JP5121123B2 - 耐粗粒化特性に優れた高温浸炭用鋼及びその製法並びに高温浸炭用素形品およびその浸炭焼入れ方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間鍛造や冷間鍛造で成形された高温浸炭部品の素形材並びに素形材用の浸炭鋼に関し、高温浸炭しても安定した結晶粒度特性が得られる高温浸炭鋼並びに高温浸炭用素形品に関する。

熱間鍛造や冷間鍛造で成形された高温浸炭部品の素形材用の浸炭鋼は、浸炭時に結晶粒が粗大化する問題がある。この結晶粒の粗大化に対処する多くの技術が開発されており、この結晶粒度を制御する方法として、ａ．ＡｌとＮの適正化やＮｂとＡｌとＮの適正化、あるいはＴｉの適正化により、フェライト・パーライト組織といった主組織とは異なる第２相である析出物を制御する方法が多数出願されている（例えば、特許文献１〜７参照。）。

さらに、ｂ．加熱温度の適正化といった観点から製造条件を適切に調整することにより析出物を制御する方法が多数出願されている（例えば、特許文献８〜１３参照。）。しかし、これだけでは安定した結晶粒度特性は得られないことがわかっており、浸炭後整細粒にするためには、それら条件を限定する必要がある。さらに、析出物を制御する成分が同量かつ同加工条件であっても混粒となる場合がある。

そこで、このような析出物制御とは別に、ｃ．浸炭加熱中のオーステナイト相への変態直後のオーステナイト粒度（初期オーステナイト粒度）の制御が挙げられる。この初期オーステナイト粒度は、浸炭直後の組織状態に大きく左右されるものである。そこで、製造条件を適切に調整することにより浸炭直前の組織をフェライト・パーライト組織に制御する方法も多数出願されている（例えば、特許文献９、１２、１３、１４参照。）。すなわち、フェライト・ベイナイト組織やフェライト・パーライト・ベイナイト組織であると、結晶粒が粗大化し易くなる。

しかし、上記のａ．や、ｂ．の第２相を形成する成分量や製造条件を適切に調整することにより析出物を制御する方法や、ｃ．の浸炭直前の組織をフェライト・パーライト組織に制御する方法などの技術を組み合せたとしても、省エネルギー化を狙った浸炭温度の上昇や、省エネルギー化並びに材料歩留り向上を狙った熱間鍛造温度の低温化あるいは冷間鍛造化を指向する場合には、安定した結晶粒度特性は得られないことがわかってきた。すなわち、ａ．や、ｂ．の第２相を形成する成分量や製造条件を適切に調整することにより析出物を制御する方法を前提とし、この方法でフェライト・パーライト組織が得られたとしても、フェライト・パーライト粒度が小さければ（例えば、特許文献９参照。）、浸炭後の結晶粒は粗大化する場合がある。

このように肌焼鋼を浸炭処理した際に、特定の結晶粒が異常成長し混粒となることがある。このような異常成長に影響を及ぼす因子として、鋼中の微細な析出物の析出状態と、初期オーステナイト粒度があげられる。

この前者の微細な析出物については、ＮｂやＴｉを添加してその量を増やすことでオーステナイト粒度特性を向上する方法が知られている（例えば、非特許文献１参照）。さらに、後者の初期オーステナイト粒度については、鍛造などの浸炭直前の工程におけるミクロ組織の影響を受けるため、フェライト・パーライト組織に制御すれば、その粒度が大きくなり、均一性が高まるため、オーステナイト粒度特性は向上することが知られている（例えば、非特許文献２参照）。

さらに、浸炭直前の粒度を大きくすればオーステナイト結晶粒の粗大化が抑制されることは、オーステナイト域から低速度で冷却する方法から公知である（上記の特許文献９参照。）。しかし、この方法では生産性の点から制約が多い問題があった。

一方、これまでに開発された浸炭用鋼では、微細な析出物の制御や浸炭直前のミクロ組織の制御に対して、析出物を形成する成分であるＡｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎについては粒度特性への影響を考慮した量を設定しているが、それ以外の成分であるＭｎの量については機械特性への影響を考慮しただけであり、粒度特性に対する考慮をしたものは見当たらない。

