JP4956146B2 - 鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品 - Google Patents

Description

本発明は、自動車などの輸送機器や、建設機械その他の産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械部品用の素材となる肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品に関するものであり、特に、軸受やＣＶＴ用プーリー、シャフト類、歯車、軸付き歯車などの素材として浸炭処理して使用する際に、比較的高い温度で浸炭処理を行なった場合でも結晶粒が粗大化しない様な特性（以下、「結晶粒粗大化防止特性」ということがある）に優れると共に、鍛造時に割れが発生しないような優れた鍛造性を示す肌焼鋼とその製造方法、並びにこうした肌焼鋼を浸炭処理した浸炭部品に関するものである。

自動車、建設機械、その他の各種産業機械用として用いられる機械部品において、特に耐摩耗性、高疲労強度が要求される部品には、従来から浸炭、窒化および浸炭窒化などの表面硬化熱処理（肌焼き処理）が行なわれている。これらの用途には、通常、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた肌焼鋼を使用し、鍛造・切削などの機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭、浸炭窒化などの表面硬化熱処理を施し、その後、研磨などの仕上工程を経て製造される。

近年、自動車、建設機械、産業機械等に使用される部品の製造コスト低減が望まれており、鍛造・切削等の機械加工にかかるコストを低減する取り組みが行われている。具体的には、切削加工から鍛造への変更や、鍛造加工であっても熱間鍛造から、寸法精度が高く、鍛造後の切削コストを低減できる温間鍛造や冷間鍛造が適用される傾向がある。

また、浸炭処理工程においては、従来のガス浸炭と併せて真空浸炭が用いられるようになっている。この真空浸炭では、浸炭時間を短縮でき、また浸炭部品の表面に浸炭異常層が発生しにくいという利点があるものの、オーステナイト（γ）結晶粒の粗大化が起こりやすいという問題がある。

こうしたことから、温間鍛造や冷間鍛造に適し、しかも真空浸炭処理にも適用できるような浸炭用鋼（肌焼鋼）が求められているのが実情である。浸炭時における肌焼鋼の結晶粒粗大化を防止するために、これまでにも様々な技術が提案されているが、Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ等の元素を添加することによって、ＡｌＮ，Ｎｂ（ＣＮ），ＴｉＣ等の析出物を微細に分散させる技術が汎用されている。

こうした技術として例えば特許文献１には、Ｎｂ析出物と、ＮｂとＡｌの複合組成からなる析出物を利用することによって結晶物の粗大化を防止する技術が提案されている。またこの技術では、Ｔｉを同時添加することも示されているが、これは鋼中のＮがＢと結合してＢＮ化合物を析出し、Ｂによる焼入れ性向上効果を低下する傾向があるので、ＮをＴｉによって捕捉することによってＢによる効果を確保するものである。

また特許文献２には、結晶粒粗大化防止のためにＮｂを積極的に添加すると共に、ＢＮ化合物の析出を抑制するために、ＴｉをＮ量との制約の下で含有させる技術が提案されている。

これらの技術では、結晶粒の粗大化防止のためにＴｉを積極添加するものではなく、Ｂによる焼入れ性向上効果を低減させないためにＮを捕捉させることが目的とされている。

一方、特許文献３では、Ｔｉを０．１超〜０．２％の範囲で積極的に含有させることによって、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ炭・窒化物を微細に析出させることが提案されている。しかしながら、Ｔｉを積極的に含有させると、加工性（特に鍛造性）が劣化することがあり、この技術ではこうした不都合については認識されておらず、鍛造性と結晶粒粗大化防止の両特性を確保することは困難である。
特許第３４８０６３０号公報 特許第３５５１５７３号公報 特開平１０−８１９３８号公報

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、鍛造や冷間鍛造を行なっても良好な鍛造性を示すと共に、浸炭処理のための加熱による結晶粒の粗大化を効果的に抑制することのできる肌焼鋼、およびこうした鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼を製造するための有用な方法、並びにこの肌焼鋼を用いて浸炭した浸炭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、Ｃ：０．０５〜０．３０％（「質量％」の意味、以下同じ）、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、残部は鉄および不可避不純物からなり、且つ鋼材中のＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の最大粒径が２０μｍ以下であると共に、粒径が１μｍ以上、２０μｍ以下である当該窒化物が１ｍｍ²中に平均５０個以下存在する点に要旨を有するものである。

本発明の肌焼鋼には、必要によって更に、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、（ｄ）Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＷ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上の元素、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更に改善される。

