WO2015146837A1 - 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 - Google Patents

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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 relates to carburizing treatment and carbonitriding treatment after cold forging (hereinafter, these may be collectively referred to as “carburizing treatment”) in transportation equipment such as automobiles, construction machinery, and other industrial machines.
  • the present invention relates to a case-hardened steel which is a material for machine structural parts manufactured by surface hardening heat treatment. More specifically, the present invention relates to a case hardening steel that has excellent cold forgeability and can suppress the occurrence of abnormal grains during carburizing.
  • the material of machine structural parts that require high strength in transportation equipment, construction machinery, other industrial machines, etc. is an alloy steel material for mechanical structures such as SCr, SCM, SNCM, etc. defined by JIS standards, so-called skin Generally, hardened steel is used. After this case-hardened steel is formed into a desired part shape by machining such as cold forging or cutting, it is subjected to surface hardening heat treatment such as carburizing treatment or carbonitriding treatment, followed by polishing, etc. Manufactured.
  • the heat treatment time is shortened by increasing the temperature in order to shorten the lead time during production.
  • the temperature of the surface hardening heat treatment is increased, there is a problem that the crystal grains of the mechanical structural component are coarsened and the mechanical characteristics are deteriorated.
  • Patent Documents 1 and 2 have been proposed as techniques for preventing such coarsening of crystal grains.
  • precipitates such as AlN, Nb (CN), TiC and the like are dispersed in steel to exert a pinning effect and prevent coarsening of crystal grains.
  • the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and the object thereof is excellent in cold forgeability, and suppresses grain coarsening in surface hardening heat treatment such as carburizing and carbonitriding. It is to provide a case-hardened steel that can prevent the occurrence of abnormal grains.
  • the case-hardened steel according to the present invention which has solved the above problems, has C: 0.10 to 0.30% (meaning mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.30 to 0.80%, P: more than 0% to 0.030%, S: more than 0% to 0.020%, Cr: 0.80 to 2.00%, Al: 0.01 to 0.10%, N: more than 0% to 0.005%, Ti: 0.038 to 0.200%, B: 0.0005 to 0.0050%, with the balance being iron and inevitable impurities
  • the density of the equivalent circle diameter Ti containing 10 nm or more and less than 200 nm and the density of carbonitride is 10 pieces / ⁇ m 2 or more, and the density of precipitates containing the equivalent circle diameter 200 nm or more containing Ti and S is 0.
  • the metal structure is a pearlite ferrite mixed structure, the surface of the mixed structure
  • the area ratio of pearlite is 25% or less with respect to the entire metal structure, and the area ratio of pearlite with an equivalent circle diameter of 100 ⁇ m or more is 10% or less with respect to the entire metal structure. In particular.
  • the case-hardened steel of the present invention may contain, as necessary, other elements: (I) Mo: more than 0% to 2.0%, (II) Cu: more than 0% to 0.10%, and Ni: 0 It is also useful to contain at least one of more than% to 3.0, etc., and the characteristics of the case-hardened steel are further improved depending on the type of element contained.
  • the chemical composition is appropriately adjusted, and among carbides and carbonitrides containing Ti, the density of the carbide having an equivalent circle diameter of 10 nm or more and less than 200 nm, and the density of the carbonitrides is ensured by a predetermined amount or more.
  • the density of coarse precipitates containing Ti and S is suppressed, and the metal structure is mainly composed of a pearlite ferrite mixed structure, and the pearlite is controlled to a predetermined area ratio and the area ratio of coarse pearlite is suppressed. Therefore, it has excellent cold forgeability and can prevent occurrence of abnormal grains during carburizing treatment.
  • the present inventors have studied the influence of the fine precipitates and the metal structure on the generation of abnormal grains, and have made extensive studies on the precipitation state of the fine precipitates and the metal structure capable of suppressing the generation of abnormal grains.
  • the fine precipitates it is effective to prevent the coarsening of the crystal grains and suppress the generation of abnormal grains, among the carbides containing Ti and the carbonitrides.
  • a predetermined amount of the equivalent diameter of 10 nm or more and less than 200 nm hereinafter sometimes referred to as “10 nm or more of Ti carbide and the like”
  • 10 nm or more of Ti carbide and the like 10 nm or more of Ti carbide and the like
  • 10 nm or more of Ti carbide and the like 10 nm or more of Ti carbide and the like
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the concept of the heat treatment pattern 1 during carburizing treatment and the behavior of precipitates and structures before and after carburizing treatment.
  • STAGE 1 of the heat treatment pattern 1 when there is massive pearlite 6, that is, pearlite having a circle equivalent diameter of 100 ⁇ m or more (hereinafter sometimes referred to as “pearlite agglomerated part”), the carburization heating period
  • the two-phase region that is, the stage 2 of the heat treatment pattern 1
  • the pearlite 5 undergoes austenite transformation and becomes a state of ferrite 7 + austenite 8.
  • Ti carbide of less than 10 nm or Ti carbonitride 2 (hereinafter sometimes referred to as “Ti carbide of less than 10 nm”) precipitated in STAGE 1 gradually dissolves in the matrix as the solid solubility limit increases.
  • the pearlite aggregate part transforms to austenite having a higher solid solubility limit than ferrite, so that Ti of 10 nm or more effective in suppressing abnormal grain generation. Carbide etc.
  • the growth of crystal grains is deeply related to the aggregation of pearlite and the solid solution of fine Ti carbide, etc.
  • the reduction of pearlite aggregation and the pinning effect in the carburizing process It is considered effective to reduce solid solution in a matrix of 10 nm or more Ti carbide or the like that exhibits the above.
  • the metal structure is a pearlite ferrite mixed structure, The area ratio of the mixed structure is 80% or more, (c-2) the area ratio of pearlite is 25% or less with respect to the entire metal structure, and (c-3) the pearlite having an equivalent circle diameter of 100 ⁇ m or more, The area ratio of pearlite aggregates is 10% or less with respect to the entire metal structure
  • Ti carbide having a density of Ti carbide of 10 nm or more is 10 pieces / ⁇ m 2 or more Ti carbide having a density of 10 nm or more works effectively for preventing grain coarsening during carburizing treatment, and can suppress generation of abnormal grains.
  • the density is 10 pieces / ⁇ m 2 or more, preferably 15 pieces / ⁇ m 2 or more, and more preferably 20 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the upper limit of the density of Ti carbide of 10 nm or more is not particularly limited, but is usually 150 pieces / ⁇ m 2 or less, preferably 120 pieces / ⁇ m 2 or less, more preferably 100 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the density of Ti carbide or the like of less than 10 nm is preferably 10 pieces / ⁇ m 2 or more, more preferably 15 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the upper limit of the density of Ti carbide or the like less than 10 nm is not particularly limited, but is usually about 300 pieces / ⁇ m 2 .