特開平４−２４７８４８号公報 特開平８−１９９３０３号公報 特開平９−５９７４５号公報 特開平１０−８１９３８号公報 特開２０００−６３９４３号公報 特開２００１−２００３８号公報 特開２００１−２７９３８３号公報 特開平４−１７６８１６号公報 特許２７１６３０１号公報 特開平１０−１３０７２０号公報 特開平１０−１５２７５４号公報 特開平１１−５０１９１号公報 特開２００１−３０３１７４号公報 特開平１１−１０６８６６号公報 ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，１６（２００３），１４３８ ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，１０（１９９７），４７７

上記したようにＴｉＣなどのピンニング粒子で、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止する技術は知られているが、浸炭前の結晶粒が小さすぎると、浸炭温度を上げたときには、かえって粗大化する問題があった。そこで、本発明が解決しようとする課題は、熱間鍛造や冷間鍛造した後、浸炭焼入れする浸炭鋼であって、浸炭処理時に安定して結晶粒の粗大化を防止することのできる高温浸炭用鋼、この鋼からなる高温浸炭用素形品、および、それらの製造方法、並びに、高温浸炭用素形品から高温浸炭した浸炭部品を提供することである。

上記の課題を解決するための本発明の手段において、請求項１の手段は、鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｍｎ：０．６％以下で、かつ、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］は下記（１）式を満足し、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｎ：０．０１〜０．０２％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．５０〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３５％を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる高温浸炭用鋼である。この高温浸炭用鋼は焼入れ端から１／２インチの距離における焼入れ硬さがＨＲＣで２０〜４５である。さらに、この高温浸炭用鋼は９５０℃以上の浸炭焼入れ工程においてオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に抑制できる。
［Ｍｎ］＜２．０−３１／８×［Ｃ］−３／１６×［Ｃｒ］−１１／１６×［Ｎｉ］−［Ｍｏ］・・・（１）

請求項２の手段は、鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｍｎ：０．６％以下で、かつ、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］は上記（１）式を満足し、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．５０〜３．００％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３５％を有し、残部Ｆｅからなる鋼成分および不可避不純物からなる高温浸炭用鋼である。この高温浸炭用鋼は焼入れ端から１／２インチの距離における焼入れ硬さがＨＲＣで２０〜４５である。さらに、この高温浸炭用鋼は９５０℃以上の浸炭焼入れ工程においてオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に抑制できる。

請求項３の手段は、鋼成分は、さらに選択成分として、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有していることを特徴とする請求項１または２の手段の高温浸炭用鋼である。

請求項４の手段は、請求項１〜３の手段のいずれか１項の手段における高温浸炭用鋼において、焼ならし後のフェライト結晶粒度番号が１１番以下である高温浸炭用鋼である。

上記の高温用浸炭用鋼の鋼成分の限定理由を以下に記載する。なお、以下の鋼成分の％は、質量％である。

Ｃ：０．１３〜０．３５％
Ｃは、機械構造用部品として浸炭処理後の芯部強度を確保するために必要な元素である。Ｃの含有量が０．１３％未満ではその効果が十分に得られず、反対に０．３５％を超えると芯部の靭性を低下させる。そのため含有量をＣ：０．１３〜０．３５％とした。

Ｍｎ：０．６％以下
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であると共に、焼入性や強度を向上させるのに有効な元素であるが、Ｍｎの含有量が０．６％を超えるとフェライトの析出温度であるＡｒ₃点の低下に伴い、浸炭直前のフェライト粒度が小さくなるため、浸炭時のオーステナイト結晶粒は粗大化しやすくなる。Ｍｎは特に他の成分に比べて、その効果が大きい成分である。そのため含有量をＭｎ：０．６％以下とした。

