JP2015042766A - 肌焼鋼鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】浸炭部品に、JISで規定されたSCM420Hを素材鋼とする場合と同程度以上の良好な曲げ疲労強度とピッチング強度を確保させることができ、成分コストが低く、熱間および冷間での良好な加工性も具備する肌焼鋼鋼材の提供。【解決手段】C：0.10〜0.24％、Si：0.16〜0.35％、Mn：0.40〜0.94％、S：0.005〜0.050％、Cr：1.65〜1.90％、Al：0.015〜0.060％、N：0.0130〜0.0250％と、残部がFe及び不純物とからなり、〔15≰Mn／S≰150〕、〔0.75≰Cr／（Si＋2Mn）≰1.40〕及び〔0.30≰Si?Cr≰0.65〕で、不純物中のP≰0.020％、Ti≰0.005％及びO≰0.0020％であり、熱間加工ままの硬さがHV300以下である肌焼鋼鋼材。Feの一部に代えて、Cu≰0.20％、Ni≰0.20％、Mo≰0.03％、V≰0.20％、Nb≰0..060％、Ca≰0.0050％から選択される1種以上を含有してもよい。【選択図】なし

Description

本発明は、肌焼鋼鋼材に関する。詳しくは、成分コストが低く、しかも、曲げ疲労強度および面疲労強度（ピッチング強度）に優れ、自動車用歯車やシャフトなど浸炭部品の素材として用いるのに好適な肌焼鋼鋼材に関する。

自動車部品、なかでもトランスミッションに用いられる歯車、シャフトなどの部品は、曲げ疲労強度向上およびピッチング強度向上の観点から、一般に、浸炭焼入などの表面硬化処理を行った後、焼戻しを施して製造されている。

なお、上記の「浸炭焼入」は、一般に、素材鋼（生地の鋼）として低炭素の「肌焼鋼」を使用し、Ａｃ₃点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入する処理である。

近年、自動車に、軽量化・高トルク化が要求されている。このため、上記自動車用歯車など浸炭部品には、従来にも増して高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とが必要となっている。なお、本明細書においては、以下「浸炭部品」を「歯車」で代表させて説明する。

肌焼鋼にＮｉ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素を多量に含有させると、歯車に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保させることができるものの、合金元素増量による成分コストの上昇を招いてしまう。

しかしながら、ＮｉとＭｏはいずれも、浸炭層の深さおよび芯部（生地）の硬さを大きくする重要な元素であり、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素である。しかも、ＮｉとＭｏはともに非酸化性の元素であるため、ガス浸炭の際に表面に生成する粒界酸化層の深さを増大させることなく浸炭層の焼入性を向上させる効果も有している。

このため、歯車の素材となる「肌焼鋼」には、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＮＣＭ２２０Ｈなどの「ニッケルクロムモリブデン鋼」またはＳＣＭ４２０Ｈなどの「クロムモリブデン鋼」が使用されることが多い。しかしながら、特に近年のＮｉおよびＭｏの価格高騰の状況を踏まえて、ＮｉおよびＭｏの含有量を極力抑えて成分コストが低く、しかも、歯車に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させることができる肌焼鋼鋼材に対する要望が極めて大きくなっている。

そこで、前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１に、「浸炭及び浸炭窒化処理用高クロム鋼」が提案されている。

具体的には、特許文献１に、質量パーセントで、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．９０〜１．４０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．２５〜１．７０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｏ：０．００１５％以下およびＮ：０．０１００〜０．０２００％と、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｉ：０．１５％以下およびＭｏ：０．１０％以下、（ｂ）Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、ならびに、（ｃ）Ｓ：０．００５〜０．０３５％、Ｐｂ：０．０１〜０．０９％、Ｂｉ：０．０４〜０．２０％、Ｔｅ：０．００２〜０．０５０％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％およびＣａ：０．０００１〜０．０１００％、に示される元素から選択される１種以上と、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素とからなる鋼を１２００℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で熱間圧延等の熱間成形を終了後、３０℃／分以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却して得たことを特徴とする「浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼」が開示されている。

特開２００１−１５２２８４号公報

前述の特許文献１で開示された技術は、Ｓｉの含有量を低く抑えて粒界酸化を低減する技術的思想を有するものの、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く粒界酸化層および不完全焼入層（以下、総称して「浸炭異常層」ということがある。）の深さを抑制することについての配慮がなされていない。このため、特許文献１の技術は、必ずしも、歯車、シャフトなどの部品に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保させることができるというものではない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、高価な元素であるＮｉおよびＭｏを極力含有しない場合であっても、歯車に対して、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈを素材鋼とする場合と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度を確保させることができるとともに、成分コストが低く、しかも、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性も具備する肌焼鋼鋼材を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、鋼の成分組成を、ＮｉおよびＭｏ含有量低減のために生ずる焼入性の低下を抑止することができるものとする必要がある。

（ｂ）粗大なＭｎＳの生成によって、曲げ疲労強度の低下が生じるので、高い曲げ疲労強度の確保のためには、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが必要である。