  • carbonized_material less than 10 nm is not specifically limited, Since there exists a measurement limit of measuring apparatuses, such as an electron microscope, it is about 2 nm normally.
  • a peak indicating C or N and a Ti peak are detected by elemental analysis using energy dispersive X-ray spectroscopy (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy, EDX) or the like. Means precipitates.
  • (B) Density of coarse Ti—S precipitates is 0.2 pieces / ⁇ m 2 or less
  • the density of coarse Ti—S precipitates is 0.2 pieces / ⁇ m 2 or less, preferably 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less, more preferably 0.10 pieces / ⁇ m 2 or less.
  • the coarse Ti—S precipitate in the present invention means a precipitate from which Ti and S peaks are detected by elemental analysis using EDX or the like.
  • the metal structure is a pearlite ferrite mixed structure, and the area ratio of the mixed structure is 80% or more.
  • the structure of the case hardening steel subjected to cold forging contains a large amount of bainite and martensite. If it is, deformation resistance at the time of cold forging increases and coarsening of crystal grains is likely to occur at the time of subsequent carburizing, so it is necessary to mainly use a pearlite ferrite mixed structure.
  • the area ratio of the pearlite ferrite mixed structure is 80% or more of the total metal structure, more preferably 90% or more, and still more preferably 100%.
  • the structure other than the pearlite ferrite mixed structure is not particularly limited, and is, for example, a single phase of bainite or martensite or a composite structure thereof.
  • C-2 The area ratio of pearlite is 25% or less with respect to the entire metal structure. In order to reduce deformation resistance during cold forging, the area ratio of pearlite is 25% or less with respect to the entire metal structure, preferably 23 % Or less, more preferably 20% or less.
  • C-3) The area ratio of the pearlite aggregates is 10% or less with respect to the entire metal structure.
  • the above (a) Ti carbide of 10 nm or more which is effective for suppressing abnormal grain generation As a result, the pinning effect is lost. Therefore, the area ratio of the pearlite aggregate part is 10% or less, preferably 8% or less, more preferably 5% or less with respect to the entire metal structure.
  • C 0.10 to 0.30%
  • C is an element necessary for ensuring the core hardness necessary for carburized parts. If the C content is less than 0.10%, the static strength as a carburized part is insufficient due to insufficient hardness. In order to effectively exert such effects, the C content is 0.10% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more. However, when C is contained excessively, the amount of pearlite increases and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the C content is 0.30% or less, preferably 0.28% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is an element that acts to improve the surface fatigue characteristics of mechanical structural parts by suppressing the decrease in tempering hardness.
  • the Si content is 0.01% or more, preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the Si content is 0.50% or less, preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.30 to 0.80%
  • Mn is an element effective for enhancing the hardenability during the carburizing process.
  • Mn also acts as a deoxidizer, and is an element that has the effect of increasing the internal quality by reducing the amount of oxide inclusions in the steel.
  • Mn also has an effect of preventing red heat embrittlement.
  • the Mn content is 0.30% or more, preferably 0.35% or more, more preferably 0.400% or more.
  • the Mn content is 0.80%, preferably 0.70% or less, more preferably 0.60% or less.
  • P Over 0% to 0.030% P is an element contained in the steel as an inevitable impurity, and segregates at the grain boundary to deteriorate the impact fatigue characteristics of the mechanical structural component. Therefore, the P content is 0.030% or less, preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less. The smaller the P content, the better. However, it is difficult to make it 0% due to the limitation of the manufacturing process. Therefore, the P content is more than 0%, and usually at least about 0.0001% is included.
  • S Over 0% to 0.020% S is an element that combines with Mn to form MnS and improves machinability when cutting. In order to effectively exert such effects, the S content is more than 0%, preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0003% or more. However, when S is contained excessively, crystal grains may be coarsened due to an increase in the density of coarse Ti—S precipitates or a decrease in the density of Ti carbides of 10 nm or more. Therefore, the S content is 0.020% or less, preferably 0.015% or less, more preferably 0.013% or less, and still more preferably 0.010% or less.
  • Cr 0.80 to 2.00% Cr is an element necessary for promoting carburization and forming a hardened layer on the steel surface.
  • the Cr content is 0.80% or more, preferably 0.90% or more, and more preferably 1.00% or more.
  • the Cr content is 2.00% or less, preferably 1.95% or less, more preferably 1.90% or less, and still more preferably 1.80% or less.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to effectively exert such an effect, the Al content is 0.01% or more, preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more. is there. However, if Al is contained excessively, the deformation resistance of the steel increases and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the Al content is 0.10% or less, preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • N Over 0% to 0.005% N is an element necessary for forming Ti carbide or the like of 10 nm or more that acts to appropriately adjust the crystal grain size of the mechanical structural component.
  • the N content is more than 0%, preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the N content is 0.005% or less, preferably 0.0045% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • Ti 0.038 to 0.200%
  • Ti is an element necessary for forming Ti carbide or the like of 10 nm or more that acts to appropriately adjust the crystal grain size of the mechanical structural component.
  • the Ti content is 0.038% or more, preferably 0.040% or more, more preferably 0.045% or more, and further preferably 0.050% or more.
  • the Ti content is 0.200% or less, preferably 0.180% or less, more preferably 0.150% or less.
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • B is an element that works particularly effectively to improve the hardenability in carburizing treatment even in a small amount, and is an element that strengthens the grain boundary and effectively works to improve impact strength.
  • the B content is 0.0005% or more, preferably 0.0007% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the B content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the basic components of the case hardening steel according to the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that steel contains inevitable impurities brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like.
  • Mo Over 0% to 2.0% Mo is an element that effectively acts to improve the hardenability in the carburizing process.
  • the Mo content is more than 0%, preferably 0.05% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the Mo content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less, and still more preferably 1.2% or less.
  • Cu more than 0% to 0.10% and Ni: more than 0% to 3.0% Cu and Ni, as well as Mo, effectively act to improve the hardenability in the carburizing process. It is an element. Further, Cu and Ni are elements that are less likely to be oxidized than Fe, and thus are effective elements for improving the corrosion resistance of mechanical structural parts. In order to effectively exhibit these actions, the Cu content is more than 0%, preferably 0.03% or more, more preferably 0.04% or more, and further preferably 0.05% or more. The Ni content is more than 0%, preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.08% or more. However, when Cu is excessively contained, hot forgeability is lowered, and problems such as cracking are likely to occur.