Ａｌ：請求項１の手段又は請求項１を引用する請求項３の手段では０．０２〜０．０５％
先ず、請求項１の手段の高温用浸炭用鋼では、Ａｌは浸炭加熱の際に鋼中のＮと結びついてＡｌＮを形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。Ａｌが０．０２％未満では、その効果は不十分である。一方Ａｌが０．０５％を超えるとＡｌＮ析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制への寄与が小さくなる。そのため請求項１の手段又は請求項１を引用する請求項３の手段ではＡｌの含有量を０．０２％〜０．０５％とした。

Ｎｂ：請求項２の手段又は請求項２を引用する請求項３の手段では０．０１〜０．３０％
Ｎｂは、浸炭加熱の際に、鋼中のＣ、Ｎと結びついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。Ｎｂの含有量が０．０１％未満では、その効果は不十分である。一方、０．３０％を超えると、硬さの上昇を招き加工性が劣化すると共に、Ｎｂ（ＣＮ）析出物が粗大になり、結晶粒の粗大化抑制への寄与が小さくなる。そのため請求項２の手段又は請求項２を引用する請求項３の手段ではＮｂの含有量を０．０１〜０．３０％とした。

Ｎ：０．０１０〜０．０２０％
請求項１又は２の手段の鋼のように、ＡｌまたはＮｂの添加により形成されるＡｌＮやＮｂ（ＣＮ）の析出により浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化抑制を目的とする場合には、Ｎの含有量が０．０１０％未満では、その効果は不十分である。一方、０．０２０％を超えると、析出物が粗大になり、高温浸炭時の結晶粒粗大化抑制効果を劣化させる。そのため、請求項１または２の手段では、Ｎの含有量は０．０１０〜０．０２０％とした。

Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ
機械構造用部品の鋼における、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏについては、要求される用途に応じ使用する元素であり、焼入れ端からの距離が１／２インチにおける焼入れ硬さがＨＲＣで２４〜４５である必要がある。
そこで、機械特性を考慮した場合には、Ｓｉ０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％とする。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
これらのうち、Ｓｉは、転動疲労中の組織変化の遅延および焼入性に効果のある元素であるが、Ｓｉが０．０５％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超えると加工性を低下させる。そこでＳｉは０．０５〜０．５０％とした。

Ｃｒ：０．５０〜３．００％
Ｃｒは、焼入性や強度を向上させるのに有効な元素であるが、Ｃｒが０．５０％未満であれば、その効果は充分に期待できない。一方、３．００％を超えると硬さの上昇を招き加工性が劣化する。そこでＣｒは０．５０〜３．００％とした。

Ｎｉ：０．０１〜１．００％
Ｎｉは、焼入性を向上させる元素であるが、Ｎｉの含有量が１．００％を超えると、ベイナイト組織が発生し、加工性、粒度特性が低下する。逆に０．０１％未満であれば、その効果が十分に期待できない。そこでＮｉは０．０１〜１．０％とした。

Ｍｏ：０．０１〜０．３５％
Ｍｏは、焼入性を向上させる元素であるが、Ｍｏが０．３５％を超えると、ベイナイト組織が発生し、加工性、粒度特性が低下する。逆に０．０１％未満であれば、その効果が十分に期待できない。そこでＭｏは０．０１〜０．３５％とした。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、微量の添加により焼入性を向上させる元素であり、Ｂが０．０００５％未満ではその効果が十分得られず、０．００５％を超えると逆に焼入性を低下させる。そこでＢは０．０００５〜０．００５％とした。

さらに、その他の限定理由について以下に説明する。

［Ｍｎ］＜２．０−３１／８×［Ｃ］−３／１６×［Ｃｒ］−１１／１６×［Ｎｉ］−［Ｍｏ］・・・（１）とした理由
Ｍｎ以外の（１）式に示す成分について、それらの添加量を増やしていくと、Ｍｎほどではないが、フェライトの析出温度であるＡｒ₃点の低下に伴い、浸炭直前のフェライト粒度が小さくなる。このため、浸炭時のオーステナイト結晶粒は粗大化しやすくなる。そこで安定的に結晶粒粗大化を抑制するためには（１）式を満足する必要がある。ただし、［Ｃ］量と［Ｍｎ］量は、上記の効果が一番大きいので添加量自体も限定した。