上記のような肌焼鋼によって、温間鍛造や冷間鍛造を行なっても良好な鍛造性を示すと共に、鍛造後に浸炭処理しても、結晶粒の粗大化防止が図れるものとなるが、こうした処理を施した浸炭部品では、その表面から１００μｍ深さまでの表層に、ＮｂおよびＴｉを含む複合炭窒化物で大きさが１０〜５０ｎｍのものが３．０個／μｍ²以上存在するものとなる。

一方、上記目的を達成し得た本発明の製造方法とは、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、残部は鉄および不可避不純物からなる鋼材を分塊圧延し、引き続き８００〜１０５０℃の温度に再加熱した後、熱間加工を行う点に要旨を有するものである。
なお分塊圧延では、下記（１）式および（２）式の関係を満足する加熱温度Ｔ１（℃）および加熱時間ｔ（秒）で加熱するか、又は
下記（２）式の関係を満足しかつ１２００〜１３００℃の範囲から選ばれる加熱温度Ｔ１（℃）で１０〜６０分間加熱する。
４０００≦（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ）≦６０００ …（１）
Ｔ１−1030×［Ｎｂ］−600×［Ｔｉ］＋2052×［Ｎ］−1150≧０ …（２）
但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｎｂ，ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。

この製造方法において、対象とする鋼材には、上記したような各種元素を含有することも有用であり、含有させ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、鋼の化学成分を特定すると共に、ＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の形態および個数を特定することによって、熱間鍛造や冷間鍛造を行なっても良好な鍛造性を示すと共に、浸炭処理のための加熱による結晶粒の粗大化を効果的に抑制することのできる肌焼鋼が実現でき、こうした肌焼鋼は各種機械部品用の素材として有用である。

本発明者らは前述した様な従来技術の下で、結晶粒粗大化防止特性と鍛造性を更に改善すべく、それらの性能に影響を及ぼす鋼の成分組成や析出物の存在形態などを主体にして研究を重ねてきた。その結果、鋼の成分組成を特定すると共に、ＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の形態およびその個数を特定してやれば、安定して優れた結晶粒粗大化防止特性と鍛造性を兼ね備えた肌焼鋼が得られることを見出し、本発明を完成した。

本発明では、特にＮｂおよびＴｉの複合添加を行い、ＮｂとＴｉを含む複合窒化物（以下、単に「析出物」と呼ぶことがある）を多量に分散析出させて結晶粒粗大化抑制効果を高めたものである。本発明者らが検討したところによれば、温間・冷間鍛造品の結晶粒の粗大化を防止するには、従来よりも多量の析出物を生成させること、そのためにはＮｂとＴｉの添加量を最適化する必要があることが判明した。また、真空浸炭処理では、表層部において析出物の減少する傾向があり、その部分で結晶粒の粗大化が発生し易いことから、Ｎｂに加えてＴｉを複合添加することによって、析出物（ＮｂとＴｉを含む複合窒化物）の安定化を図り、これによって良好な結晶粒粗大化防止効果が得られたのである。

本発明の肌焼鋼においては、その基本成分も適切に調整する必要があるが、まず鋼の化学成分の範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｃ：０．０５〜０．３０％］
Ｃは部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、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気味となる。しかしＣ含有量が多過ぎると、硬が過度に高くなり過ぎて鍛造性や被削性が低下するので、０．３０％以下に抑える必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．２６％である。

［Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて浸炭部品の表層硬さを確保するのに有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、Ｓｉ含有量が多過ぎると素材の変形抵抗が増し、鍛造性を劣化させることになる。こうしたことから、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．３５％であり、より好ましくは０．１５％以下とするのが良い。

［Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｎは脱酸剤として作用し、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と共に、浸炭焼入れ時の焼入性を著しく高める作用を有している。しかしＭｎの含有量の増加に伴って縞状の偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなる結果、冷間加工性に悪影響を与える。こうしたことから、Ｍｎ含有量は１．０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎの好ましい上限は０．６％であり、より好ましくは０．５％以下とするのが良い。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素（不純物）であり、結晶粒界に偏析して部品の衝撃特性を低下させるので、できるだけ低減することが好ましいい。こうした観点から、Ｐの含有量の上限は０．０３％とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、より好ましくは０．０１５％以下にするのが良い。

［Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）］
Ｓは、Ｍｎと反応してＭｎＳ介在物を形成し、部品の疲労強度、衝撃強度を低下させるのでなるべく低減することが好ましいが、逆に切削性は向上するためその含有量は上記範囲内で適宜調整する必要がある。通常の機械構造用鋼では、疲労強度および衝撃強度の観点から、Ｓ含有量は０．０３％以下に抑制することが好ましい。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、より好ましくは０．０１５％以下にするのが良い。

［Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、炭化物に固溶して炭化物の硬さを向上させる効果があるので耐磨耗性向上に有効である。また、Ｍｎと同様に浸炭焼入れ時の焼入れ性を著しく向上させる効果も発揮する。特に、歯車や軸受等の摺動部品には適量含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼材の強度が高くなり過ぎて被削性・鍛造性が劣化するので２．０％以下とすべきである。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．９％以上とすることが好ましい。またＣｒ含有量の好ましい下限は、１．２％である。

［Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ａｌは脱酸剤として有効に作用し、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発揮する適量含有させることが好ましい。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ₂Ｏ₃）が生成し、疲労特性を低下させるので、０．１％以下に抑えるべきである。Ａｌの好ましい上限は０．０７％であり、より好ましくは０．０５％以下にするのが良い。

［Ｎｂ：０．０５〜０．３０％］
Ｎｂは鋼中のＴｉと複合して、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｎ若しくは（Ｎｂ，Ｔｉ）ＣＮを形成し、浸炭時のγ結晶粒の粗大化を抑制する作用を発揮する。Ｎｂ含有量が０．０５％未満では、十分な数量の析出物が得られず、満足する結晶粒粗大化防止効果が得られない。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えると、鋼の鋳造時に粗大なＮｂ炭・窒化物が生成し、衝撃強度や転動疲労強度を却って劣化させることが懸念される。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１０％以下とするのが良い。

［Ｔｉ：０．０５〜０．１０％］
Ｔｉは、鋼中のＮｂと複合して、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｎ若しくは（Ｎｂ，Ｔｉ）ＣＮを形成し、浸炭時のγ結晶粒の粗大化を抑制する作用を発揮する。Ｔｉ含有量が０．０５％未満では、十分な数量の析出物が得られず、満足する結晶粒粗大化防止効果が得られない。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮ介在物が生成し、切削性や転動疲労強度を低下させる恐れがある。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、より好ましくは０．０８％以下とするのが良い。

［Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）］
Ｎは、できるだけ低減することが好ましい不純物元素である。Ｎ含有量が過剰になると粗大なＴｉＮ介在物が生成して切削性や転動疲労強度を低下させると共に、鋼材の硬さ、変形抵抗を増大させて鍛造性を低下させる。こうした観点からＮ含有量は０．００８０％以下に抑制するのが良い。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下にするのが良い。

［Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）］
Ｏは鋼材に不可避的に含まれる元素であり、過剰に含まれると、粗大な酸化物系介在物が生成して鋼材の疲労特性を低下させるので、できるだけ少なくすることが好ましい。こうした観点からＯ含有量は０．００２０％以下に抑制するのが良い。好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％以下にするのが良い。

本発明の肌焼鋼における必須構成元素は以上の通りであり、残部は実質的にＦｅであるが、該鋼材中に上記説明したものの他、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不純物の混入を許容するものである。

また本発明の肌焼鋼には、上記元素に加えて、必要に応じて、更に（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、（ｄ）Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＷ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上の元素、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更に改善される。これらの成分の範囲限定理由は次の通りである。

［Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）］
ＣｕはＦｅよりも酸化されにくい元素であるので、鋼材の耐食性を向上させる元素として用いられる。従って、耐食性が必要とされる場合には、１．０％以下の範囲で含有させることが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、鋼材の熱間延性が低下して割れ等の問題が起こり易くなる。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は０．３％であり、更に好ましくは０．１％以下とするのが良い。

ＮｉはＣｕと同様に鋼材の耐食性を向上させるのに有効な元素である。またＮｉは、鋼材の耐衝撃性を向上させるのにも有効に作用する。しかし、Ｎｉの含有量が過剰になると、コスト上昇を招くのでその上限は３．０％とすることが好ましい。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、より好ましくは０．３％以上とするのが良い、またＮｉ含有量のより好ましい上限は２．０％であり、更に好ましくは１．５％以下とするのが良い。

［Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは浸炭焼入れ時の焼入れ性を著しく向上させる効果を持つことに加え、耐衝撃強度の向上に有効であり、必要によって含有する。しかし、Ｍｏ含有量が過剰になると、素材硬さが高くなって被削性が低下するので、その含有量は１．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．３５％以下であるが、更に好ましくはＪＩＳ肌焼鋼（ＳＣＭ ４２０：Ｍｏ含有量０．１５〜０．３０％）よりも少ない０．１５％未満にするのが良い。