（ｃ）粗大なＭｎＳは熱間圧延、熱間鍛造などの熱間加工時の割れ、さらには冷間鍛造時の割れの起点となる。このため、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを抑制するためにも粗大なＭｎＳを極力少なくする必要がある。

（ｄ）粗大なＭｎＳを極力少なくするためには、ＭｎとＳの個々の含有量の制御だけではなく、ＭｎとＳの含有量バランスを適正化することが必要である。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ〕の式で表されるＦｎ１について、〔１５≦Ｆｎ１≦１５０〕に制御することによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができる。このため、良好な熱間加工性および冷間鍛造性を確保して熱間加工時および冷間鍛造時の割れを抑制するとともに、高い曲げ疲労強度を確保するためには、ＭｎおよびＳの個々の含有量を制御するとともに、それらが前記の関係式を満たすようにする必要がある。

そこでさらに本発明者らは、ＮｉおよびＭｏの含有量低減に見合う分の焼入性を確保し、しかも、ＭｎとＳの含有量とそのバランスを適正化して粗大なＭｎＳの生成を抑制した鋼について、種々の検討を行った。その結果、下記（ｅ）〜（ｉ）の知見を得た。

（ｅ）ＮｉおよびＭｏ含有量低減のために生ずる焼入性低下と粗大なＭｎＳの生成を抑制するだけでは、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保することはできない。焼入性の確保と粗大なＭｎＳの生成の抑制に加えて、浸炭異常層の深さ、つまり、粒界酸化層および不完全焼入層の深さを小さくすることも必要である。

（ｆ）酸化性の元素、なかでも、Ｃｒ、ＳｉおよびＭｎの含有量バランスを適正化することによって浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さを小さくすることができる。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の式で表されるＦｎ２について、〔０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０〕に制御することによって、浸炭異常層の深さを小さくすることが可能となり、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保することができる。

（ｇ）ＮｉおよびＭｏの含有量を極力抑えた成分組成の場合に、浸炭焼入後の高温強度すなわち焼戻し軟化抵抗を確保するには、ＳｉとＣｒの含有量バランスを適正化することが必要である。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ〕の式で表されるＦｎ３について、〔０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５〕に制御することによって、高い焼戻軟化抵抗が確保できて、高いピッチング強度が得られるので、良好な耐ピッチング性を備えることができる。

（ｈ）高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−１３のＡ法に準拠して測定したタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物、つまり、主にＡｌ₂Ｏ₃系介在物であるタイプＢの介在物および主にＴｉＮ系介在物であるタイプＤの介在物のうちで厚さの大きいもの、を抑制する必要がある。これは、上述したタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物が疲労破壊の起点となるためである。

（ｉ）上記のタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物を抑制するためには、不純物のうちでも特にＴｉおよびＯ（酸素）の含有量をそれぞれ、０．００５％以下および０．００２０％以下に制御する必要がある。また、タイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物を抑制するためには、真空溶解炉で溶製するか、転炉で溶製する場合には、二次精錬を繰り返すか、連続鋳造の際に電磁攪拌を行うことが望ましい。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す肌焼鋼鋼材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２４％、Ｓｉ：０．１６〜０．３５％、Ｍｎ：０．４０〜０．９４％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：１．６５〜１．９０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％およびＮ：０．０１３０〜０．０２５０％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
下記の(1)式、(2)式および(3)式で表されるＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３が、それぞれ、１５≦Ｆｎ１≦１５０、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５であり、
不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下である化学組成を有し、
熱間加工ままの硬さがＨＶ３００以下であることを特徴とする、肌焼鋼鋼材。
Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・(1)、
Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・(2)、
Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ・・・(3)。
ただし、(1)式、(2)式および(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下およびＭｏ：０．０３％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の肌焼鋼鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０６０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の肌焼鋼鋼材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の肌焼鋼鋼材。

（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有し、球状化焼鈍処理した後の硬さがＨＶ１８０以下であることを特徴とする、肌焼鋼鋼材。

本発明の肌焼鋼鋼材は成分コストが低く、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性を有する。しかも、この肌焼鋼鋼材を素材とする浸炭部品は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈを素材とする浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度を具備している。このため、本発明の肌焼鋼鋼材は、軽量化・高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が要求される自動車用歯車、シャフトなど浸炭部品の素材として用いるのに好適である。