請求項１〜４の各手段で、高温浸炭用鋼は焼入れ端からの距離が１／２インチにおける焼入れ硬さがＨＲＣで２０〜４５とした理由
この高温浸炭用鋼は、焼入れ端からの距離が１／２インチにおける焼入れ硬さがＨＲＣで２０未満であれば、機械構造用部品として必要な浸炭処理後の硬化層深さが得られない。逆にＨＲＣで４５を超えると、（１）式を満足することが難しくなり、かつオーステナイト結晶粒が粗大化し易くなる。そのため、この高温浸炭用鋼は、焼入れ端からの距離が１／２インチにおける焼入れ硬さがＨＲＣで２０〜４５とした。

請求項４の手段で、この高温浸炭用鋼のフェライト結晶粒度番号を１１番以下であるとする理由
８５０〜９５０℃における焼きならし後のフェライト結晶粒が１１番を超えて過度に微細である鋼材を使用して製品加工して浸炭すると、その浸炭のために９５０℃以上に加熱するときにオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒が発生し易くなるからである。そこで、請求項４の手段では、焼きならし後のフェライト結晶粒度番号を１１番以下とした。

請求項５の手段は、請求項１〜４のいずれか１項の手段における高温浸炭用鋼で、加熱する場合は１０５０〜１１００℃に加熱するかまたは１２００〜１２３５℃に加熱して鍛造または圧延加工をして素形品とし、もしくは加熱すること無く冷間鍛造または冷間転造などの冷間加工をした素形品としたものを、９５０℃以上の浸炭焼入れ工程においてオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に抑制した高温浸炭用素形品である。

請求項５の手段は、請求項１〜４のいずれか１項の手段における高温浸炭用鋼を用い、加熱する場合は１０５０〜１１００℃に加熱するかまたは１２００〜１２３５℃に加熱して鍛造または圧延加工をして素形品とし、もしくは加熱すること無く冷間鍛造または冷間転造などの冷間加工をした素形品として限定し、１１００℃超〜１２００℃未満の温度範囲での加熱を除外した理由
加熱温度が１１００℃を超え、かつ、１２００℃未満の場合は、浸炭時のオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を抑制するために必要なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を十分にマトリックス中に固溶させることができず、かつ、浸炭時のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の平均径自体も大きくなり過ぎるため、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大粒の発生を抑制する効果が期待できなくなるからである。加熱することなく冷間鍛造もしくは冷間転造などの冷間加工した素形品については、１２００℃〜１２３５℃の温度域に加熱されることにより浸炭時のオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を抑制するために必要なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を十分にマトリックス中に固溶させることができており、かつ冷間加工前後の再加熱がこの手段の１０５０〜１１００℃のとおりであれば、浸炭時のＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の平均径自体も大きくなり過ぎないため、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大粒の発生を抑制する効果が期待できることによる。

請求項６の手段は、請求項１〜４のいずれか１項の手段における鋼成分からなる高温浸炭用鋼の製造方法であり、請求項１〜４のいずれか１項の手段における鋼成分を有する鋼塊またはブルームから鋼片へ圧延する圧延工程、その後の棒鋼線材への圧延工程および製品への鍛造工程を含めた一連の加工工程の熱履歴において、一度は１２００℃以上の温度域に加熱する工程を有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の高温浸炭用鋼の製造方法である。

この請求項６の手段で、鋼塊またはブルームから、鋼片への圧延工程、その後の棒鋼線材への圧延工程および製品への鍛造工程を含めた一連の加工工程の熱履歴において、一度は１２００℃以上の温度域に加熱する理由
浸炭時に結晶粒の粗大化防止に有効なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を多量に鋼組織中に分散させるため、粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を一旦マトリックス中に固溶させるためである。加熱温度が１２００℃未満の場合は、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）を十分にマトリックス中に固溶させることができない。そのため粗大なＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）が鋼中に存在することとなり、浸炭時にオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒粗大粒の発生が抑制できない。そこで鋼塊またはブルームから鋼片への圧延工程、それに続く棒鋼線材への圧延工程および製品への鍛造工程を含めた一連の加工工程の熱履歴において、一度は１２００℃以上の温度域に加熱することとした。