［Ｂ：０．０００５〜０．００３０％］
Ｂは微量で鋼材の焼入性を大幅に高める作用を有しており、しかも結晶粒界を強化して衝撃特性を高める作用も有している。こうした作用は、０．０００５％以上添加することで有効に発揮される。しかし、それらの効果は、含有量が０．００３０％を超えると飽和する。またＢ含有量が０．００３０％を超えて過剰になると、Ｂ窒化物が生成し易くなり、これが生成すると冷間および熱間加工が悪くなる。Ｂ含有量のより好ましい下限は０．０００８％であり、更に好ましくは０．００１０％以上とするのが良い。Ｂ含有量のより好ましい上限は０．００２５％であり、更に好ましくは０．００２０％以下にするのが良い。

［Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、鋼材中の硫化物の展伸を抑制して衝撃特性を向上させると共に、粗大なＴｉ硫化物の生成を抑制して鍛造性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になって０．０１０％を超えると、粗大な酸化物が生成し材料強度を却って低下させることになる。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．０００８％以上にするのが良い。またＣａ含有量のより好ましい上限は０．００３０％であり、更に好ましくは０．００２０％以下にするのが良い。

［Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）］
ＰｂおよびＢｉは、いずれも鋼材の被削性を向上させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、過剰に含有させると材料強度が低下するので、いずれも０．１％以下とすることが好ましい。好ましい下限はいずれも０．０２％であり、より好ましくは０．０３％以上にするのが良い。またより好ましい上限は、０．０８％であり、更に好ましくは０．０６％以下にするのが良い。

［Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＷ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上］
Ｖ、ＺｒおよびＷは、いずれも炭素および窒素と活性な元素であり、微細な析出物を生成することによって、結晶粒粗大化防止特性を向上させることができるので、いずれも０．５％以下の範囲で含有させても良い。これらの元素のより好ましい上限は０．３％であり、更に好ましくは０．１％以下とするのが良い。

ところで、ＮｂおよびＴｉを含有させると、これらの元素を複合的に含む炭化物、窒化物および炭窒化物等の析出物が生成することになるが、本発明の肌焼鋼では、これら析出物のうち、特にＮｂとＴｉを含む複合窒化物に着目し、その形態および個数を規定することが重要である。これらを規定した理由は下記の通りである。

［ＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の最大粒径が２０μｍ以下である］
ＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物は、鋼の凝固中に溶鋼のＮがＮｂ，Ｔｉと結合することにより、不可避的に生成する介在物である。こうした介在物のうち、粗大な介在物（複合窒化物）は鋼材の加工性（変形能力）を低下させるので、できるだけ微細に生成させることが好ましい。こうしたことから、対象とする複合窒化物の最大径を２０μｍ以下とした。尚、析出物の最大径の測定は、光学顕微鏡を用いて、１０ｍｍ²の視野面積を倍率：１００倍で検鏡し、介在物の大きい順に２０個抽出し、抽出した２０個の平均値で表したものである。

［粒径が１μｍ以上、２０μｍ以下である当該窒化物が１ｍｍ²中に平均５０個以下存在する］
介在物の個数は、鋼材の加工性の観点から少ないほうが好ましく、平均個数で１ｍｍ²中に５０個以下とした。尚、個数の測定は、視野面積１０ｍｍ²のサンプルを用い、光学顕微鏡で、倍率１００倍でランダムに１ｍｍ×１ｍｍの視野を２０視野選択して視野ごとの個数を測定し、１視野当りの平均個数を測定したものである。尚、測定対象となる複合窒化物の粒径を１μｍ以上としたのは、光学顕微鏡で識別できる最小限の大きさを意味する。

本発明の肌焼鋼は、真空浸炭表層部で発生する結晶粒粗大化を防止することを目的として、ＮｂとＴｉを含む複合窒化物を利用するものであるが、浸炭後の部品ではこうした形態が反映して表層部にＮｂとＴｉを含む複合炭窒化物［（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）］は大きさが１０〜５０ｎｍの析出物を３．０個／μｍ²以上存在するような形態となる。尚、部品の表層部とは表面から１００μｍ深さまでの領域を意味し、上記複合炭窒化物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で５万倍程度によって測定できる。

