JP4280923B2

JP4280923B2 - 浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材

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Publication number: JP4280923B2
Application number: JP2004124356A
Authority: JP
Inventors: 善弘大藤; 雅之堀本; 秀樹今高
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-20
Filing date: 2004-04-20
Publication date: 2009-06-17
Anticipated expiration: 2024-04-20
Also published as: JP2005307257A

Description

本発明は、浸炭部品又は浸炭窒化部品の素材として好適な鋼材に関する。より詳しくは、大きい面疲労強度を有する歯車、プーリー、シャフトなどの浸炭部品又は浸炭窒化部品の素材として好適な鋼材に関する。

従来、自動車や各種産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの部品は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０及びＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として成形し、これに浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後焼入れし、次いで、２００℃以下の温度で焼戻しを行い、更に、必要に応じてショットピーニング処理を施すことによって、それぞれの部品に応じた面疲労強度、曲げ疲労強度及び耐摩耗性など所要の特性が確保されていた。

近年、上記の各種浸炭部品や浸炭窒化部品には、例えば自動車の燃費向上やエンジンの高出力化が求められるに伴って、これに対応するための軽量化、小型化及び高応力負荷化の要望が極めて大きくなっている。

なお、部品の軽量化及び小型化、また、エンジンの高出力化が進むと、部品表面に繰り返しかかる応力が飛躍的に大きくなる。このため、上記の各種浸炭部品や浸炭窒化部品は、特に、大きな面疲労強度を有することが必要になる。更に、自動車や産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの部品が破損すると大事故につながるので、上記の各種部品は、安定して優れた特性を有することが強く望まれている。

従来、浸炭焼入れ材又は浸炭窒化焼入れ材の表層部に、マルテンサイト組織に比べて軟質なパーライト組織やベイナイト組織が生成すると、面疲労強度が大きく低下することが知られている。そして、上記のパーライト組織やベイナイト組織は、表層部に生成した粒界酸化層の近傍に生成することが多く、この原因は焼入れ性を高めるＳｉ、ＭｎやＣｒといった元素がＦｅよりも酸化されやすいために、浸炭処理又は浸炭窒化処理中に優先的に酸化されて、粒界酸化層の近傍にＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの欠乏層ができるためと考えられている。

そこで、特許文献１に、ＳｉとＶを複合添加することにより、曲げ疲労強度に加えて、耐摩耗性と面疲労強度に優れた歯車を得るのに好適な浸炭歯車用鋼が提案されている。

また、特許文献２に、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの析出量、ベイナイトの組織分率及び熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドなどを規定した、「高温浸炭特性に優れた高温浸炭用鋼ならびに高温浸炭用熱間鍛造部材」が提案されている。この特許文献２で提案された技術は、浸炭部品の最表層領域における硬度低下が面疲労強度の低下を招くため、フェライトバンドの評点を指標としたミクロ偏析の低減並びに窒化物及び炭窒化物の析出量を規定することなどによって最表層領域における硬度低下を抑止し、これによって良好な面疲労強度を確保しようとするものである。

特開平７−１２６８０３号公報特開２００１−２７９３８３号公報

本発明の目的は、量産において安定して優れた面疲労強度を有する歯車、プーリー、シャフトなどの浸炭部品又は浸炭窒化部品の素材として好適な鋼材を提供することである。

前述の特許文献１及び特許文献２で開示された技術によれば、優れた曲げ疲労強度と耐摩耗性は得られるが、大きな面疲労強度は必ずしもを確保できるというわけではない。

すなわち、特許文献１で提案された技術は、偏析に対する考慮がなされていないので、大規模な量産の場合、面疲労強度が不安定になってしまう。また、酸素の含有量を０．００１５％以下にして非金属系介在物を低減する配慮がなされているものの、介在物の大きさと形態については考慮されておらず、このため、量産品の面疲労強度は不安定である。