  • the Cu content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less. Moreover, since it will become expensive if Ni is contained excessively, Ni content becomes like this. Preferably it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.5% or less, More preferably, it is 2.0% or less. Cu and Ni may contain either one or both.
  • a steel having a predetermined chemical composition is melted in accordance with a normal melting method, cast, split-rolled, and then subjected to bar rolling, in particular, in the series of rolling. It is preferable to appropriately adjust the heating temperature and heating holding time during the rolling of the steel bar and the cooling rate after the steel bar rolling. Specifically, after preheating at 600 to less than 750 ° C., the heating at the time of ingot is 1150 to 1250 ° C. for 0.5 to 1.0 hour, and the heating at the time of rolling the steel bar is 0 to 800 to 1100 ° C. .5 to 1.5 hours. The average cooling rate after rolling the steel bar is 40 ° C./hour or less.
  • the formation of coarse Ti—S precipitates is suppressed, and Ti carbides generated in the casting stage are not dissolved in the matrix as much as possible, and effective for suppressing abnormal grain generation.
  • Precipitates serving as nuclei such as Ti carbides are secured.
  • Ti carbide remaining in the split rolling is Ostwald-grown, and Ti carbide of 10 nm or more effective for abnormal grain growth reaches the above density, and the abnormal grain growth is suppressed during the cooling process.
  • pearlite control is performed to ensure cold forgeability.
  • the steel material is inserted into the main heating furnace, it is heated from room temperature to the partial rolling temperature, but because the residence time at 750 ° C. or higher where the amount of solid solution of Ti carbide or the like increases is long.
  • Ti carbides of 10 nm or more were dissolved in the matrix.
  • the preheating temperature is preferably 600 ° C. or higher, more preferably 630 ° C. or higher.
  • the preheating temperature is preferably less than 750 ° C, more preferably 730 ° C or less.
  • the preheating time is not particularly limited, and may be adjusted so that the temperature of the steel material is uniform. However, if the preheating time is too short, the temperature of the steel material varies, so the preheating time is preferably 0.5 hour. As mentioned above, More preferably, it is 1.0 hour or more.
  • the preheating time is too long, Ti carbide or the like of less than 10 nm is dissolved in the matrix, so that it is preferably 5.0 hours or less, more preferably 3.0 hours or less.
  • preheating after heating and holding in advance in a preheating furnace at a predetermined temperature, heating to a predetermined block rolling temperature in the main heating furnace may be performed.
  • heating temperature at the time of the ingot rolling is lower than 1150 ° C.
  • the load on the rolling mill at the time of the ingot rolling is increased, and it becomes difficult to roll to a desired shape.
  • heating temperature becomes like this.
  • it is 1150 degreeC or more, More preferably, it is 1160 degreeC or more, More preferably, it is 1170 degreeC or more.
  • the heating temperature at the time of the block rolling is preferably 1250 ° C. or less, more preferably 1230 ° C. or less, and further preferably 1200 ° C.
  • the heating and holding time in the temperature range is too long, Ti carbide of 10 nm or more generated in the casting stage is dissolved in the matrix. Therefore, the heating and holding time is preferably 1 hour or less, more preferably 50 minutes or less. On the other hand, if the heating and holding time is too short, the temperature of the steel material is uneven, leading to variations in material quality. Therefore, the heating and holding time is preferably 30 minutes or more, more preferably 35 minutes or more.
  • the heating temperature at the time of steel bar rolling is preferably 800 ° C. or higher, more preferably 820 ° C. or higher, and further preferably 850 ° C. or higher.
  • the heating temperature at the time of steel bar rolling exceeds 1100 ° C., the density of Ti carbide or the like of 10 nm or more decreases. For this reason, heating temperature becomes like this.
  • it is 1100 degrees C or less, More preferably, it is 1050 degrees C or less, More preferably, it is 1000 degrees C or less.
  • the heating and holding time in the above temperature range is too long, the density of Ti carbide or the like of less than 10 nm decreases.
  • the heat holding time is preferably 1.5 hours or less, more preferably 1.25 hours or less.
  • the heating and holding time is preferably 0.5 hours or more, more preferably 0.75 hours or more.
  • an average cooling rate becomes like this.
  • it is 40 degrees C / hour or less, More preferably, it is 30 degrees C / hour or less, More preferably, it is 25 degrees C / hour or less.
  • the case-hardened steel of the present invention can be obtained by satisfying the heating temperature and heating holding time at the time of the block rolling and the steel bar rolling and the cooling rate after the steel bar rolling.
  • the shape of the case-hardened steel of the present invention is not particularly limited, but is, for example, a steel bar having a diameter of 10 to 150 mm.
  • Machine structural parts obtained by carburizing the case-hardened steel of the present invention that satisfies these requirements, that is, the surface of which is carburized, can suppress the occurrence of abnormal grains and have excellent cold forgeability. It will be.
  • mechanical structural parts using the case-hardened steel of the present invention include gears, shafts, continuously variable transmissions (Continuously Variable Transmission, CVT) pulleys, constant velocity joints (Constant Velocity Joint, CVJ), bearings, and the like. Is mentioned.
  • the various steel pieces obtained were heated at the partial rolling temperature and the heating and holding time shown in Table 2 below, then subjected to partial rolling and cooled to room temperature.
  • preheating was performed at 700 ° C. for 1 hour, and then heated to the block rolling temperature.
  • the steel bar was rolled by heating at a steel bar rolling temperature and a heating and holding time shown in Table 2 below, and a steel bar having a diameter of 23 mm was manufactured.
  • a peak indicating C or N is detected, and a precipitate in which a peak of Ti is detected is determined as “a carbide and carbonitride containing Ti”, and a precipitate in which a peak of Ti and S is detected is “ It was judged as “precipitate containing Ti and S”.
  • the precipitate which showed the same aspect in a transmission image determined the precipitate by determining with the same structural element.
  • the density of each precipitate was measured by Sumitomo Metal Technology's Particle Analysis Ver. Measured by 3.0. The measurement visual field was 1.35 ⁇ m ⁇ 1.60 ⁇ m, and five visual fields were observed. The arithmetic average value was defined as the density of each precipitate. The results are shown in Table 3 below.
  • the number density of carbides and carbonitrides containing Ti is each column of “Ti charcoal (nitride) density (pieces / ⁇ m 2 )” according to the equivalent circle diameter, circles containing Ti and S.