請求項７の手段は、請求項５の手段の高温浸炭用素形品を９５０℃以上の温度で浸炭焼入れし、オーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を抑制されている素形品の浸炭焼入れ方法である。この手段により浸炭部品が得られる。

請求項７の手段は、請求項５の手段の高温浸炭用素形品を９５０℃以上の浸炭焼入れし、オーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生が抑制されている素形品の浸炭焼入れ方法とする理由
この手段により浸炭部品が得られることによる。

本発明は、鋼中の化学成分のうち、Ａｌ、Ｎｂ、Ｎ量を適正化するだけでなく、Ｍｎ量を調整することにより、従来の浸炭用鋼に比べて、浸炭焼入れ時に高温まで安定して結晶粒の粗大化を起こさない高温浸炭用鋼であり、この高温浸炭用鋼から形成の高温浸炭用素形品並びにこの高温浸炭用素形品から高温浸炭してなる浸炭部品は結晶粒が粗大化しておらず、粒度特性に優れた浸炭部品が得られる。したがって、粒度特性に対して特に過酷な冷間加工後においても追加の熱処理工程の必要がなく、冷間加工後であれ、熱間加工後であれ、９５０℃以上の高温浸炭による生産性の向上を図ることができる。特に本発明であれば、従来あまり示されていない１０５０℃〜１１００℃もしくは１２００℃〜１２３５℃において浸炭をした場合においてさえも、粒度特性に優れた浸炭部品が得られる点で、従来の発明とは大きく異なり優れている。

発明者は、高温浸炭時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を安定して抑制し得る高温浸炭用鋼を提供すべく鋭意検討した。この結果、鋼成分中のＡｌ、Ｎｂ、Ｎの量をそれぞれ適切に制御し、かつ、Ｍｎの量も適切に調整した鋼を用い、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）などの析出物を固溶させることのできる温度で加熱した後、これら析出物が浸炭加熱中でも微細分散された状態にあり、かつ、浸炭前組織の初析フェライト粒度が大きくなるため、高温浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を安定して抑制し得ることを見出した。

この高温浸炭用鋼は、従来からの公知である析出物を形成する成分であるＡｌ、Ｎｂ、Ｎなどの成分量を制御することで、フェライト・パーライト組織といった主組織とは異なる第２相すなわち析出物を形成し、この析出物を固溶させた後、鋼中に微細に分散させることによりオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。さらに、このオーステナイト結晶粒の粗大化の抑制に加えて、鋼中のＭｎ量を調整してフェライト・パーライト組織といった主組織の粒度を大きくさせたところに、本発明では技術的意義がある。鋼中のＭｎ量を調整してその量を従来に比して抑制することにより、フェライトの析出温度であるＡｒ₃点を高温側へ上げることができ、そのことによりフェライト粒度を大きくできる。

表１に示す本発明の実施例の化学組成を有する鋼と表２に示す比較例の化学組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製して１００ｋｇ鋼塊とし、得られた鋼塊を１２００℃に加熱し、φ５０ｍｍの棒鋼材に鍛造した。さらに得られた棒鋼を９００℃で焼きならし、焼ならし鋼材のフェライト結晶粒度番号を測定した。なおフェライト結晶粒度番号の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じた。さらに、上記の棒鋼から機械加工によりφ８ｍｍ×１２ｍｍの試験片を切り出し、加工フォーマスターによる熱間鍛造テストを実施した。さらに焼ならし棒鋼を７８０℃で６時間保持した後に、３０℃／ｈの冷却速度で６５０℃まで徐冷する球状化焼きなまし処理を施した。この棒鋼から機械加工によりφ１４ｍｍ×２１ｍｍの試験片を切り出し、冷間据込試験機による冷間鍛造テストを実施した。また、ＪＩＳ Ｇ ０５６１に準拠した方法で、焼入れ端から１／２インチの距離における硬さを測定した。