特許文献２で提案された技術は、微小な領域であっても最表層部に硬度の低い部分があると面疲労強度が低下するということについて十分に考慮されたものではないため、大規模な量産の場合、面疲労強度が不安定になってしまう。また、酸素とＴｉの含有量をそれぞれ、０．００２５％以下及び０．０１％以下にすることなど、非金属系介在物を低減する配慮がなされているものの、介在物の大きさと形態については考慮されておらず、このため、前記特許文献１の場合と同様に、量産品の面疲労強度は不安定である。
本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定して抑制することが可能な条件について、なかでも化学成分と偏析状況に関する条件について、種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）マルテンサイト組織中に存在するパーライト組織やベイナイト組織の大きさが、たとえ直径１０μｍ程度な微小なものであっても、面疲労強度は大きく低下する。

（ｂ）粒界酸化層を低減するにはＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減すればよい。しかしながら、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減しても、粒界酸化層を完全になくすことはできず、また、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量の低減による焼入れ性の低下とも相俟って、パーライト組織及びベイナイト組織が生成することも完全には抑制することはできない。

（ｃ）パーライト組織及びベイナイト組織は粒界酸化層近傍の全ての部分に生じているのではなく、その一部分に生成している。そして、粒界酸化層の近傍でパーライト組織及びベイナイト組織が生成した部分は、粒界酸化層の近傍でマルテンサイト組織が生成した部分に比べて、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの濃度が低い。

（ｄ）したがって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定且つ確実に抑制するためには、焼入れ性向上元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの素材における平均含有量を管理するだけでは不十分で、負偏析部で、且つ粒界酸化層によってＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が減少している領域においてもマルテンサイトが生成するために十分な量のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏを含有している必要がある。

また、本発明者らは表層部のパーライト組織及びベイナイト組織の生成を抑制した場合においても、面疲労強度が低い場合があったため、破壊した試験片を用いて調査・研究を重ねた。その結果、更に、下記（ｅ）及び（ｆ）の知見を得た。

（ｅ）硬質の介在物である酸化物系介在物及びＴｉＮは破壊の起点となる。このため、破壊の起点部には硬質の介在物である酸化物系介在物及びＴｉＮが存在している場合が多い。一方、介在物としては硫化物も存在するが、これは軟質であるために破壊の起点とはならない。

（ｆ）破壊の起点部で観察される介在物は、その長径が５〜３０μｍと様々な大きさのものである。しかし、破壊の起点部で観察される介在物の近傍には別の介在物が存在している場合が多く、たとえ個々の介在物が微細であっても、それらが群集することで破壊の起点になり得る。このため、個々の介在物を微細化するだけでは不十分で、介在物を群集させないことも必要である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に示す鋼材にある。

（１）浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下で、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１３以上で、しかも、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。

Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．００７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）・・・・・・・(1)、
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。また、介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物を１つの群とみなしたものをいう。

（２）浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％に加えて、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下で、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１５以上で、しかも、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。

また、鋼材とは棒鋼・線材等の素材、更には、必要に応じ鍛造・切削等を施して部品形状に加工されたものを指す。

以下、上記（１）及び（２）の鋼材に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明（１）及び（２）の鋼材に浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後急冷した部品、或いは前記急冷後更に必要に応じて焼戻しを施した部品は、安定且つ良好な面疲労強度（以下、ピッチング強度という。）を有するので、自動車や産業機械の部品である歯車、プーリー、シャフトなどに用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭処理又は浸炭窒化処理後に急冷を行った部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。しかし、Ｃの含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。

Ｓｉ：０．３〜１．５％
Ｓｉは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きいため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．３％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．３〜１．５％とした。なお、Ｓｉの含有量が０．５％以上になると、ピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Ｓｉの含有量は、０．５〜１．５％とすることが望ましい。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きいため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜１．５％とした。なお、Ｍｎの含有量が０．４％以上になると、ピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Ｍｎの含有量は、０．４〜１．５％とすることが望ましい。

Ｓ：０．０１〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．０１％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなってピッチング強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５％を超えると、他の要件を満たしていても所望のピッチング強度（後述の実施例における２７３０ＭＰａ以上のピッチング強度）が得られない。したがって、Ｓの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１〜０．０３％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．５〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きいため、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が著しく低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２．０％とした。なお、Ｃｒの含有量が１．２％以上になると、ピッチング強度の向上が顕著になる。このため、Ｃｒの含有量は、１．２〜２．０％とすることが望ましい。

Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果を有し、ピッチング強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、ピッチング強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が著しく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．１〜０．８％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．１〜０．４％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすい元素である。そして、ＡｌＮは結晶粒微細化に有効で、ピッチング強度を高める効果がある。しかし、Ａｌの含有量が０．０１％未満では前記した効果は得難い。一方、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、ピッチング強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望のピッチング強度（後述の実施例における２７３０ＭＰａ以上のピッチング強度）が得られなくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２〜０．０４％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００８〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ及びＴｉＮを形成しやすく、このなかで、ＡｌＮ、ＮｂＮ及びＶＮは結晶粒微細化に有効で、ピッチング強度を高める効果がある。しかし、Ｎの含有量が０．００８％未満では前記の効果は得難い。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、ピッチング強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望のピッチング強度（後述の実施例における２７３０ＭＰａ以上のピッチング強度）が得られなくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００８〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１１〜０．０１８％とすることが好ましい。

本発明においては、不純物元素としてのＴｉ、Ｏ（酸素）及びＰの含有量を下記のとおりに制限する。

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ピッチング強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００５％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、ピッチング強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望のピッチング強度（後述の実施例における２７３０ＭＰａ以上のピッチング強度）が得られなくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量はできるだけ少なくすることが望ましく、原料および製鋼でのコストを考慮すると０．００２％以下にすることが一層好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、ピッチング強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、ピッチング強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望のピッチング強度（後述の実施例における２７３０ＭＰａ以上のピッチング強度）が得られなくなる。なお、不純物元素としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましく、製鋼でのコストを考慮すると、０．００１％以下にすることが一層好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは粒界に偏析して粒界を脆化させやすく、特に、その含有量が０．０２５％を超えると、粒界脆化が著しくなってピッチング強度の低下を招く。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。

したがって、本発明（１）に係る鋼材の化学組成について、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏは０．００２％以下でＰは０．０２５％以下であることと規定した。

なお、本発明に係る鋼材には、上記の成分に加え、必要に応じて、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記任意添加元素としてのＮｂ及びＶに関して説明する。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは、Ｃ又は／及びＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすい元素である。そして、ＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）は、前述したＡｌＮによる結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、中心偏析部に粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）が生成しやすくなり、却ってピッチング強度が低下する。したがって、添加する場合のＮｂの含有量を０．０１〜０．０８％とした。なお、添加する場合の一層好ましいＮｂの含有量の範囲は０．０２〜０．０５％である。

Ｖ：０．０２〜０．１５％
Ｖは、Ｃ及びＮと結合してＶＣ及びＶＮを形成しやすい元素である。上記のうちで、ＶＮは、前述したＡｌＮによる結晶粒微細化を補完するのに有効で、ピッチング強度を高める効果がある。また、浸炭窒化時にＶＮが析出すると、ピッチング強度をより高める効果がある。これらの効果を確実に得るには、Ｖは０．０２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量が０．１５％を超えると、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、添加する場合のＶの含有量を０．０２〜０．１５％とした。なお、添加する場合の一層好ましいＶの含有量の範囲は０．０４〜０．１０％である。

上記の理由から、本発明（２）に係る鋼材の化学組成について、本発明（１）における鋼材の化学組成に、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を含有することと規定した。

（Ｂ）断面における合金元素
本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、前記(1)式で表されるＡの値の最小値をそれぞれ、１３以上及び１５以上とする必要がある。

上記の規定は、本発明者らが行った次の実験結果に基づくものである。

すなわち、本発明者らは、表１に示す鋼Ａ〜Ｄを１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳型に鋳鉄を用いてインゴットに鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定に十分注意を払った。

次いで、上記の各インゴットを１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。

このようにして得た各棒鋼を、５個ずつに分割し、表２に示す条件で熱処理を行って室温まで放冷した。その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