  • the number density of precipitates having an equivalent diameter of 200 nm or more is described in “Ti, S precipitate density (pieces / ⁇ m 2 )”.
  • “10-200 nm” represents 10 nm or more and less than 200 nm.
  • a cylindrical specimen having a diameter of 20 mm ⁇ 30 mm is prepared so that the longitudinal direction of the specimen is parallel to the rolling direction, and 50% in the longitudinal direction of the cylindrical specimen.
  • Cold forging was subjected to cold compression, that is, cold forging.
  • “cracking during cold forging” was entered in the table, and the following grain size number was not determined.
  • the test piece in which cracking did not occur during cold forging was carburized for 6 hours at CP (carbon potential) 0.8%, temperatures 930 ° C., 950 ° C., and 980 ° C. for 100 hours.
  • a tempering treatment was performed at 170 ° C. for 120 minutes to obtain a test piece for measuring crystal grain size.
  • the procedure for measuring the grain size is as follows.
  • test No. in Table 3 44 to 60 the chemical composition or manufacturing conditions of the steel were inappropriate, so that the density and metal structure of Ti carbide of 10 nm or more, coarse Ti—S precipitates, and the metal structure can be adjusted to the ranges specified in the present invention.
  • No. No. 44 is an example using steel Z1 with a large amount of C, and the pearlite area ratio increased, and the cold forgeability deteriorated.
  • No. 45 is an example using steel Z2 with a large amount of Si, and cracking occurred during cold forging.
  • No. No. 46 is an example using steel Z3 with a large amount of Mn, and cracking occurred during cold forging.
  • No. No. 47 is an example using steel Z4 with a large amount of S. Coarse Ti—S precipitates increased, the density of Ti carbides of 10 nm or more could not be secured, and abnormal grains were generated.
  • No. No. 48 is an example using steel Z5 with a large amount of Al. The deformation resistance of the steel increased, and cracking occurred during cold forging.
  • No. No. 49 is an example using steel Z6 with a large amount of N, and cracking occurred during cold forging. This is probably because nitrides such as AlN and TiN were excessively formed in the steel.
  • No. 50 is an example using steel Z7 with a small amount of Ti, and the density of Ti carbide of 10 nm or more could not be secured, and abnormal particles were generated.
  • No. 51 is an example using steel Z8 with a large amount of Ti, and cracking occurred during cold forging. This is presumably because excess TiN precipitated in the steel.
  • No. Nos. 52 to 54 are examples in which the production condition B in which the preheating was not performed at the time of the block rolling was adopted, and the density of Ti carbide or the like of 10 nm or more could not be secured, and abnormal particles were generated.
  • No. Nos. 55 to 57 are examples in which production conditions C were employed in which preheating was not performed, heating and holding time at the time of ingot rolling was long, and bar steel rolling was not performed at a predetermined temperature, such as Ti carbide of 10 nm or more. The density could not be secured and abnormal particles were generated.
  • No. Nos. 58 to 60 are examples in which the production condition D is employed, in which preheating is not performed, the heating temperature at the time of the ingot rolling is high, the heating and holding time is long, and the cooling rate after the steel bar rolling is fast.
  • the density of Ti carbide or the like could not be ensured, and the area ratio of the pearlite aggregation portion was high, and abnormal particles were generated.

Abstract

　本発明の肌焼鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｂを所定量含有すると共に、Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上、Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２個／μｍ2以下であり、金属組織が、パーライトフェライト混合組織であり、該混合組織の面積率が８０％以上であって、パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの面積率が金属組織全体に対して１０％以下であることに要旨を有する。

Description

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
　本発明は、自動車等の輸送機器、建設機械、その他の産業機械等において、冷間鍛造後の浸炭処理や浸炭窒化処理（以下、これらをまとめて「浸炭処理」と呼ぶ場合がある）等の表面硬化熱処理をして製造される機械構造部品の素材となる肌焼鋼に関する。より詳細には、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に関する。
　輸送機器、建設機械、その他の産業機械等において、高強度が要求される機械構造部品の素材には、ＪＩＳ規格で定められたＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭ等の機械構造用合金鋼鋼材、いわゆる、肌焼鋼が使用されるのが一般的である。この肌焼鋼を、冷間鍛造や切削等の機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化熱処理を施し、その後研磨等を行うことによって機械構造部品が製造される。