上記の様な特性を備えた肌焼鋼を製造する条件については、前述した化学成分組成を満足する鋼を溶製し、常法に従って鋳造、均熱処理（溶体化処理）、熱間加工（例えば、熱間圧延）すれば良いが、特に凝固開始から凝固終了までの冷却速度を２．５℃／分以上に高めれば、冷却時に晶出するＴｉ系析出物が微細化され、粗大析出物の生成が抑制されるため、冷間加工性（特に、冷間鍛造性）を向上させることができる。前記冷却速度は、粗大なＴｉ系介在物を抑制する上で５℃／分以上とすることが好ましく、より好ましくは７．５℃／分以上である。尚、冷却速度を速くする手段については、鋳造速度の向上、水冷の能力向上が挙げられる。連続鋳造にて鋳片を製造する場合においては、例えば鋳造速度を１．０５ｍ／分以上とし、鋳型での冷却水量を例えばノズル１本当り０．１５ｔｏｎ／時以上とするのが良い。

その他の条件については限定されないが、例えば鋳造後の分塊圧延前の均熱条件（溶体化処理条件）は１２００〜１３５０℃の温度域で５分以上とすることが好ましい。こうした処理を行なうことによって、複合炭窒化物が固溶し、後に微細に析出しやすくなるため結晶粒粗大化防止特性の向上に有用である。尚、あまりに長時間の処理を行なっても効果が飽和するため、生産性の観点から１０時間以下が好ましい。

本発明者らは、上記のような肌焼鋼を製造するための有用な方法について検討してきた。その結果、上記のような化学成分組成を有する鋼材を用い、下記（１）式および（２）式の関係を満足する加熱温度Ｔ１（℃）および加熱時間ｔ（秒）で加熱した後分塊圧延し、引き続き８００〜１０５０℃の温度に再加熱した後、熱間加工を行うようにすれば、上記のような性状を有する肌焼鋼が得られ、こうした肌焼鋼は鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れたものであることを見出している。下記（１）式および（２）式の関係を規定した理由について説明する。
４０００≦（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ）≦６０００ …（１）
Ｔ１−1030×［Ｎｂ］−600×［Ｔｉ］＋2052×［Ｎ］−1150≧０ …（２）
但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｎｂ，ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。

上記 溶体化処理は、鋳造時（連続鋳造や造塊により製造）に生成した粗大な析出物を一旦固溶させ、後行程で結晶粒粗大化防止に有効な微細析出物を生成させるために必要な条件であるが、加熱温度・加熱時間が不足すると、粗大な析出物が素地に十分に溶け込まずに、結晶粒粗大化防止効果が得られないことになる。また逆に、加熱温度・加熱時間が過剰になると、非常に微細な析出物が多数生成して硬度が上昇し、冷間鍛造性を低下させることになる。こうした観点から、本発明者らは、溶体化処理時の加熱温度Ｔ１および加熱時間ｔ（分）が結晶粒の粗大化に与える影響について検討した。

図１は、同じ鋼種を用いて、加熱温度Ｔ１を一定とし、加熱時間ｔを変化させたときの加熱時間ｔが微細析出物（ＮｂおよびＴｉを含む複合炭窒化物で大きさが１０〜５０ｎｍのもの）の個数に与える影響を示したグラフである（後記実施例２の試験Ｎｏ．５６〜６１）。この結果から明らかなように、微細析出物個数は加熱時間に対数的に増加することが分かる。

図２は、同じ鋼種を用いて、加熱時間ｔを一定とし、加熱温度Ｔ１を変化させたときの加熱温度Ｔ１が微細析出物（ＮｂおよびＴｉを含む複合炭窒化物で大きさが１０〜５０ｎｍのもの）の個数に与える影響を示したグラフである（後記実施例２の試験Ｎｏ．５９，６２〜６４）。この結果から明らかなように、微細析出物個数は加熱時間に正比例して増加することが分かる。

これらの結果に基づいて、溶体化処理における加熱温度Ｔ１および加熱時間ｔが、微細析出物個数に与える影響について、データ的に整理したところ、上記（１）式の関係を満足するときに、微細析出物が適度に分散された状態となって、鍛造性を良好にできると共に、結晶粒粗大化防止効果が達成されることが判明したのである。

上記（１）式の関係は、微細析出物の数量が加熱温度Ｔ１に線形的に、加熱時間に対数的に増加することから求められたものであるが、（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ）の値（以下、「Ａ値」と呼ぶ）が６０００を超えると、微細析出物の個数が多くなって、鋼材の硬さが大きくなって鍛造性が劣化する。また上記Ａ値が、４０００未満になると、微細析出物による結晶粒粗大化防止効果が達成されなくなる。尚、上記加熱温度Ｔ１および加熱時間の現実的な範囲は、上記したように加熱温度Ｔ１：１２００〜１３５０℃、加熱時間：５分〜１０時間程度が適切な範囲であるが、上記（１）式は、これらの加熱温度、加熱時間の範囲内で選択されることになる。