実施例で行った熱間圧縮試験について説明する図で、図中の（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、熱間での圧縮試験前および圧縮試験後の試験片の寸法と形状を模式的に示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた冷間加工性評価用の切欠付き試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の粗形状を示す図である。この図５において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、図２および図３に示す試験片に施した「浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例において、図５に示す試験片に施した「浸炭焼入−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の仕上形状を示す図である。この図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．１０〜０．２４％
Ｃは、歯車、シャフトなど浸炭部品の強度確保のために必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．２４％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．２４％とした。なお、Ｃの含有量は、０．１３％以上、０．２３％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．１６〜０．３５％
Ｓｉは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。また、Ｓｉは焼戻し軟化に対する抵抗を有し、歯車などの摺動表面が高温にさらされた状況下において、表面の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、０．１６％以上のＳｉを含有する必要がある。しかしながら、Ｓｉは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、浸炭ガス中に含まれる微量のＨ₂ＯまたはＣＯ₂によってＳｉが選択酸化され、鋼表面にＳｉ酸化物が生成されるので、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く。また、Ｓｉの含有量が多くなると、焼戻し軟化に対する抵抗効果が飽和するだけでなく、浸炭性を阻害し、さらに被削性が低下する。特に、Ｓｉの含有量が０．３５％を超えると、浸炭異常層の深さ増大および浸炭性の阻害による表面硬さ低下によって、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなり、被削性の低下も著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１６〜０．３５％とした。Ｓｉの含有量は、０．１８％以上、０．３０％以下であることが好ましい。

なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、前記の(2)式および(3)式で表されるＦｎ２およびＦｎ３が、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５を満たす必要もある。

Ｍｎ：０．４０〜０．９４％
Ｍｎは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。また、Ｍｎは焼戻し軟化を抑制する効果も有する。これらの効果を得るには、０．４０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．９４％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。しかも、Ｓｉと同様に、Ｍｎは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、鋼表面にＭｎ酸化物が生成されるので、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招き、特に、Ｍｎの含有量が０．９４％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４０〜０．９４％とした。Ｍｎの含有量は、０．５０％以上、０．９０％以下であることが好ましい。

なお、Ｍｎの含有量は上記の範囲において、前記の(1)式および(2)式で表されるＦｎ１およびＦｎ２が、１５≦Ｆｎ１≦１５０および０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０も満たす必要がある。

Ｓ：０．００５〜０．０５０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用がある。この効果を得るには、０．００５％以上のＳを含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性、冷間鍛造性および曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０５０％とした。Ｓの含有量は、０．０１０％以上、０．０４０％以下であることが好ましい。

なお、Ｓの含有量は上記の範囲において、前記の(1)式で表されるＦｎ1が、１５≦Ｆｎ1≦１５０も満たす必要がある。

Ｃｒ：１．６５〜１．９０％
Ｃｒ：１．６５〜１．９０％
Ｃｒは、焼入性を向上させる効果を有する。Ｃｒは、焼戻し軟化に対する抵抗を有し、歯車、シャフトなど浸炭部品の摺動表面が高温にさらされた状況下において、表面の軟化を防ぐ効果もある。これらの効果を得るには、１．６５％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が１．９０％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。しかも、ＳｉおよびＭｎと同様に、Ｃｒは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、鋼表面にＣｒ酸化物が生成されるので、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招き、特に、Ｃｒの含有量が１．９０％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。また、Ｃｒは炭化物形成元素であるため、Ｃｒの含有量が多くなると浸炭時に結晶粒界に粗大な炭化物を形成し、曲げ疲労強度、ピッチング強度の低下を招く。特に、Ｃｒの含有量が１．９０％を超えると、粗大炭化物による曲げ疲労強度、ピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を１．６５〜１．９０％とした。Ｃｒの含有量は、１．６５％以上、１．８５％以下であることが好ましい。

なお、Ｃｒの含有量は上記の範囲において、前記の(2)式および(3)式で表されるＦｎ２およびＦｎ３が、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５も満たす必要がある。

Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、Ａｌには、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化して鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１５％未満では、前記の効果を得難い。一方、Ａｌの含有量が過剰になると、硬質で粗大なＡｌ₂Ｏ₃形成による被削性の低下をきたし、さらに、曲げ疲労強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０６０％を超えると、被削性および曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１５〜０．０６０％とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０２０％以上、０．０５５％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．０１３０〜０．０２５０％
Ｎは、窒化物を形成することにより結晶粒を微細化させ、曲げ疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．０１３０％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０２５０％を超えると、靱性の低下および冷間鍛造性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１３０〜０．０２５０％とした。なお、Ｎの含有量は、０．０１３０％以上、０．０２００％以下であることが好ましい。

本発明に係る肌焼鋼鋼材は、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、さらに後述するＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３についての条件を満足し、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量を後述する範囲に制限した化学組成を有するものである。

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

Ｆｎ１：１５〜１５０
ＭｎおよびＳの含有量が、上述した範囲にあっても、粗大なＭｎＳが生成すると、曲げ疲労強度の低下が生じる。したがって、高い曲げ疲労強度を確保するためには、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが必要である。しかも、上記の粗大なＭｎＳは、熱間圧延、熱間鍛造などの熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れの起点ともなるので、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを抑制するためには、粗大なＭｎＳを極力少なくすることが必要である。このためには、ＭｎおよびＳの含有量のバランスが重要であり、前記(1)式で表されるＦｎ１を一定範囲内とする必要がある。