　上記のような表面硬化熱処理においては、製造時のリードタイムを短縮するため、高温化を図ることによって、熱処理時間の短縮化等が行われている。しかしながら、表面硬化熱処理を高温化すると、機械構造部品の結晶粒が粗大化し、機械的特性が劣化するという問題が生じる。
　このような結晶粒粗大化を防止する技術として、例えば特許文献１、２が提案されている。これらの技術では、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ等の析出物を鋼中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している。
特開２００５－１４６３０３号公報 特開２０１２－２０７２４４号公報
　これまで提案されている技術のように、析出物によるピンニング効果を利用した結晶粒粗大化防止技術では、１０ｎｍ以上の微細析出物を利用していると考えられる。しかしながら、本発明者らが調査したところ、これまで提案されてきたピンニング効果を利用した技術では、近年の高温化する浸炭条件においては、析出物密度が不足し、部分的に結晶粒が粗大化して異常粒が発生することが判明した。従来技術では高温化する近年の浸炭条件においては析出物密度が不足し、旧オーステナイト（以下、「旧γ」ということがある）粒の粗大化が発生することや、加熱速度が遅い浸炭条件においてはパーライトがフェライトに先んじてオーステナイト（以下、「γ」ということがある）変態するために、過度にパーライトが凝集する部位では部分的な旧γ粒成長である異常粒成長が生じやすくなることが判明した。
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、冷間鍛造性に優れており、かつ浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化熱処理において結晶粒粗大化を抑制して異常粒発生を防止できる肌焼鋼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、Ｃ：０．１０～０．３０％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～０．８０％、Ｐ：０％超～０．０３０％、Ｓ：０％超～０．０２０％、Ｃｒ：０．８０～２．００％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０％超～０．００５％、Ｔｉ：０．０３８～０．２００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部が鉄、および不可避的不純物であって、Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上、Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２個／μｍ2以下であり、金属組織が、パーライトフェライト混合組織であり、該混合組織の面積率が８０％以上であって、パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの面積率が金属組織全体に対して１０％以下であることに要旨を有する。
　本発明の肌焼鋼は、必要に応じて、更に他の元素として、（Ｉ）Ｍｏ：０％超～２．０％、（ＩＩ）Ｃｕ：０％超～０．１０％およびＮｉ：０％超～３．０の少なくとも１種、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて肌焼鋼の特性が更に改善される。
　本発明によれば、化学組成を適切に調整し、Ｔｉを含有する炭化物、および炭窒化物のうち、円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の該炭化物、及び該炭窒化物の密度を所定量以上確保するとともに、ＴｉおよびＳを含有する粗大な析出物の密度を抑制し、更に金属組織をパーライトフェライト混合組織を主体とし、パーライトを所定の面積率に制御すると共に粗大なパーライトの面積率を抑制しているため、優れた冷間鍛造性を有し、また浸炭処理時の異常粒発生を防止できる。
浸炭処理時の熱処理パターンと浸炭処理前後の析出物と組織の挙動の概念を示した模式図である。 浸炭処理時の熱処理パターンを示した模式図である。
　上記特許文献１、２に開示されているように、Ｔｉを含有する微細析出物は結晶粒粗大化防止に有効であるが、その密度が不足すると、不足した部分で結晶粒の粗大化が生じ、異常粒が発生した状態となる。特に近年の浸炭温度の高温化により、従来までに提案されてきた微細析出物によるピンニング効果では、異常粒発生を十分に抑制することができなかった。
　そこで本発明者らは、微細析出物、および金属組織が異常粒発生に与える影響を検討し、異常粒発生を抑制できる微細析出物の析出状態、および金属組織について鋭意検討を重ねた。その結果、（ｉ）微細析出物のうち、結晶粒の粗大化を防止して異常粒発生を抑制するのに有効に作用するのは、Ｔｉを含有する炭化物、および炭窒化物のうち、円相当直径１０ｎｍ以上、２００ｎｍ未満のものであること（以下、「１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等」ということがある）、また上記（ｉ）の１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を所定量確保するためには、（ｉｉ）Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の粗大な析出物（以下、「粗大なＴｉ－Ｓ析出物」ということがある）を抑制することが重要であること、（ｉｉｉ）また更に金属組織を適切に制御して上記（ｉ）の１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の固溶量を低減することにより、浸炭処理時の異常粒発生を抑制できることを見出し、本発明を完成した。
　本発明者らは、浸炭処理時における異常粒発生が起こる原因について、図１のように考えた。図１は浸炭処理時の熱処理パターン１と浸炭処理前後の析出物と組織の挙動の概念を示した模式図である。浸炭前の状態、すなわち熱処理パターン１のＳＴＡＧＥ１において金属組織には塊状パーライト６、すなわち、円相当直径１００μｍ以上のパーライト（以下、「パーライト凝集部」ということがある）が存在する場合、浸炭加熱期の２相域、すなわち熱処理パターン１のＳＴＡＧＥ２では、パーライト５がオーステナイト変態し、フェライト７＋オーステナイト８の状態となる。この間ＳＴＡＧＥ１で析出していた１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物、もしくはＴｉ炭窒化物２（以下、（「１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等」ということがある）は固溶限の上昇とともにマトリックス中に徐々に固溶する。この際、加熱速度が不十分で２相域の滞在時間が長くなるとパーライト凝集部はフェライトよりも固溶限が高いオーステナイトへと変態するため、異常粒発生抑制に有効な１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等３がマトリックス中へ固溶し、ピンニング効果が失われ局所的な結晶粒が粗大化して異常粒が発生しやすくなる。さらにγ単相域、すなわち熱処理パターンのＳＴＡＧＥ３まで温度を上昇させて保持するとマトリックスの固溶限が更に上昇するため、より多くの１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等３がマトリックス中に固溶し、異常粒が生じやすくなる。
　以上の過程のように結晶粒成長はパーライトの凝集と微細なＴｉ炭化物等の固溶が深く関与しており、結晶粒粗大化を防止するためにはパーライト凝集部の低減と浸炭過程におけるピンニング効果を発揮する１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等のマトリックスへの固溶を低減することが有効であると考えられる。特にピンニング効果を発揮する１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等のマトリックスへの固溶を低減するためには、添加したＴｉをより有効利用することが重要である。そこで、ピンニング効果に有効ではない粗大なＴｉ－Ｓ析出物４の密度を低減しなければならない。
　本発明者らが更に検討を重ねた結果、以下の３要件を満たすことにより、優れた冷間鍛造性を確保しつつ、浸炭処理時の異常粒発生を抑制できることが判明した。
　（ａ）Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物、すなわち、１０ｎｍ以上のＴｉ炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上
　（ｂ）Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物、すなわち、粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度が０．２個／μｍ2以下
　（ｃ）（ｃ－１）金属組織が、パーライトフェライト混合組織であって、該混合組織の面積率が８０％以上であり、（ｃ－２）パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ（ｃ－３）円相当直径が１００μｍ以上のパーライト、すなわち、パーライト凝集部の面積率が金属組織全体に対して１０％以下
　以下、各要件について説明する。
　（ａ）１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度が１０個／μｍ2以上
　１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等は、浸炭処理時の結晶粒粗大化防止に有効に働き、異常粒発生を抑制できる。このような効果を有効に発揮させるため、その密度は１０個／μｍ2以上、好ましくは１５個／μｍ2以上、さらに好ましくは２０個／μｍ2以上である。１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度の上限は特に限定されないが、通常は１５０個／μｍ2以下であり、好ましくは１２０個／μｍ2以下、より好ましくは１００個／μｍ2以下である。