上記の熱処理を行った直径３５ｍｍの各供試材から切り出した試験片について、鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨し、図１に示す位置で、鍛錬軸に垂直な方向に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いて線分析を行った。なお、Ｃも偏析しやすい元素として知られているが、オーステナイト域に加熱すると容易且つ均一に拡散するため、Ｃの測定は行わなかった。なお、ＥＰＭＡによる線分析は、ビーム直径を１μｍ、走査速度を２００μｍ／分とした。

ＥＰＭＡでの測定結果から、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化した。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの偏析傾向は同じであるため、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置についてＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化しておけば、前記(1)式で表されるＡの最小値として評価することができる。

なお、焼入れ性は、例えば、井上毅の第１３１・１３２回西山記念講座「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」、第２１５〜２１７ページ（日本鉄鋼協会編、平成元年９月２５日発行）に示されるように、Ｃ及びその他の合金元素の含有量並びにオーステナイト結晶粒度から見積もることができる。なお、本発明の目指すピッチング強度の向上のためには、浸炭処理又は浸炭窒化処理した表層部の焼入れ性が重要な意味を持つ。そして、浸炭処理又は浸炭窒化処理した場合、表層部の一般的なＣ含有量は０．８％程度であることが多く、また、そのオーステナイト結晶粒度は、ＮｂとＶのいずれをも含有しない場合には粒度番号９程度、Ｎｂ及びＶの１種以上を含有する場合には粒度番号１１程度であることが多いので、Ｎｂ及びＶを含まない鋼と、ＮｂとＶの１種以上を含む鋼とを区別すれば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量から焼入れ性を評価することができる。そこで、前記井上の「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」に基づいて、焼入れ性の評価基準として、本発明者らは、前記(1)式の値、つまりＡの値を採用した。

表３に、各試験片について、前記(1)式で表されるＡの最小値並びに、その値に対応するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を示す。

また、表２に示す条件で熱処理した直径３５ｍｍの各供試材から、図２に示すようにして直径が２６ｍｍで厚さが１５ｍｍの試験片を採取し、図３（ａ）に示す条件でガス浸炭処理することも行った。なお、図３（ａ）における「ＣＰ」はカーボンポテンシャルを意味する。

上記のガス浸炭処理を行った各試験片について、鍛錬軸に平行な中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨した後ナイタールで腐食し、次いで、図４に示すように、表層から２００μｍの領域をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察し、ベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無を調査した。

表３に、上記のベイナイト組織とパーライト組織の存在に関する調査結果を示す。また、図５に、上記の調査結果を前記(1)式で表されるＡの最小値で整理して示す。ここで、表３の「熱処理の条件Ｎｏ．」欄における数字は表２に対応するものである。また、「パーライト組織、ベイナイト組織」欄における「無し」及び「有り」は、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織の双方が存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。更に、図５における「○：パーライト、ベイナイト無し」及び「×：パーライト、ベイナイト有り」も、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織の双方が存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。なお、図５においては、Ｎｂ及びＶを含まない場合を「Ｎｂ、Ｖ無し」と表記し、また、ＮｂとＶの１種以上を含む場合を「Ｎｂ、Ｖ有り」と表記した。なお、前記(1)式で表されるＡの最小値は、表３においては、「(1)式で表されるＡの値」と表記し、また、図５においては単に「Ａ値」と表記した。

上記の表３及び図５から、Ｎｂ及びＶを含まない場合、前記(1)式で表されるＡの値の最小値が１３以上であればベイナイト組織とパーライト組織の双方が存在せず、一方、Ｎｂ及びＶの１種以上を含む場合、前記(1)式で表されるＡの値の最小値が１５以上であればベイナイト組織とパーライト組織の双方が存在しないことが明らかである。

したがって、本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、前記(1)式で表されるＡの値の最小値をそれぞれ、１３以上及び１５以上と規定した。

ここで、鋼材断面とは、棒鋼、線材の場合、望ましくは圧延方向又は鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面であり、鋼材が部品形状の場合は、表層部分〜表層から１５ｍｍの範囲の断面が望ましい。