Ｆｎ１が１５より小さい場合には、Ｓの含有量が過剰となって粗大なＭｎＳの生成が避けられない。一方、Ｆｎ１が１５０より大きい場合には、Ｍｎの含有量が過剰となって中心偏析部において粗大なＭｎＳが生成する。そのため、いずれの場合にも、曲げ疲労強度の低下を招き、しかも、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを避け難い。したがって、Ｆｎ１について、１５≦Ｆｎ１≦１５０であることとした。Ｆｎ１は、３０以上、１００以下であることが好ましい。

Ｆｎ２：０．７５〜１．４０
ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させるためには、焼入性を確保しつつ、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さを小さくする必要がある。そして、そのためには酸化性の元素のうちで、特に、Ｃｒ、ＳｉおよびＭｎの含有量を前記の範囲にしたうえで、これらの元素の含有量バランスとしての前記(2)式で表されるＦｎ２を０．７５〜１．４０の範囲内とする必要がある。

Ｆｎ２が０．７５より小さい場合および１．４０より大きい場合にはいずれも、浸炭異常層の深さが大きくなるので、曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下してしまう。したがって、Ｆｎ２について、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０であることとした。Ｆｎ２は、０．８以上、１．３以下であることが好ましい。

Ｆｎ３：０．３０〜０．６５
ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高いピッチング強度を具備させるためには、高温強度すなわち焼戻し軟化抵抗を向上させる必要があり、具体的には、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素のうちで、特に、ＳｉおよびＣｒの含有量を前記の範囲にしたうえで、前記の(3)式で表わされるＦｎ３を０．３０〜０．６５の範囲内とする必要がある。

Ｆｎ３が０．３０より小さい場合は、焼戻し軟化抵抗が低く、所望のピッチング強度が得られない。また、Ｆｎ３が０．６５を超える場合は、焼戻し軟化抵抗の向上効果が飽和するばかりか、浸炭異常層の増加を招く。そのため、Ｆｎ３について、０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５であることとした。Ｆｎ３は、０．３０以上、０．６０以下であることが好ましい。

さらに、本発明においては、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯは、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下に制限する必要がある。

以下、このことについて説明する。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０２０％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いので、鋼中のＮと結合して硬質で粗大なタイプＤの非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させ、さらに、被削性も低下させてしまう。したがって、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。

Ｏ：０．００２０％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉ、Ａｌなどと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、タイプＢの非金属介在物であるＡｌ₂Ｏ₃は硬質であるため、被削性を低下させ、さらに、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００２０％以下とした。なお。不純物中のＯの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。

本発明に係る肌焼鋼鋼材は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、下記の〈１〉〜〈３〉に示される元素から選択される１種以上を含有してもよい。
〈１〉Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下およびＭｏ：０．０３％以下、
〈２〉Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０６０％以下、ならびに
〈３〉Ｃａ：０．００５０％以下。

すなわち、さらにより優れた特性を得るために、本発明の肌焼鋼鋼材におけるＦｅの一部に代えて、前記〈１〉〜〈３〉に示される元素から選択される１種以上を任意元素として含有してもよい。

以下、上記の任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
〈１〉Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下およびＭｏ：０．０３％以下
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入性を得たい場合には以下の範囲で含有してもよい。

Ｃｕ：０．２０％以下
Ｃｕは、焼入性を高める作用を有するので、さらなる焼入性向上のためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるとともに、含有量が多くなると熱間加工性の低下を招き、特に、０．２０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合のＣｕの量を０．２０％以下とした。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすれば一層好ましい。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、靱性を向上させる作用を有し、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することもできる。このため、これらの効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｎｉの含有量が０．２０％を超えると、コスト上昇が大きくなる。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．２０％以下とした。

一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすれば一層好ましい。

Ｍｏ：０．０３％以下
Ｍｏは、焼入性を高める作用を有し、浸炭焼入後の表面硬さ、硬化層深さおよび芯部（生地）の硬さを向上させて、浸炭部品の強度を確保する効果がある。しかも、Ｍｏは、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することができる。このため、これらの効果を得るためにＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｍｏの含有量が０．０３％を超えると、コスト上昇が大きくなる。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．０３％以下とした。なお、Ｍｏの含有量は０．０２％以下とすることが好ましい。

なお、上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。含有させる場合のこれらの元素の合計量は、０．３０％以下とすることが好ましい。

〈２〉Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０６０％以下
ＶおよびＮｂは、いずれもＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。このため、さらなる曲げ疲労強度の向上およびピッチング強度の向上のために以下の範囲で含有してもよい。

Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有するので、こうした効果を得るためにＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．２０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延、熱間鍛造など熱間加工時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、含有させる場合のＶの量を０．２０％以下とした。なお、Ｖの量は、０．１０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＶの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすれば一層好ましい。

Ｎｂ：０．０６０％以下
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有するので、こうした効果を得るためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．０６０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延、熱間鍛造など熱間加工時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．０６０％以下とした。なお、Ｎｂの量は、０．０５０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすれば一層好ましい。

なお、上記のＶおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。含有させる場合のこれらの元素の合計量は、０．１６０％以下とすることが好ましい。