　なお、浸炭処理時に上記１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中に固溶することなく、より有効にピンニング効果を発揮して異常粒発生を抑制するためには、１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等を所定量確保することも有効である。したがって１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等の密度は、好ましくは１０個／μｍ2以上、より好ましくは１５個／μｍ2以上である。１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等の密度の上限は特に限定されないが、通常３００個／μｍ2程度である。なお、１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物のサイズの下限は特に限定されないが、電子顕微鏡等の測定装置の測定限界があるため、通常２ｎｍ程度である。
　本発明におけるＴｉ炭化物等は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＥＤＸ）等を用いた元素分析により、Ｃ又はＮを示すピークが検出されるとともに、Ｔｉのピークが検出される析出物を意味する。
　（ｂ）粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度が０．２個／μｍ2以下
　粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度が多くなりすぎると、異常粒発生の抑制に有効な上記（ａ）１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の個数を確保することができない。そこで粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度は０．２個／μｍ2以下、好ましくは０．１５個／μｍ2以下、より好ましくは０．１０個／μｍ2以下である。粗大なＴｉ－Ｓ析出物は少なければ少ない程よいが、通常は０個／μｍ2を超える値である。本発明における粗大なＴｉ－Ｓ析出物は、ＥＤＸ等を用いた元素分析により、Ｔｉ、およびＳのピークが検出される析出物を意味する。
　（ｃ）（ｃ－１）金属組織が、パーライトフェライト混合組織であって、該混合組織の面積率が８０％以上
　冷間鍛造に供する肌焼鋼の組織は、ベイナイトやマルテンサイトを多く含んでいる場合、冷間鍛造時の変形抵抗が増すことや、その後の浸炭時に結晶粒の粗粒化を生じやすくなることから、パーライトフェライト混合組織を主体とする必要がある。具体的にはパーライトフェライト混合組織の面積率は全金属組織の８０％以上、より好ましくは９０％以上、更に好ましくは１００％である。なお、パーライトフェライト混合組織以外の組織は、特に限定されないが、例えばベイナイトやマルテンサイトの単相またはこれらの複合組織である。
　（ｃ－２）パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下
　また冷間鍛造時の変形抵抗低減のために、パーライトの面積率は金属組織全体に対して２５％以下、好ましくは２３％以下、より好ましくは２０％以下である。
　（ｃ－３）パーライト凝集部の面積率が金属組織全体に対して１０％以下
　パーライト凝集部が多すぎると、異常粒発生抑制に有効な上記（ａ）１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等のマトリックス中への固溶量が増大し、ピンニング効果が失われる。したがって、パーライト凝集部の面積率は金属組織全体に対して１０％以下、好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。
　本発明では上述したように、鋼中における１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を確保するために、粗大なＴｉ－Ｓ析出物を抑制すると共に、金属組織に制御することに加えて、肌焼鋼としての基本的な特性を発揮させるため、その化学組成も適切に調整する必要がある。以下に説明する。
　Ｃ：０．１０～０．３０％
　Ｃは、浸炭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る。Ｃ含有量が０．１０％未満では、硬さ不足により浸炭部品としての静的強度が不足する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、パーライト量が増大し冷間鍛造性を悪化させる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、焼戻し硬さの低下を抑えて機械構造部品の面疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、被削性や鍛造性等の部品成形性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～０．８０％
　Ｍｎは、浸炭処理時の焼入性を高めるのに有効な元素である。またＭｎは、脱酸剤としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。更に、Ｍｎは赤熱脆性を防止する作用も有する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は０．３０％以上、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４００％以上である。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、冷間鍛造性が悪化しやすくなると共に、材質のばらつきが大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．８０％、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　Ｐ：０％超～０．０３０％
　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。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程の制約上０％とすることは難しく、したがってＰ含有量は０％超であり、通常は少なくとも０．０００１％程度は含まれる。
　Ｓ：０％超～０．０２０％
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工するときの被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には、Ｓ含有量は０％超、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００３％以上である。しかしながら、Ｓを過剰に含有させると、粗大なＴｉ－Ｓ析出物密度の増大や、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度の低下によって結晶粒が粗大化することがある。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１３％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｃｒ：０．８０～２．００％
　Ｃｒは、浸炭を促進し、鋼の表面に硬化層を形成するために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ含有量は０．８０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．００％以上である。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、過剰浸炭を引き起こし、機械構造部品の強度を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下、好ましくは１．９５％以下、より好ましくは１．９０％以下、さらに好ましくは１．８０％以下である。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは、脱酸剤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には、Ａｌ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると鋼の変形抵抗が増大し、冷間鍛造性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｎ：０％超～０．００５％
　Ｎは、機械構造部品の結晶粒度を適切に調整するために作用する１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を形成するために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０％超、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、鋼中にＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物が多量に形成され、切削性や冷間鍛造性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｔｉ：０．０３８～０．２００％
　Ｔｉは、機械構造部品の結晶粒度を適切に調整するために作用する１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を形成するために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．０３８％以上、好ましくは０．０４０％以上、より好ましくは０．０４５％以上、更に好ましくは０．０５０％以上である。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、鋼中に過剰にＴｉＮを形成し、切削性や冷間鍛造性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下、好ましくは０．１８０％以下、より好ましくは０．１５０％以下である。