上記（１）式の関係は、粗大な析出物を一旦固溶させるために必要な加熱温度Ｔ１と加熱時間ｔについて規定したものである。しかしながら、Ｔｉ，ＮｂおよびＮの含有量によっては、高温で析出物が安定となり、上記（１）式の関係を満足した条件で熱処理（溶体化処理）を行っても、析出物が固溶しない場合がある。こうしたことから、Ｔｉ，ＮｂおよびＮを比較的多く含有させた鋼材では、これらの含有量に応じて加熱温度Ｔ１を上昇させる必要がある。また、ＴｉとＮの親和力が強いので、Ｎ含有量が多い場合には、ＴｉＮの生成が優先的に進行し、ＴｉとＮｂを含む複合窒化物を形成するＴｉ量が減少して、複合窒化物の安定性が低下することになる。これらの現象を考慮して、適正な加熱温度Ｔ１を設定する必要がある。本発明者らは、こうした着想に基づいて、実験によって確認したところ、上記（２）式の関係を満足するように、Ｔｉ、ＮｂおよびＮの含有量に応じて加熱温度Ｔ１を設定すれば良いことが判明した。

上記（２）式は、微細析出物の高温安定性に及ぼす各元素（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎ）の影響を考慮して設定されたものであり、重回帰分析に基づいて求められたものである。（Ｔ１−1030×［Ｎｂ］−600×［Ｔｉ］＋2052×［Ｎ］−1105）の値（以下、「Ｂ値」と呼ぶ）が０未満となると、加熱温度Ｔ１が適切な温度範囲となって、鋳造時に析出した粗大析出物が固溶してその後の工程で微細析出物が形成されることになる。例えば、加熱温度Ｔ１および加熱時間ｔが同一であっても、鋼材の成分に応じて、微細析出物の個数が変化（Ｂ値が大きくなると析出物個数が多くなる）ことになる（後記試験Ｎｏ．６３，６６，６８，７０）。

上記（１）式および（２）式の関係を満足するようにして加熱した後、分塊圧延を施し、引き続き棒鋼や線材に成形するための熱間加工（例えば熱間圧延）を行う必要がある。この熱間加工を行うに当たっては、８５０〜１０５０℃の温度に再加熱する必要がある。この工程（再加熱工程）は、上記熱処理によって固溶状態としたＮｂやＴｉを熱間加工時に粗大析出させないためのものである。

この再加熱温度は、微細析出物を粗大化させない、即ち結晶粒粗大化防止特性を低下させないという観点からできるだけ低温である方が好ましいのであるが、８５０℃未満となるとフェライト＋オーステナイトの２相域となって熱間加工後の組織が混粒となって、結晶粒粗大化防止化防止特性が低下する。

一方、再加熱温度が１０５０℃を超えると、固溶状態にあるＮｂやＴｉが粗大に且つまばらに析出し、結晶粒粗大化防止効果が達成されにくくなる。この再加熱温度の好ましい下限は９００℃程度であり、好ましい上限は１０２５℃程度である。

以下、実施例を挙げて本発明の構成およ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、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可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

［実施例１］
表１，２に示す化学組成の鋼材を溶製炉で溶製し、鋳造時の冷却速度を変えて鋳造し、引き続き１２００℃に加熱し、径：５０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造し、１２８０℃にて６０分間の溶体化処理を行なった。鋳造時の冷却速度は、異なるサイズの鋳型を用いることで変化させた。その後、実機圧延を模擬して９００℃で焼きならし処理を行なった後、球状化処理を施し、鍛造材の断面のＤ／４（Ｄは棒鋼の直径を示す）位置からφ８ｍｍ×１２ｍｍの円柱状の試験片を作成した。

上記円柱状の試験片を用い、プレスで圧縮試験を行ない、変低抵抗および割れ限界を測定することによって冷間鍛造性を評価した。このとき、変形抵抗は７０％の圧縮加工を加えた際の荷重から求めた。また、割れ限界は、５０％の圧縮加工を加えた後、段階的に２．５％ずつの圧縮を加え、割れが発生するまでの加工率を求めた。尚、いずれの試験も端面拘束で行い、変形抵抗測定については３回（ｎ＝３）、割れ限界については８回（ｎ＝８）行い、その平均値を求めた。