なお、鋼材断面における前記(1)式で表されるＡの値には、鋼の平均組成、凝固速度及び凝固形態などが影響する。また、製鋼の設備によっても影響を受ける。

このため、鋼材断面における前記(1)式で表されるＡの値の最小値を１３以上又は１５以上にするためには、次のような方法を採用すればよい。

すなわち、鋼材断面におけるＡ値の最小値を１３以上にするためには、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(1)式で表されるＡの値が２０以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに１２００〜１２８０℃で８時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が２００ｍｍ以下のビレットにした後、ビレットを１２００〜１２８０℃で２時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が８５０〜１０００℃になるように熱間圧延すればよい。

また、鋼材断面におけるＡ値の最小値を１５以上にするためには、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(1)式で表されるＡの値が２３以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに１２００〜１２８０℃で８時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が２００ｍｍ以下のビレットにした後、ビレットを１２００〜１２８０℃で２時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が８５０〜１０００℃になるように熱間圧延すればよい。

（Ｃ）介在物群の最大長さ
本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さを３０μｍ以下とする必要がある。

すなわち、本発明者らは、表４に示す鋼Ｅ〜Ｈを１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、インゴットに鋳造した。なお、鋼Ｅ〜Ｇについては、鋳型に鋳鉄を用い（以後、鋳鉄の鋳型を「通常鋳型」という。）、鋼Ｈについては、凝固速度を遅くするために、シリカ鋳型を用いた。

また、表４に示す鋼Ｉ〜Ｌを３０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。このうち鋼Ｌについては、鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。

更に、表４に示す鋼Ｍ及び鋼Ｎを、７０ｔ（トン）転炉で溶解し、連続鋳造によって４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを製造した。鋼Ｍについては、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を十分に行った。一方、鋼Ｎは二次精錬でＶＡＤ処理（真空アーク脱ガス処理）を実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を弱めて行った。

鋼Ｅ〜Ｌについては、インゴットを１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。これらの各棒鋼を１２５０℃で１２時間保持してから室温まで放冷し、その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

鋼Ｍ及び鋼Ｎについては、４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを１２５０℃で１２時間均質化熱処理を行った後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角ビレットにし、このビレットを１２５０℃で２時間加熱した後、９００〜９５０℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。

このようにして得た鋼Ｅ〜Ｎの直径３５ｍｍの各棒鋼から切り出した試験片について、圧延方向又は鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて介在物の測定を行った。

なお、上記の光学顕微鏡による観察は、１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲毎に行い、介在物群の最大長さ及び個々の介在物の最大長さを測定した。各試料についてこの測定を１５視野ずつ実施し、測定面積１５００ｍｍ²中での介在物群の最大長さ及び個々の介在物の最大長さを決定した。なお、介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物を１つの群とみなしたものを指す。

上記の調査において、硫化物は測定の対象から除外した。その理由は、これまでの調査から、破壊の起点には硫化物が検出されていないためである。また、光学顕微鏡による観察では、介在物の最大長さが２μｍ以下のものは判別が難しいため、これも測定の対象から除外した。なお、硫化物は光学顕微鏡観察で灰色を呈するため、容易に他の介在物と区別することができる。

また、ローラーピッチング試験も行った。

すなわち、上述の方法で作製した鋼Ｅ〜Ｎの直径３５ｍｍの各棒鋼から、直径が２６ｍｍのローラーピッチング試験で用いる小ローラーを採取し、前記図３（ａ）に示す条件で浸炭焼入れを行い、次いで図３（ｂ）に示す条件で焼戻しを行った。

ローラーピッチング試験に用いる大ローラーは、ＪＩＳ規格のＳＵＪ２鋼を用い、一般的な工程、すなわち通常の「球状化焼鈍→試験片加工→焼入れ→焼戻し→研磨」の工程で作製した。ここで、上記大ローラーは、直径が１３０ｍｍで、クラウニングを１００ｍｍＲのものとした。