　Ｂ：０．０００５～０．００５０％
　Ｂは、微量でも浸炭処理における焼入性向上に特に有効に作用する元素であり、また結晶粒界を強化し衝撃強度向上に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は０．０００５％以上、好ましくは０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても上記効果は飽和すると共に、Ｂ窒化物が生成されて冷間鍛造性を劣化させる。したがってＢ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　本発明に係る肌焼鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
　更に本発明では、必要に応じて、更に（ａ）Ｍｏ：０％超～２．０％、（ｂ）Ｃｕ：０％超～０．１０％、およびＮｉ：０％超～３．０％の少なくとも１種を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて肌焼鋼の特性が更に改善される。
　Ｍｏ：０％超～２．０％
　Ｍｏは、浸炭処理における焼入性向上に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｏ含有量は０％超、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、切削性や鍛造性を劣化させる。したがって、Ｍｏ含有量は好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下である。
　Ｃｕ：０％超～０．１０％、およびＮｉ：０％超～３．０％の少なくとも１種
　Ｃｕ、およびＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性向上に有効に作用する元素である。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改善にも有効に作用する元素である。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ含有量は０％超、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉ含有量は０％超、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．０８％以上である。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間鍛造性が低下し、割れなどの問題が発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。またＮｉを過剰に含有させると、コスト高となるため、Ｎｉ含有量は好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％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。
　本発明の肌焼鋼を製造するためには、所定の化学組成の鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造、分塊圧延した後、棒鋼圧延するという一連の工程において、特に分塊圧延時、および棒鋼圧延時の加熱温度と加熱保持時間、並びに棒鋼圧延後の冷却速度を適切に調整することが好ましい。具体的には、まず６００～７５０℃未満で予備加熱した後、分塊時の加熱は１１５０～１２５０℃で０．５～１．０時間とし、棒鋼圧延時の加熱は８００～１１００℃で０．５～１．５時間とする。また棒鋼圧延後の平均冷却速度は４０℃／時間以下とする。
　本発明において、分塊圧延では、粗大なＴｉ－Ｓ析出物の生成を抑制すると共に、鋳造段階で生成したＴｉ炭化物等をできるだけマトリックス中に固溶させず、異常粒発生抑制に有効な１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の核となる析出物を確保する。
　また棒鋼圧延では、分塊圧延にて残存させたＴｉ炭化物等をオストワルド成長させ、異常粒成長に有効な１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等を上記密度に到達させると共に、その冷却過程では異常粒成長の抑制ならびに冷間鍛造性の確保のためパーライト制御を行う。
　従来の分塊圧延では、鋼材を本加熱炉へ挿入した後、室温から分塊圧延温度まで加熱しているが、Ｔｉ炭化物等の固溶量が多くなる７５０℃以上での滞在時間が長いため、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中に固溶していた。ところが分塊圧延温度に到達するまでに所定の温度で予備加熱を行って鋼材の温度を均一にしてから、分塊圧延温度に加熱することで１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の固溶を抑制できる。このような効果を発揮するためには、予備加熱温度は好ましくは６００℃以上、より好ましくは６３０℃以上である。しかしながら予備加熱温度が高すぎると１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の固溶量が多くなる。したがって予備加熱温度は好ましくは７５０℃未満、より好ましくは７３０℃以下である。予備加熱時間は特に限定されず、鋼材の温度が均一となるように調整すればよいが、予備加熱時間が短すぎると鋼材の温度にバラツキが生じるため、予備加熱時間は好ましくは０．５時間以上、より好ましくは１．０時間以上である。一方、予備加熱時間が長すぎると、１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶するため、好ましくは５．０時間以下、より好ましくは３．０時間以下である。予備加熱を行う場合は、あらかじめ予備加熱炉で所定の温度で加熱保持した後、本加熱炉で所定の分塊圧延温度まで加熱すればよい。
　分塊圧延時の加熱温度が１１５０℃を下回ると、分塊圧延時の圧延機への負荷が大きくなり、所望形状への圧延が困難になる。このため、加熱温度は好ましくは１１５０℃以上、より好ましくは１１６０℃以上、さらに好ましくは１１７０℃以上である。しかしながら、加熱温度が高くなり過ぎると、鋳造段階で生成した１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶すると共に、粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度が増大する。したがって分塊圧延時の加熱温度は好ましくは１２５０℃以下、より好ましくは１２３０℃以下、さらに好ましくは１２００℃以下である。また前記温度範囲での加熱保持時間が長すぎると、鋳造段階で生成した１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等がマトリックス中へ固溶する。したがって加熱保持時間は、好ましくは１時間以下、より好ましくは５０分以下である。一方、加熱保持時間が短すぎると鋼材の温度ムラができ、材質のばらつきにつながるため、加熱保持時間は好ましくは３０分以上、より好ましくは３５分以上である。
　上記棒鋼圧延時の加熱温度が８００℃を下回ると、棒鋼圧延機への負荷が大きくなり、所望形状への圧延が困難になる。このため棒鋼圧延時の加熱温度は好ましくは８００℃以上、より好ましくは８２０℃以上、さらに好ましくは８５０℃以上である。しかしながら、棒鋼圧延時の加熱温度が１１００℃を超えると、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度が低下する。このため、加熱温度は好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０５０℃以下、更に好ましくは１０００℃以下である。また前記温度範囲での加熱保持時間が長すぎると、１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等の密度が低下する。このため加熱保持時間は好ましくは１．５時間以下、より好ましくは１．２５時間以下である。一方、加熱保持時間が短すぎると鋼材の温度ムラがあり、材質のばらつきにつながるため、加熱保持時間は好ましくは０．５時間以上、より好ましくは０．７５時間以上である。
　棒鋼圧延後、室温まで冷却するが、棒鋼圧延後の冷却速度が速すぎると、パーライト、およびパーライト凝集部が過剰に生成し、それぞれ冷間鍛造性の悪化、異常粒成長の発生を引起す要因となる。このため平均冷却速度は好ましくは４０℃／時間以下、より好ましくは３０℃／時間以下、さらに好ましくは２５℃／時間以下である。
　上記のように分塊圧延時、および棒鋼圧延時の加熱温度と加熱保持時間、並びに棒鋼圧延後の冷却速度の条件を満足させることによって、上記本発明の肌焼鋼が得られる。
　本発明の肌焼鋼の形状は特に限定されないが、例えばφ１０～１５０ｍｍの棒鋼である。このような要件を満足する本発明の肌焼鋼に、浸炭処理を施して得られる、すなわち表面が浸炭処理されている機械構造部品は、異常粒発生を抑制でき、また冷間鍛造性に優れたものとなる。
　本発明の肌焼鋼を用いた機械構造部品としては、具体的に、歯車、シャフト類、無段変速機（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙ　Ｖａｒｉａｂｌｅ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ、ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（Ｃｏｎｓｔａｎｔ　Ｖｅｌｏｃｉｔｙ　Ｊｏｉｎｔ、ＣＶＪ）、軸受等が挙げられる。