〈３〉Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、被削性を改善する作用を有する。このため、被削性向上のためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、過度のＣａ添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、被削性向上効果が飽和するのでコストが嵩むばかりであって経済性が損なわれる。しかも、Ｃａの含有量が０．００５０％を超える場合には、粗大な酸化物を形成して曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５０％以下とした。なお、Ｃａの量は、０．００３０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は、０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすれば一層好ましい。

（Ｂ）熱間加工ままの硬さ：
本発明に係る肌焼鋼鋼材を、熱間鍛造または冷間鍛造して所望の部品形状に成型する場合、所定の長さに切断する必要がある。切断はシャーまたは鋸で実施されるが、熱間加工ままの硬さが高い場合、シャーまたは鋸の刃の寿命が低下する。そのため、熱間加工ままの硬さは、ＨＶ３００以下に制限する必要がある。

例えば、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する肌焼鋼を溶製後、鋳造して得た鋳片または鋼塊を、１１５０〜１３５０℃の温度で３０〜１２００分加熱してから分塊圧延して鋼片とし、次いで、その鋼片を９００〜１３００℃の温度に２０〜２００分加熱した後、仕上げ温度を７００℃以上として熱間圧延し、熱間圧延終了後、大気中で放冷または徐冷カバーなどで徐冷する条件で冷却して製造すれば、熱間加工ままの硬さを上記の範囲に制御することができる。

なお、より好ましい熱間加工ままの硬さは、ＨＶ２５０以下である。上記のようにして製造した場合、本発明に係る肌焼鋼鋼材の熱間加工ままの硬さの下限はＨＶ１３０程度となる。

また、本発明に係る肌焼鋼鋼材を製造するに際して、（Ａ）項で述べた化学組成を有する肌焼鋼は、真空溶解炉で溶製するか、転炉で溶製する場合には、二次精錬を繰り返したり連続鋳造の際に電磁攪拌を行うことが好ましい。

（Ｃ）球状化焼鈍処理した後の硬さ：
本発明に係る肌焼鋼鋼材は、冷間鍛造して所望の部品形状に成型する場合、球状化焼鈍処理を行って硬さを低くすれば、割れの抑制とともに鍛造荷重を低く抑えることができ、特に、球状化焼鈍処理した後の硬さをＨＶ１８０以下とすれば、安定して、割れが抑制できるとともに鍛造荷重を低く抑えることができる。

本発明に係る肌焼鋼鋼材の球状化焼鈍処理方法は、特に規定するものではなく、例えば、長時間加熱法、繰返し加熱冷却法、徐冷法および等温変態法から適宜の方法を選択すればよい。

なお、より好ましい球状化焼鈍処理した後の硬さは、ＨＶ１６０以下である。上記適宜の方法で球状化焼鈍すれば、本発明に係る肌焼鋼鋼材の球状化焼鈍処理した後の硬さの下限はＨＶ１１０程度となる。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜２０を転炉または真空溶解炉によって溶解し、鋳片またはインゴットを作製した。

具体的には、鋼１および鋼９については、７０トン転炉によって溶製後、二次精錬を二回実施して成分調整を行った後、連続鋳造して鋳片を作製した。なお、連続鋳造の際、電磁攪拌の制御を行なって介在物を浮上させ、十分に除去した。

鋼２〜８、鋼１０〜１７、鋼１９および鋼２０については、１５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。

鋼１８については、１５０ｋｇ大気溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。

なお、表１中の鋼１〜１０はいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。

一方、鋼１２は、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ１が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼であり、鋼１５は、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ２が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。また、鋼１６は、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ２およびＦｎ３が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。さらに、鋼１１、鋼１３、鋼１４および鋼１７〜２０は、少なくともいずれかの元素の含有量が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記の比較例の鋼のうちで鋼１１は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である。

鋼１〜８および鋼１０〜２０については、鋳片またはインゴットから、次の〔１〕および〔２〕に示す工程によって直径が３５ｍｍの棒鋼を作製した。また、鋼９については、鋳片から、〔１〕および〔２〕に示す工程によって直径が３５ｍｍのバーインコイルを作製した。

〔１〕分塊圧延：
各鋳片は、１２５０℃で２時間保持した後、分塊圧延して１６０ｍｍ角のビレットを製造した。

〔２〕熱間加工：
上記分塊圧延して製造した１６０ｍｍ角のビレットの表面疵をグラインダーで除去し、１１００℃で５０分保持した後、鋼１については、熱間圧延して直径が３５ｍｍの棒鋼を作製し、また、鋼９については、熱間圧延して直径が３５ｍｍのバーインコイルを作製した。

他の鋼については、各インゴットを、１２５０℃で２時間保持した後、熱間鍛造して直径が３５ｍｍの棒鋼を作製した。

前記のようにして得た直径が３５ｍｍの棒鋼およびバーインコイルを鋸を用いて横断し、すなわち、長さ方向に対してまたは鍛錬軸に対して垂直に切断し、次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込だ後、前記面が鏡面仕上になるように研磨して、熱間加工ままの硬さ測定用の試験片を作製した。