表１のＮｏ．１〜Ｎｏ．４、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０は請求項１の発明の、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３０は請求項２の発明の実施例の発明鋼を示す。これに対し、表２のＮｏ．４１〜Ｎｏ．４６は請求項１の比較鋼を示し、Ｎｏ．４１はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．４２はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．４３はＣが本発明より多く、Ｎｏ．４４は焼入れ硬さが本発明より硬く、Ｎｏ．４５はＡｌが本発明より少なく、Ｎｏ．４６はＡｌが本発明より多く、Ｎが本発明より多い。Ｎｏ．４７〜Ｎｏ．５２はＴｉを含有する比較鋼を示し、Ｎｏ．４７はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．４８はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．４９はＣが本発明より多く、Ｎｏ．５０は焼入れ硬さが本発明より硬く、Ｎｏ．５１はＡｌが本発明より少なく、かつＮｏ．４７〜５２はＴｉが含有されておいる。Ｎｏ．５３〜Ｎｏ．５８は請求項２の比較鋼を示し、Ｎｏ．５３はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．５４はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．５５はＣが本発明より多く、Ｎｏ．５６は焼入れ硬さが本発明より硬く、Ｎｏ．５７はＡｌが本発明より少なく、かつＮｂが本発明より少なく、Ｎｏ．５８はＡｌが本発明より少なく、Ｎｂが本発明より多い。Ｎｏ．５９〜Ｎｏ．６４はＴｉを含有する比較鋼を示し、これら中でＮｏ．５９はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．６０はＭｎが本発明より多く、Ｎｏ．６１はＣが本発明より多く、Ｎｏ．６２は焼入れ硬さが本発明より硬く、Ｎｏ．６３はＮｂが本発明より多く、Ｎｏ．６４はＡｌが本発明より多く、Ｎが本発明より多い。

上記の表１および表２において、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０、Ｎｏ．２１Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３０の本発明鋼では、式（１）の右辺の値は全てＭｎ値よりも大きく、式（１）を満足しており、これらの場合はいずれも、オーステナイト結晶粒粗大化が安定的に抑制されている。これに対しＮｏ．４１〜Ｎｏ．６４の比較鋼では、そのうちのＮｏ．４３、Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４９、Ｎｏ．５０、Ｎｏ．５５、Ｎｏ．５６、Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６２は、いずれも式（１）を満足しておらず、オーステナイト結晶粒粗大化が抑制されておらず、下記の表３以降に示すようにフェライト結晶粒度が小さくなっている。

上記の熱間鍛造テストは、高周波加熱により室温から１５ｓｅｃかけて、それぞれ１１００℃と１２００℃の鍛造加熱温度に加熱し、６０ｓｅｃ保持した後、それぞれの鍛造加熱温度マイナス１００℃の温度で高さ７０％の圧縮加工を行い、その後０．７℃／ｓｅｃの冷却速度にて室温まで冷却した。圧縮加工した試験片について、９５０℃以上の温度に加熱してそれぞれ６時間保持した（疑似浸炭処理した）後、水焼入れを行った。得られた鋼材のオーステナイト結晶粒度を調査し、その結晶粒粗大化温度を確認した。

上記の冷間鍛造テストは、上記のφ１４ｍｍ×２１ｍｍの試験片を冷間据込試験機により、高さ７０％分の圧縮を行った後に、９５０℃以上の温度に加熱してそれぞれ６時間保持した（疑似浸炭処理した）後、水焼入れを行い、オーステナイト結晶粒度を調査し、その結晶粒粗大化温度を確認した。

上記のオーステナイト結晶粒度の調査においては、旧オーステナイト結晶粒度の測定をＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて行い、粒度番号６番以下の粗粒が一つでも存在すれば粗大粒発生と判定した。フェライト結晶粒度番号、結晶粒粗大化発生温度をまとめて表３〜表６にそれぞれ示す。

