離（ｍｍ）

Claims (9)

  1. 　横断面が、等軸晶領域と、この等軸晶領域の周囲に配される柱状晶領域とを含むマクロ組織を有する肌焼鋼材であって、
    　前記肌焼鋼材は、質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．４５％、
    Ｓｉ：０．０１～１．０％、
    Ｍｎ：０超～２．０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０６％、
    Ｎ：０．００２～０．０３％、
    Ｓ：０超～０．１％、
    Ｐ：０超～０．０５％、及び
    残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    を含む成分組成を有し、
    　前記等軸晶領域では、下記（１）式及び下記（２）式を満足する、又は、
    　前記柱状晶領域では、下記（３）式を満足する
    ことを特徴とする肌焼鋼材。
    　　Ｒｅ＝（Ａｅ／Ａｏ）×１００≦３０％　　　　　　　　　　　（１）式
    　　（Ｃｍｉｎ，１／Ｃｏ）≧０．９５　　　　　　　　　　　　　（２）式
    　　（Ｃｍｉｎ，２／Ｃｏ）≧０．９５　　　　　　　　　　　　　（３）式
    ここで、Ｒｅ：前記等軸晶領域の面積率（％）
    　　　　Ａｅ：前記等軸晶領域の面積（％）
    　　　　Ａｏ：前記横断面の面積（％）
    　　　　Ｃｏ：前記横断面における平均Ｃ濃度（質量％）、又は、取鍋又は連鋳タンディッシュ内の溶鋼のＣ濃度（質量％）
    　　　　Ｃｍｉｎ，１：前記等軸晶領域内部の最小Ｃ濃度（質量％）
    　　　　Ｃｍｉｎ，２：前記柱状晶領域内部の最小Ｃ濃度（質量％）
  2. 　前記等軸晶領域では、前記（１）式及び前記（２）式を満足し、且つ、
    　前記柱状晶領域では、前記（３）式を満足する
    ことを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼材。
  3. 　前記等軸晶領域では、下記（４）式及び下記（５）式の少なくとも一方を満足することを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼材。
    　　（Ｌ／Ｆ）≧０．６　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（４）式
    　　（Ｌ／Ｓ）≧０．６　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（５）式
    　ここで、Ｌ：前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置から、前記横断面の中心部までの距離（ｍｍ）
    　　　　　Ｆ：前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部に対して対称方向の前記等軸晶領域の外周部の位置から、前記横断面の中心部までの距離（ｍｍ）
    　　　　　Ｓ：前記等軸晶領域の外周部のうち前記横断面の中心部に最も近接する位置と前記横断面の中心部とを結ぶ直線に直交する直線のなかの前記横断面の中心部を通る直線が前記等軸晶領域の外周部と交差する位置と、前記横断面の中心部との距離で、大きい方の距離（ｍｍ）
  4. 　前記等軸晶領域では、前記（４）式及び前記（５）式を満足することを特徴とする請求項３に記載の肌焼鋼材。
  5. 　前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、
    Ｍｏ：０超～１．５％、
    Ｖ：０超～１．５％、
    Ｎｂ：０超～１．５％、
    Ｃｕ：０超～１．０％、
    Ｎｉ：０超～２．５％、
    Ｃｒ：０超～２．０％、及び、
    Ｓｎ：０超～１．０％
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼材。
  6. 　前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、
    Ｃａ：０超～０．０１％、
    Ｚｒ：０超～０．０８％、
    Ｐｂ：０超～０．４％、
    Ｂｉ：０超～０．３％、
    Ｔｅ：０超～０．３％、
    Ｒｅｍ：０超～０．１％、及び、
    Ｓｂ：０超～０．１％
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼材。
  7. 　前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、
    Ｔｉ：０超～０．３０％、及び、
    Ｂ：０超～０．００５％
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼材。

  8. 　前記鋼材の成分組成が、質量％で、さらに、
    Ｗ：０超～２．０％
    を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼材。
  9. 　請求項１又は２に記載の肌焼鋼材を加工及び熱処理して得られることを特徴とする機械部品。
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