上記のようにして作製した小ローラーと大ローラーを用い、表５に示す条件でローラーピッチング試験を行った。

試験数は各７個とし、縦軸に面圧を、横軸に破壊までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数１．０×１０⁷回での面圧をピッチング強度とした。

なお、鋼Ｅの化学成分は、一般的に用いられるＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０鋼に相当するため、鋼Ｅのピッチング強度である１９５０ＭＰａを基準とし、これを４０％以上上回ることを目標とした。

表６に、鋼Ｅ〜Ｎについての前記各調査の結果、すなわち、介在物群の最大長さ、個々の介在物の最大長さ及びピッチング強度を示す。なお、表６おいては、個々の介在物の最大長さを「介在物最大長さ」と表記し、介在物群の最大長さを「介在物群最大長さ」と表記した。

図６に介在物群の最大長さ（図６中では「介在物群最大長さ」と表記）とローラーピッチング試験でのピッチング強度との関係を示す。また、図７に個々の介在物の最大長さ（図７中では「介在物最大長さ」と表記）とローラーピッチング試験でのピッチング強度との関係を示す。

図６及び図７からわかるように、個々の介在物の最大長さよりも、介在物群の最大長さの方がピッチング強度との相関が強く、介在物群の最大長さが３０μｍ以下であれば、ピッチング強度が大きく向上し、前記の目標値を満足する。

したがって、本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さを３０μｍ以下と規定した。

なお、介在物の大きさ及び分布には、介在物の組成、凝固速度及び凝固偏析などが影響する。また、製鋼設備によっても影響を受ける。

このため、鋼材断面において、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さを３０μｍ以下とするためには、次のような方法を採用すればよい。例えば、
（ａ）鋼中の含有量を、Ａｌは０．０５％以下、Ｏは０．００２％以下、Ｔｉは０．００３％以下及びＮは０．０２５％以下にすること。

（ｂ）取鍋、タンディッシュ等の耐火物の溶損や鋳造時のスラグ及びパウダーの巻き込みを防止すること。

（ｃ）鋳造をインゴットで行う場合には、小型の鋳型を用い、鋳型の材質に熱伝導のよいものを用いること。なお、実施例などに用いた３０ｋｇインゴットの場合には、上記の（ａ）及び（ｂ）を満たし、且つ鋳型の材質に熱伝導のよいものを用いれば、目標とする介在物群の最大長さが得られる。

（ｄ）一方、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造し、それから棒鋼又は線材を製造する場合、先ず、鋼中の含有量をＡｌは０．０４％以下、Ｏは０．００１％以下、Ｔｉは０．００２％以下及びＮは０．０１８％以下にしてから、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、また、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、更に、総鍛錬比、つまり「ブルームの断面積／棒鋼又は線材の断面積」が４０以上となるように加工すればよい。

表７に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｐを溶解した。

上記の鋼のうち、鋼ａ〜ｃは１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。なお、鋼ｃについては、鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。

また、鋼ｄ〜ｎは３０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、インゴットに鋳造した。なお、鋼ｄ〜ｍについては通常鋳型を用い、鋼ｎについては、凝固速度を遅くするために、シリカ鋳型を用いた。

更に、鋼ｏ及び鋼ｐは、７０ｔ（トン）転炉で溶解し、連続鋳造によって４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを製造した。鋼ｏについては、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を十分に行った。一方、鋼ｐは二次精錬でＶＡＤ処理（真空アーク脱ガス処理）を実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を弱めて行った。

上記のようにして得たインゴットとブルームについて次に示す処理を行った。

先ず、鋼ａ〜ｃのインゴットは、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。これらの各棒鋼を、５個ずつに分割し、前記表２に示す条件（Ｎｏ．１〜５）で熱処理を行って室温まで放冷した。その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

また、鋼ｄ〜ｎのインゴットは、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。これらの各棒鋼に表２の条件Ｎｏ．２の熱処理を行って室温まで放冷した。その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

鋼ｏのブルームは、表２の条件Ｎｏ．２の熱処理を行って室温まで放冷した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角のビレットにした。次いで、このビレットを１２５０℃で２時間加熱した後、９００〜９５０℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。