結晶粒粗大化試験については、上記円柱状試験片を加工率７０％で圧縮加工した後、真空浸炭炉で９００℃または１０００℃にて浸炭処理［均熱時間：７０分、浸炭／拡散時間：８０分、浸炭ガス：アセチレン（Ｃ₂Ｈ₂）］を行なった後、熱処理を想定して８８０℃で４０分加熱してから６０℃まで油冷した後、オーステナイト結晶粒度をＪＩＳ Ｇ ０５５１に定めるオーステナイト結晶粒度試験方法に準じて測定し、結晶粒度番号で５番以下の粗大粒の面積率によって評価した［５％を超えるもの：不良（×）、５％以下のもの：良好（○）］。

また上記焼きならし処理を行なった鋼材ついて、図３に示す浸炭衝撃試験片を作製した。この試験片について、真空浸炭炉で１０００℃にて浸炭処理（均熱時間：７０分、浸炭／拡散時間：８０分）を行なった後、８８０℃で４０分加熱してから６０℃まで油冷した後、１７０℃×２時間の焼き戻し処理を行ない、ＪＩＳ Ｚ ２２４２で規定されるシャルピー衝撃試験を行ない、その際に測定される吸収エネルギーを測定することによって浸炭後衝撃強度を評価した。これらの試験結果を、鋳造時の冷却速度、前記方法によって測定される窒化物（１〜２０μｍのもの）のサイズ（最大粒径）・個数、炭窒化物（１０〜５０ｎｍのもの）の個数等と共に、一括して下記表３、４に示す。

これらの結果から、次のように考察できる（以下、「Ｎｏ．」は、試験Ｎｏ．を示す）。まず、Ｎｏ．１，５〜３６のものは（Ｎｏ．１と５は同じもの）、本発明で規定する要件の全て満たす実施例であり、耐結晶粒粗大化特性と冷間鍛造性のいずれも良好であることが分かる。

これらに対しＮｏ．２〜４，３７〜５３，５５のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化しており、発明の目的が達成できていない。

［実施例２］
表５に示す化学組成の鋼材（鋼種Ａ〜Ｇ）を真空誘導熔解炉により１５０ｋｇの鋳片を作製し、実機での分塊圧を想定した条件で溶体化処理および熱間加工を行って１５５ｍｍ×１５５ｍｍ×約５００ｍｍのビレット形状とした。このときの溶体化処理条件は下記表６に示す通りである。このときの条件は、加熱温度を１２００〜１３００℃、加熱時間を５〜３００分の範囲で変化させた。尚、試験Ｎｏ．５６〜６１のものは、表５の鋼種Ａを用いて、溶体化処理時の加熱時間ｔを変化させた例である（前記図２）。

引き続き、ビレット形状の試作材をダミー材と溶接して１５５ｍｍ×１５５ｍｍ×約１０ｍのビレットとし、所定の加熱温度に保持した後、圧延ラインにおいてφ４６ｍｍの棒鋼に圧延した。このときの加熱温度は下記表６に示した通りである。尚、試験Ｎｏ．５９，６２〜６４は、鋼種Ａを用いて溶体化処理時の加熱温度Ｔ１を変化させたものである（前記図１参照）。

その後、圧延した棒鋼を約３００ｍｍの長さに切断した後、熱処理炉にて球状化焼鈍を行った。このときの焼鈍条件は、７６０℃に５時間保持した後、その温度から平均冷却速度を１０℃／時として６８０℃まで冷却し（８時間）、その後炉冷した。球状化焼鈍後の硬さを、φ４６ｍｍの棒鋼のＤ／４（Ｄは棒鋼の直径を示す）位置で、ビッカース硬度計を用いて荷重１０ｋｇｆ（９８Ｎ）にて３点測定し、その平均値として求めた。

次に、球状化焼鈍後の棒鋼のＤ／４（Ｄは棒鋼の直径を示す）の位置から、φ１５ｍｍ×２２．５ｍｍの円柱状の試験片（冷間鍛造用試験片）を作製した。上記円柱状の試験片を用い、プレスで圧縮試験を行ない、変低抵抗を測定することによって冷間鍛造性を評価した。このとき、鋼材の冷間抵抗値を加工率１０〜７０％に亘って測定した。また変形抵抗は２０％の圧縮加工を加えた際の荷重から求めた。他の条件は、上記実施例１と同様である。