なお、上記の鋸切断は、後述する熱間加工ままの硬さがＨＶ３０５と、本発明で規定する条件から外れる鋼２０の棒鋼を除いて、鋸の刃の寿命低下をきたすことなく行うことができた。

次いで、鋼９のバーインコイルは冷間で棒状に矯正した。以下の説明では、この棒状に矯正したものも「棒鋼」という。

前記のようにして得た直径が３５ｍｍの各棒鋼の一部を用いて、７６０℃で１０時間保持し、６５０℃までを９時間かけて徐冷後、放冷する球状化焼鈍処理を施した。次いで、球状化焼鈍処理した棒鋼を鋸を用いて横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込だ後、前記面が鏡面仕上になるように研磨して、球状化焼鈍処理した後の硬さ測定用の試験片を作製した。

また、前記のようにして得た直径が３５ｍｍの各棒鋼の残りから、次の〔３〕〜〔６〕に示す工程によって、各種の試験片を作製した。さらに、前記球状化焼鈍処理を施した直径が３５ｍｍの各棒鋼および別途準備した直径が１４０ｍｍのＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈの棒鋼から、それぞれ〔４〕に示す試験片を切り出した。

〔３〕焼準：
各棒鋼の残りは、９２０℃で１時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。

〔４〕機械加工（粗加工または仕上加工）：
前記焼準後の直径が３５ｍｍの各棒鋼の中心部から、圧延方向または鍛錬軸に平行に、図１に示す熱間圧縮試験用の試験片、図２に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片および図３に示すローラーピッチング小ローラー試験片を切り出した。

また、前記球状化焼鈍後の直径が３５ｍｍの各棒鋼から図４に示す冷間加工性評価用の試験片を切り出した。

さらに、転炉を用いて溶製したＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈの鋳片を分塊圧延することにより、直径が１４０ｍｍの棒鋼を製造し、これを９２０℃で２時間保持した後に、大気中で放冷して焼準したものから、図５に示すローラーピッチング大ローラー試験片を切り出した。

なお、図１〜５中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の３種類の逆三角形の記号は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「仕上記号」である。

また、仕上記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ Ｂ ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。

なお、前記焼準後の直径が３５ｍｍの各棒鋼のそれぞれの残りの一部は、水焼入した後、非金属介在物調査に供した。なお、調査法の詳細については後述する。

〔５〕浸炭焼入−焼戻し：
上記〔４〕で切り出した切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片に対して図６に示すヒートパターンによる「浸炭焼入−焼戻し」を施した。また、〔４〕で切り出したローラーピッチング大ローラー試験片に対して、図７に示すヒートパターンによる「浸炭焼入−焼戻し」を施した。

なお、切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片は、吊り下げ用に加工した孔に針金を通し、吊下げた状態で上記の処理を施した。

図６よび図７中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１３０℃油焼入」は油温１３０℃の油中に焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。

油焼入については、均一に焼入処理されるように、攪拌している焼入油中に試験片を投入して行った。

〔６〕機械加工（浸炭焼入−焼戻し材の仕上加工）：
浸炭焼入−焼戻し処理を施した上記の各試験片を仕上加工して、図８に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図９に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図１０に示すローラーピッチング大ローラー試験片を作製した。

なお、図８〜１０に示した前述の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、上記各図における２種類の逆三角形の記号は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「仕上記号」である。

また、仕上記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ Ｂ ０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。

さらに、図８中の「〜（波ダッシュ）」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記〔５〕の浸炭焼入−焼戻し処理した表面のままであることを意味する。

鋼１〜２０の各々について、熱間加工ままの硬さ測定、球状化焼鈍処理した後の硬さ測定、熱間圧縮試験による熱間加工性の調査、冷間圧縮試験片による冷間加工性の調査、非金属介在物の調査、表面硬さの調査、芯部硬さの調査、有効硬化層深さの調査、粒界酸化層深さの調査、不完全焼入層深さの調査、小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査およびローラーピッチング試験によるピッチング強度の調査を行った。

以下、上記各調査の内容について詳しく説明する。

《１》熱間加工ままの硬さ測定：
鏡面研磨した熱間加工ままの硬さ測定用の試験片の中心部１点とＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を指す。）４点の計５点のＨＶ（ビッカース硬さ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験力を９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、その算術平均値を熱間加工ままの硬さとした。

《２》球状化焼鈍処理した後の硬さ測定：
鏡面研磨した球状化焼鈍処理した後の硬さ測定用の試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、上記ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験力を９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、その算術平均値を球状化焼鈍処理した後の硬さとした。

《３》熱間加工性の調査：
前記〔４〕のようにして作製した図１の直径が２０ｍｍで長さが３０ｍｍの熱間圧縮用の試験片を１２００℃で３０分保持してから、図１の（ａ）および（ｂ）に示すように、長さ方向を高さとしてクランクプレスによって圧縮し、高さ３．７５ｍｍにした。