上記の発明鋼における表３、表４のオーステナイト結晶粒度の調査においては、旧オーステナイト結晶粒度の測定をＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて行い、粒度番号６番以下の粗粒が一つでも存在すれば粗大粒発生と判定した。フェライト結晶粒度番号、結晶粒粗大化発生温度をまとめて表３、表４にそれぞれ示す。

上記の比較鋼における表５、表６のオーステナイト結晶粒度の調査においては、旧オーステナイト結晶粒度の測定をＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて行い、粒度番号６番以下の粗粒が一つでも存在すれば粗大粒発生と判定した。フェライト結晶粒度番号、結晶粒粗大化発生温度をまとめて表５、表６にそれぞれ示す。これらの比較鋼において加工前の温度が１１００℃を超え１２００℃未満のものは、結晶粒粗大化発生温度が９２５℃以下であり、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生は抑制できないことがわかる。さらに上記表の比較鋼は加工前加熱温度無しすなわち冷間加工すると、９５０℃未満の９００℃または９２５℃で粗大化する。さらに１１００℃未満の熱間加工でも粗大化温度９５０℃までで粗大化が発生するものもあり、Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４２、Ｎｏ．４４では粗大化温度９２５℃で、Ｎｏ．４５、Ｎｏ．４６は粗大化温度９００℃である。さらに、比較鋼４１〜６２に示すように温度が加工前の加熱温度が１１００℃超〜１２００℃未満では、結晶粒粗大化温度は８７５℃〜９２５℃で粗大化することがわかる。さらにＡｌ、Ｎｂ、Ｎのように析出物形成に添加した量が殆ど変わらなくても、成分が異なれば、粗大化することもあるので、結晶粒粗大化抑制を安定化させるためには、Ｍｎ量を適正化する必要があることがわかる。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｍｎ：０．６％以下で、かつ、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］は下記（１）式を満足し、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．５０〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３５％を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、焼入れ端から１／２インチの距離における焼入れ硬さが２０〜４５ＨＲＣで、９５０℃以上の浸炭焼入れ工程においてオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に抑制できることを特徴とする高温浸炭用鋼。
   ［Ｍｎ］＜２．０−３１／８×［Ｃ］−３／１６×［Ｃｒ］−１１／１６×［Ｎｉ］−［Ｍｏ］・・・（１）
2. 質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３５％、Ｍｎ：０．６％以下で、かつ、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］は下記（１）式を満足し、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．５０〜３．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜０．３５％を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、焼入れ端から１／２インチの距離における焼入れ硬さが２０〜４５ＨＲＣで、９５０℃以上の浸炭焼入れ工程においてオーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に抑制できることを特徴とする高温浸炭用鋼。
   ［Ｍｎ］＜２．０−３１／８×［Ｃ］−３／１６×［Ｃｒ］−１１／１６×［Ｎｉ］−［Ｍｏ］・・・（１）
3. 鋼成分は、さらに選択成分として、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有していることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高温浸炭用鋼。
4. 高温浸炭用鋼は、焼ならし後のフェライト結晶粒度番号が１１番以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項の高温浸炭用鋼。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高温浸炭用鋼で、加工前温度が１０５０〜１１００℃または１２００〜１２３５℃での鍛造または圧延による加工からなる素形品もしくは非加熱の温度での冷間鍛造または冷間圧延による加工からなる素形品であって、９５０℃以上の浸炭焼入れ工程において、オーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に抑制可能としたことを特徴とする高温浸炭用素形品。
6. 請求項１〜４項のいずれか１項に記載の高温浸炭用鋼の製造において、鋼塊またはブルームから鋼片への圧延工程、その後の棒鋼線材への圧延工程および製品への鍛造工程を含めた一連の加工工程の熱履歴において、一度は１２００℃以上の温度域に加熱することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高温浸炭用鋼の製造方法。
7. 請求項５に記載の高温浸炭用素形品を９５０℃以上の温度で浸炭焼入れし、オーステナイトの粒度番号６番以下の粗大粒の発生を抑制することを特徴とする高温浸炭用素形品の浸炭焼入れ方法。