結晶粒粗大化試験については、上記円柱状試験片を加工率７０％で圧縮加工した後、真空浸炭炉で９００〜１０５０℃にて浸炭処理［均熱時間：７０分、浸炭時間：３８分、拡散時間：４２分、浸炭ガス：アセチレン（Ｃ₂Ｈ₂）］を行なった後、熱処理を想定して８８０℃で４０分加熱してから６０℃まで油冷したものについて、結晶粒観察を行って、結晶粒粗大化状況を判定した。このときの浸炭処理温度は、９００℃から１０５０℃の温度範囲を２５℃刻みとした。また、結晶粒粗大化試験は、試験片の断面を観察し、オーステナイト結晶粒度をＪＩＳ Ｇ ０５５１に定めるオーステナイト結晶粒度試験方法に準じて測定し、結晶粒度番号で５番以下の粗大粒が認められた温度（粗大化温度）によって評価した（この温度が１０００℃以上で粗大化防止特性が良好）。

これらの試験結果を、溶体化処理条件（加熱温度Ｔ１、加熱時間ｔ）、（１）式および（２）式の値、前記方法によって測定される窒化物（１〜２０μｍのもの）のサイズ（最大粒径）・個数、複合炭窒化物（大きさが１０〜５０ｎｍのもの）の個数等と共に、一括して下記表７に示す。

これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．５７〜５９，６３〜６５，６７〜６９，７５のものは、本発明で規定する要件の全て満たす実施例であり、耐結晶粒粗大化特性と冷間鍛造性のいずれも良好であることが分かる。

これらに対しＮｏ．５６，６０〜６２，６６，７０〜７４，７６〜７９のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化しており、発明の目的が達成できていない。

加熱時間ｔが微細析出物の個数に与える影響を示したグラフである。 加熱温度Ｔ１が微細析出物の個数に与える影響を示したグラフである。 実験で採用した衝撃試験評価用の試験片を示す図である。

Claims (16)

1. Ｃ：０．０５〜０．３０％（「質量％」の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．２１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、残部は鉄および不可避不純物からなり、且つ鋼材中のＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の最大粒径が２０μｍ以下であると共に、粒径が１μｍ以上、２０μｍ以下である当該窒化物が１ｍｍ²中に平均５０個以下存在するものであることを特徴とする鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼。
2. 更に、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の肌焼鋼。
3. 更に、Ｍｏ：０．１５％未満（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の肌焼鋼。
4. 更に、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼鋼。
5. 更に、Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼鋼。
6. 更に、Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の肌焼鋼。
7. 更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＷ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を含むものである請求項１〜６のいずれかに記載の肌焼鋼。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の肌焼鋼を用いて浸炭したものであり、浸炭後の部品の表面から１００μｍ深さまでの表層に、ＮｂおよびＴｉを含む複合炭窒化物で大きさが１０〜５０ｎｍのものが３．０個／μｍ²以上存在するものであることを特徴とする浸炭部品。
9. Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、残部は鉄および不可避不純物からなる鋼材を、下記（１）式および（２）式の関係を満足する加熱温度Ｔ１（℃）および加熱時間ｔ（秒）で加熱した後分塊圧延し、引き続き８５０〜１０５０℃の温度に再加熱した後、熱間加工を行うことを特徴とする鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
   ４０００≦（Ｔ１＋２７３）×ｌｏｇ₁₀（ｔ）≦６０００ …（１）
   Ｔ１−1030×［Ｎｂ］−600×［Ｔｉ］＋2052×［Ｎ］−1105≧０ …（２）
   但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｎｂ，ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
10. Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、残部は鉄および不可避不純物からなる鋼材を、下記（２）式の関係を満足しかつ１２００〜１３００℃の範囲から選ばれる加熱温度Ｔ１（℃）で１０〜６０分間加熱した後分塊圧延し、引き続き８５０〜１０５０℃の温度に再加熱した後、熱間加工を行うことを特徴とする鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
    Ｔ１−1030×［Ｎｂ］−600×［Ｔｉ］＋2052×［Ｎ］−1105≧０ …（２）
    但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］および［Ｎ］は、夫々Ｎｂ，ＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。
11. 前記鋼材は、更に、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項９または１０に記載の肌焼鋼の製造方法。
12. 前記鋼材は、更に、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項９〜１１のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
13. 前記鋼材は、更に、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含むものである請求項９〜１２のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
14. 前記鋼材は、更に、Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項９〜１３のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
15. 前記鋼材は、更にＰｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項９〜１４のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
16. 更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）
    およびＷ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を含むものである請求項９〜１５のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。

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