図１の（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、熱間での圧縮試験前および圧縮試験後の試験片の寸法と形状を模式的に示す図である。

なお、各鋼について上記クランクプレスを用いた圧縮試験を５個ずつ行ない、外周表面における割れを目視で観察し、開口幅２ｍｍ以上の割れが５個全ての試験片に１つも認められない場合に、熱間加工性に優れると評価して、これを目標とした。

《４》冷間加工性の調査：
前記〔４〕のようにして作製した図４の試験片を常温で、長さ方向を高さとして油圧プレスによって圧縮し、切欠部に割れが発生するまで圧縮した。なお、各鋼について油圧プレスを用いた圧縮試験を５個ずつ行ない、切欠部における割れを拡大鏡で観察した。５本の試験片のうち３本以上の試験片で割れが認められる場合の圧縮率を限界圧縮率と定義し、限界圧縮率が５０％以上である場合、冷間加工性に優れると評価して、これを目標とした。

《５》非金属介在物の調査：
前記〔３〕のようにして焼準処理した直径が３５ｍｍの棒鋼について、図１〜３に示す各粗形状の試験片を切り出した残りを、９２０℃で３０分保持した後、水焼入した。

水焼入後は、棒鋼の長さ方向または鍛錬軸に平行に、その中心線をとおって切断した面（以下、「縦断面」という。）が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、次いで、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨した。

次いで、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−１３のＡ法に準拠して、タイプＢおよびタイプＤの非金属介在物のうちで厚さが大きいもの、具体的には、厚さがそれぞれ、４μｍを超えて１２μｍ以下、および８μｍを超えて１３μｍ以下のものを測定し、それぞれの等級判定を行った。

なお、以下の説明においては、上記の厚さが大きいタイプＢおよびタイプＤの非金属介在物をそれぞれ、「ＢＨ」および「ＤＨ」という。

《６》表面硬さおよび芯部硬さの調査：
前記〔５〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理した切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、その直径８ｍｍの切欠部を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、マイクロビッカース硬度計を使用して表面硬さおよび芯部硬さを調査した。

具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのＨＶを、試験力を０．９８Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して表面硬さを評価した。

同様に上記ＪＩＳの規定に準拠して、浸炭の影響を受けていない生地の部分である芯部における任意の１０点でのＨＶを、試験力を２．９４Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して芯部硬さを評価した。

前記〔５〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理したローラーピッチング小ローラー試験片についても、直径２６ｍｍの試験部を横断し、上記の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いた場合と同様の方法で、表面硬さおよび芯部硬さを測定した。

なお、前記〔５〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理したローラーピッチング小ローラー試験片は、さらに、真空炉を用いて３００℃で１時間の焼戻し後に水冷する処理を行なった場合についても、上記と同様の方法で表面硬さを測定した。

《７》有効硬化層深さの調査：
前記〔５〕の、浸炭焼入−焼戻し処理しただけで上記《６》の表面硬さおよび芯部硬さの調査に用いた、切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片とローラーピッチング小ローラー試験片の樹脂埋めした試験片を使用して、有効硬化層深さの調査を行った。

具体的には、上記《６》の表面硬さの調査の場合と同様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、鏡面仕上げした試験片の表面から中心に向かう方向について、試験力を２．９４Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、ＨＶが５５０となる場合の表面からの深さを測定し、任意の１０箇所を測った最小値を有効硬化層深さとした。

《８》粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査：
前記《６》および《７》で用いた樹脂埋めした小野式回転曲げ疲労試験片を使用して、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査を行った。

具体的には、上記の樹脂埋めした試験片を再度研磨し、鏡面仕上げしたままの腐食しない状態で、１０００倍の倍率で光学顕微鏡によって試験片の表面部を任意に１０視野観察して、表面部において粒界に沿って観察される酸化層を粒界酸化層とし、それらの深さを算術平均して粒界酸化層深さを評価した。

さらに、同じ試験片を、ナイタールで０．２〜２秒腐食し、１０００倍の倍率で光学顕微鏡によって試験片の表面部を任意に１０視野観察して、表面部において周囲より腐食の程度が顕著な部分を不完全焼入層とし、それらの深さを算術平均して不完全焼入層深さを評価した。

《９》小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査：
前記〔６〕の仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０⁷回において破断しない最大の強度で曲げ疲労強度を評価した。

・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。

なお、曲げ疲労強度が、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１１と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、曲げ疲労強度に優れると評価して、これを目標とした。

《１０》ローラーピッチング試験によるピッチング強度の調査：
前記〔６〕の仕上加工したローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いて、下記の試験条件でローラピッチング試験を実施した。すなわち、ローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を接触させた状態で回転させ、接触部には下記の条件で潤滑油を噴き付けた。繰り返し数１０⁷回において、ローラーピッチング小ローラー試験片表面に幅が１ｍｍ以上のピッチングが発生しない最大の強度でピッチング強度を評価した。ピッチング強度がＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１１と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、ピッチング強度に優れると評価して、これを目標とした。