　本願は、２０１４年３月２７日に出願された日本国特許出願第２０１４－０６６０９８号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１４年３月２７日に出願された日本国特許出願第２０１４－０６６０９８号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す化学組成を満たす鋼を、通常の溶製法に従って溶製炉で溶製し、鋼片を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた各種鋼片を用い、下記表２に示す分塊圧延温度、および加熱保持時間で加熱した後、分塊圧延を行い、室温まで冷却した。なお、条件Ａでは７００℃で１時間の予備加熱を行ってから分塊圧延温度まで加熱した。次いで、下記表２に示す棒鋼圧延温度、及び加熱保持時間で加熱して棒鋼圧延を行い、直径：２３ｍｍの棒鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物等、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等、および粗大なＴｉ－Ｓ析出物の観察を次の手順で行った。
（１）各析出物の密度の測定
　得られた棒鋼の横断面、すなわち、棒鋼の軸心と垂直な断面を機械研磨した後、電解研磨を行い、ナイタール液、すなわちエタノールと３％硝酸との混合液によるエッチングの後、カーボン蒸着を行う抽出レプリカ法によりレプリカ膜を作製した。析出物の観察は、前記横断面の棒鋼直径Ｄ／４位置を、日立製作所製の透過電子顕微鏡Ｈ－８００を用いて７５０００倍で観察することにより行った。観察された析出物の構成元素は、堀場製作所製ＥＤＸ分析装置ＥＭＡＸ－７０００による点分析により測定した。Ｃ又はＮを示すピークが検出されるとともに、Ｔｉのピークが検出される析出物を「Ｔｉを含有する炭化物及び炭窒化物」と判断し、Ｔｉ及びＳのピークが検出される析出物を「Ｔｉ及びＳを含有する析出物」と判断した。なお、透過画像にて同様の様相を呈する析出物は同一の構成元素と判定することにより析出物の判定を行った。また、各析出物の密度は、住友金属テクノロジー社製粒子解析Ｖｅｒ．３．０により測定した。測定視野は１．３５μｍ×１．６０μｍとして、５視野観察し、その算術平均値を各析出物の密度とした。結果を下記表３に示す。なお、表中、Ｔｉを含有する炭化物及び炭窒化物の個数密度は円相当直径に応じて「Ｔｉ炭（窒）化物密度（個／μｍ2）」の各欄、Ｔｉ及びＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の個数密度は「Ｔｉ、Ｓ析出物密度（個／μｍ2）」に記載した。なお、表３中、「１０－２００ｎｍ」は１０ｎｍ以上、２００ｎｍ未満を表す。
（パーライト面積率（％）、フェライト面積率（％）、および円相当直径１００μｍ以上のパーライト面積率（％）の測定）
　次に、得られた棒鋼のＤ／４位置において、棒鋼の横断面を機械研磨した後、ピクラル液によりエッチングを行い、光学顕微鏡により１００倍で観察を行った。金属組織分率の判定は住友金属テクノロジー社製粒子解析Ｖｅｒ．３．０により行った。さらに円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの視野内における面積率を測定し、「パーライト凝集部面積率（％）」欄に記入した。
　次に、得られた棒鋼のＤ／４位置を中心として、試験片の長手方向が圧延方向と並行になるようにφ２０ｍｍ×３０ｍｍの円柱試験片を作製し、円柱試験片の長手方向に５０％の冷間圧縮、すなわち冷間鍛造を行った。この際、割れが発生した試験片については表中に「冷鍛時　割れ発生」と記入すると共に、下記結晶粒度番号の判定は行わなかった。一方、冷間鍛造時に割れが発生しなかった試験片は図２で示すとおり、ＣＰ（カーボンポテンシャル）０．８％、温度９３０℃、９５０℃、９８０℃の各温度で６時間浸炭して１００℃の油浴に浸漬して油冷９した後、１７０℃で１２０分間の焼戻し処理を行って、結晶粒度測定用の試験片とした。結晶粒度測定の手順は以下の通りである。
　（２）旧オーステナイト粒の結晶粒度番号の判定
　前記した結晶粒度測定用の試験片の、圧縮方向に平行な面を切出し、ナイタール液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で観察し、ＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を測定した。粒度番号の測定は、圧縮端部の表層部、すなわち表面から２ｍｍの深さで行い、結晶粒が最も大きくなった部分の粒度番号を測定し、最大γ粒度とした。そして最大γ粒度が６．０以上であるものを、異常粒の「発生なし」と評価した。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の試験Ｎｏ．１～４３は、本発明で規定する化学組成を満足する鋼を、適切な製造条件で製造したため、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等、粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度、および金属組織を本発明の要件を満足するように調整でき、浸炭処理時の異常粒発生を抑制できた。
　一方、表３の試験Ｎｏ．４４～６０は、鋼の化学組成または製造条件が不適切だったため１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等や粗大なＴｉ－Ｓ析出物の密度、金属組織を、本発明で規定する範囲に調整することができず、冷間鍛造時に割れが発生、あるいは浸炭処理時に異常粒が発生した。
　Ｎｏ．４４は、Ｃ量が多い鋼Ｚ１を用いた例であり、パーライト面積率が高くなり、冷間鍛造性が悪化した。
　Ｎｏ．４５は、Ｓｉ量が多い鋼Ｚ２を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。
　Ｎｏ．４６は、Ｍｎ量が多い鋼Ｚ３を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。
　Ｎｏ．４７は、Ｓ量が多い鋼Ｚ４を用いた例であり、粗大なＴｉ－Ｓ析出物が増加し、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保できず、異常粒が発生した。
　Ｎｏ．４８は、Ａｌ量が多い鋼Ｚ５を用いた例であり、鋼の変形抵抗が増大し、冷間鍛造時に割れが発生した。
　Ｎｏ．４９は、Ｎ量が多い鋼Ｚ６を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。これは鋼中にＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物が過剰に形成されたためと考えられる。
　Ｎｏ．５０はＴｉ量が少ない鋼Ｚ７を用いた例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保できず、異常粒が発生した。
　Ｎｏ．５１はＴｉ量が多い鋼Ｚ８を用いた例であり、冷間鍛造時に割れが発生した。これは鋼中に過剰なＴｉＮが析出したためと考えられる。
　Ｎｏ．５２～５４は、分塊圧延時に予備加熱を行わなかった製造条件Ｂを採用した例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保できず、異常粒が発生した。
　Ｎｏ．５５～５７は、予備加熱を行わず、また分塊圧延時の加熱保持時間が長く、所定の温度で棒鋼圧延を行わなかった製造条件Ｃを採用した例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保することができず、異常粒が発生した。
　Ｎｏ．５８～６０は、予備加熱を行わず、また分塊圧延時の加熱温度が高いとともに加熱保持時間が長く、さらに棒鋼圧延後の冷却速度が速い製造条件Ｄを採用した例であり、１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物等の密度を確保することができず、またパーライト凝集部の面積率が高く、異常粒が発生した。
１　熱処理パターン
２　１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物もしくはＴｉ炭窒化物
３　１０ｎｍ以上のＴｉ炭化物もしくはＴｉ炭窒化物
４　Ｔｉ，Ｓを含有する粗大な析出物
５　パーライト粒
６　塊状パーライト
７　フェライト粒
８　オーステナイト粒
９　油冷

Claims (3)

  1. 　Ｃ　：０．１０～０．３０％（質量％の意味。以下、同じ。）、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．３０～０．８０％、
    　Ｐ　：０％超～０．０３０％、
    　Ｓ　：０％超～０．０２０％、
    　Ｃｒ：０．８０～２．００％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
    　Ｎ　：０％超～０．００５％、
    　Ｔｉ：０．０３８～０．２００％、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００５０％
    を含有し、残部が鉄、および不可避的不純物であって、
    　Ｔｉを含有する円相当直径１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満の炭化物、および炭窒化物の密度が１０個／μｍ2以上、
    　Ｔｉ、およびＳを含有する円相当直径２００ｎｍ以上の析出物の密度が０．２個／μｍ2以下であり、
    　金属組織が、パーライトフェライト混合組織であって、該混合組織の面積率が８０％以上であり、
    　パーライトの面積率が金属組織全体に対して２５％以下であり、かつ
    　円相当直径が１００μｍ以上のパーライトの面積率が金属組織全体に対して１０％以下であることを特徴とする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。
  2. 　更に、Ｍｏ：０％超～２．０％を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
  3. 　更に、Ｃｕ：０％超～０．１０％、およびＮｉ：０％超～３．０％の少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。
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