更に、鋼ｐのブルームは、表２の条件Ｎｏ．４の熱処理を行って室温まで放冷した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角のビレットにした。次いで、このビレットを１１５０℃で１時間加熱した後、９００〜９５０℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。

このようにして得た鋼ａ〜ｐの直径３５ｍｍの各棒鋼から切り出した試験片について、圧延方向又は鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて介在物の測定を行った。

なお、上記の光学顕微鏡による観察は、１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲毎に行い、その範囲内の介在物群の最大長さを測定した。各試料についてこの測定を１５視野ずつ実施し、測定面積１５００ｍｍ²中での介在物群の最大長さを決定した。なお、上記の調査において、硫化物は測定の対象から除外した。

また、上記の鏡面研磨した面で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いた線分析を行った。このＥＰＭＡによる線分析は、ビーム直径を１μｍ、走査速度を２００μｍ／分として実施した。

更に、ローラーピッチング試験も行った。

すなわち、上述の方法で作製した鋼ａ〜ｐの直径３５ｍｍの各棒鋼から、直径が２６ｍｍのローラーピッチング試験で用いる小ローラーを採取し、下記表８、及び図８に示す条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後急冷し、１６０℃で２時間保持後、放冷する条件で焼戻しを行った。

上記のようにして作製した小ローラーと大ローラーを用い、前記表５に示した条件でローラーピッチング試験を行った。

なお、試験数は各７個とし、縦軸に面圧を、横軸に破壊までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数１．０×１０⁷回での面圧をピッチング強度とした。

なお、ピッチング強度の目標は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０鋼に相当する前述の鋼Ｅのピッチング強度である１９５０ＭＰａを４０％以上上回ること、つまり、２７３０ＭＰａを上回ること、とした。

表９及び表１０に、上記の各試験結果を示す。なお、表９及び表１０の「均質化処理条件」欄における番号は表２の処理条件Ｎｏ．に対応するものである。また、「浸炭（窒化）処理条件」欄の番号は表８の処理番号に対応するものである。なお、前記(1)式で表されるＡの最小値は、表９及び表１０においては、「(1)式で表されるＡの値」と表記した。

表９及び表１０から、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合には、ローラーピッチング試験におけるピッチング強度は２７３０ＭＰａに達しない低いものである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を満たす試験番号の場合には、ローラーピッチング試験におけるピッチング強度は目標とする２７３０ＭＰａを超える大きな値であることが明らかである。

本発明（１）及び（２）の鋼材に浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後急冷した部品、或いは前記急冷後更に必要に応じて焼戻しを施した部品は、安定且つ良好なピッチング強度を有するので、自動車や産業機械の部品である歯車、プーリー、シャフトなどに用いることができる。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いて線分析を行った位置を示す図である。直径３５ｍｍの供試材から、直径が２６ｍｍで厚さが１５ｍｍの試験片を採取する状況を説明する図である。（ａ）はガス浸炭処理とその後の冷却の条件を説明する図、また、（ｂ）は焼戻しの条件を説明する図である。ＳＥＭを用いた表層から２００μｍの領域の組織調査を説明する図である。前記(1)式で表されるＡの最小値（図では「Ａ値」と表記）とＮｂ及びＶの含有とが、表層から２００μｍの領域をＳＥＭ観察した場合のベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無に及ぼす影響について示す図である。介在物群の最大長さ（図では「介在物群最大長さ」と表記）とローラーピッチング試験でのピッチング強度との関係を示す図である。個々の介在物の最大長さ（図では「介在物最大長さ」と表記）とローラーピッチング試験でのピッチング強度との関係を示す図である。浸炭処理又は浸炭窒化処理とその後の急冷を２回行う方法を説明する図である。

Claims

浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下で、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１３以上で、しかも、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。
Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．００７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）・・・・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。また、介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物を１つの群とみなしたものをいう。
浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％に加えて、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、Ｐは０．０２５％以下で、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１５以上で、しかも、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。
Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．００７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）・・・・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。また、介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物を１つの群とみなしたものをいう。