・すべり率：４０％、
・ローラーピッチング小ローラー試験片の回転数：１５００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を、２．０リットル／分の割合で、ローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施。

ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」をローラーピッチング小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」をローラーピッチング大ローラー試験片表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００。

表２および表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。

表２および表３から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜１０の場合、良好な熱間加工性および球状化焼鈍後の良好な冷間加工性を有し、しかも、鋼１〜１０は、ＮｉおよびＭｏの含有量が極めて少ないかまたは含まないにも拘わらず、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼１１を用いた試験番号１１の場合と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度が得られており、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度の確保が可能なことが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号１２〜２０の場合、曲げ疲労強度（試験番号１２）、または曲げ疲労強度とピッチング強度（試験番号１３〜２０）が、上記鋼１１を用いた試験番号１１の場合に比べて劣っている。

試験番号１２の場合、鋼１２のＦｎ１、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕が本発明で規定する範囲を下回るため、熱間加工性および冷間加工性が劣っている。また、曲げ疲労強度が４８０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。

試験番号１３の場合、鋼１３のＦｎ１、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕が本発明で規定する範囲を上回っているし、ＭｎおよびＰの含有量も本発明で規定する範囲を上回っている。このため、熱間加工性および冷間加工性が劣っている。また、曲げ疲労強度が４７０ＭＰａおよびピッチング強度が１９００ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号１４の場合、鋼１４のＦｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が本発明で規定する範囲を下回り、一方、Ｍｎの含有量が本発明で規定する範囲を上回っている。このため、曲げ疲労強度が４７０ＭＰａおよびピッチング強度が１８００ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号１５の場合、鋼１５のＦｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が本発明で規定する範囲を上回っている。このため、曲げ疲労強度が４６５ＭＰａおよびピッチング強度が１８５０ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号１６の場合、鋼１６のＦｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕およびＦｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕が本発明で規定する範囲を上回っている。このため、曲げ疲労強度が４８０ＭＰａおよびピッチング強度が１８００ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号１７の場合、鋼１７のＳｉおよびＭｎの含有量が本発明で規定する値より低く、Ｃｒ含有量が本発明で規定する値より高い。また、Ｆｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が本発明で規定する範囲を上回り、さらに、Ｆｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕が本発明で規定する範囲を下回る。そのため、曲げ疲労強度が４４０ＭＰａおよびピッチング強度が１８００ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号１８の場合、鋼１８のＭｎ、Ｓ、ＯおよびＭｏの含有量が本発明で規定する値より高く、Ｃｒ含有量が本発明で規定する値より低い。また、Ｆｎ１、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕、Ｆｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕およびＦｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕が、いずれも本発明で規定する範囲を下回る。そのため、等級２．５のタイプＢの大型の硬質介在物が観察され、また、熱間加工性および冷間加工性が劣っており、さらに、曲げ疲労強度が４３０ＭＰａおよびピッチング強度が１７５０ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号１９の場合、鋼１９のＴｉ含有量が本発明で規定する値より高く、Ｆｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕が本発明で規定する範囲を下回る。そのため、等級１．５のタイプＤの大型の硬質介在物が観察され、また、熱間加工性および冷間加工性が劣っており、さらに、曲げ疲労強度が４８０ＭＰａおよびピッチング強度が１７００ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

試験番号２０の場合、鋼２０のＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が本発明で規定する値より高い。さらに、Ｆｎ１、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕およびＦｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕も、本発明で規定する範囲を上回り、一方、Ｆｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が本発明で規定する範囲を下回る。そのため、熱間加工性および冷間加工性に劣り、また、曲げ疲労強度が４２０ＭＰａおよびピッチング強度が１６５０ＭＰａと、いずれも試験番号１１に比べ低い。

本発明の肌焼鋼鋼材は成分コストが低く、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性を有する。しかも、この肌焼鋼鋼材を素材とする浸炭部品は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈを素材とする浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度を具備している。このため、本発明の肌焼鋼鋼材は、軽量化・高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が要求される自動車用歯車、シャフトなど浸炭部品の素材として用いるのに好適である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２４％、Ｓｉ：０．１６〜０．３５％、Ｍｎ：０．４０〜０．９４％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：１．６５〜１．９０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％およびＮ：０．０１３０〜０．０２５０％と、
   残部がＦｅおよび不純物とからなり、
   下記の(1)式、(2)式および(3)式で表されるＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３が、それぞれ、１５≦Ｆｎ１≦１５０、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５であり、
   不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下である化学組成を有し、
   熱間加工ままの硬さがＨＶ３００以下であることを特徴とする、肌焼鋼鋼材。
   Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・(1)、
   Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・(2)、
   Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ・・・(3)。
   ただし、(1)式、(2)式および(3)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下およびＭｏ：０．０３％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の肌焼鋼鋼材。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０６０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の肌焼鋼鋼材。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の肌焼鋼鋼材。
5. 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有し、球状化焼鈍処理した後の硬さがＨＶ１８０以下であることを特徴とする、肌焼鋼鋼材。

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