JP6085210B2 - 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 - Google Patents
転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6085210B2 JP6085210B2 JP2013069566A JP2013069566A JP6085210B2 JP 6085210 B2 JP6085210 B2 JP 6085210B2 JP 2013069566 A JP2013069566 A JP 2013069566A JP 2013069566 A JP2013069566 A JP 2013069566A JP 6085210 B2 JP6085210 B2 JP 6085210B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- carbonitride
- rolling fatigue
- fatigue characteristics
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械構造部品の素材となる肌焼鋼に関し、特に、優れた転動疲労特性を発揮する肌焼鋼に関するものである。
自動車用変速機をはじめとする各種伝達装置、或いはＣＶＴプーリー等の動力伝達装置などに用いられる歯車などの摺動部品は、接触面圧が高く、また外力が変動するような過酷な環境で使用されている。特にこれら部品には高い応力が繰り返し負荷されるため、その素材である鋼材には、耐摩耗性だけでなく、転動疲労特性にも優れていることが要求されている。このような鋼材としては、浸炭焼入れなどによって表面を硬化させた鋼（所謂、肌焼鋼）が用いられている。
転動疲労特性への要求は、産業機械等の高性能化、軽量化に対応して年々高くなっている。そのため、各種部品の更なる耐久性向上のため、肌焼鋼にはより一層優れた転動疲労特性が求められている。
従来、転動疲労特性は、鋼中に生成する酸化物系介在物のなかでも、主にＡｌ脱酸鋼を用いたときに生成するＡｌ2Ｏ3等の硬質の酸化物系介在物の個数密度と深く相関していると考えられていた。そのため、上記酸化物系介在物の個数密度を低減することによって転動疲労特性を改善することが検討されてきた。
また近年では、転動疲労特性と、酸化物系介在物に代表される非金属系介在物の関係に関する研究が進み、以下のような提案がされている。すなわち、従来のようなＡｌ脱酸鋼を用いるのではなく、鋼中のＡｌ含有量を極力抑えると共に、生成する非金属系介在物を制御することにより、転動疲労特性の向上を図る技術が提案されている。
例えば特許文献１は、酸化物、硫化物、窒化物といった非金属系介在物の大きさを制御することで、転動疲労特性の向上を図る技術が開示されている。具体的には極値統計法によって求められる評価面積における非金属系介在物の最大介在物径の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値を４０μｍ以下（硫化物系介在物）、あるいは６０μｍ以下（酸化物系介在物、窒化物系介在物）に制御することで、転動疲労特性の向上を図る技術が開示されている。
しかしながら従来検討されていた非金属系介在物の個数を低減させることや、上記特許文献１のように複数の非金属系介在物のサイズを低減することは、コスト面などを考慮すると限界があった。すなわち、非金属系介在物を極限まで微細化することやゼロ（不存在）とすることは、工業生産上の観点からは実質的に不可能である。したがって上記従来技術による転動疲労特性の向上には限界があった。
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、転動疲労特性に優れた肌焼鋼を提供することである。
上記課題を解決し得た本発明に係る転動疲労特性に優れた肌焼鋼は、最大の酸化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が４０μｍ以下に制御された肌焼鋼であって、Ｃ：０．３２〜０．４８％（「質量％」の意味、以下、化学成分組成について同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．８５〜１．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０９％、おおびＮ：０．００５〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、平均粒子径が２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の密度が１０個／ｃｍ2以下であり、且つ平均粒子径が０．０１〜０．１μｍのＮｂ炭窒化物の密度が１個／μｍ2以上であることに要旨を有する。
本発明の好ましい実施態様において、上記肌焼鋼は更にＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．８５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである。
また上記肌焼鋼は、更にＴｉ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい実施態様である。
本発明によれば、鋼材の化学成分組成、および鋼材に含まれるＮｂ炭窒化物が適切に制御されているため、転動疲労特性に極めて優れた肌焼鋼を提供できる。
本明細書において「肌焼鋼」とは、ＳＣｒ、ＳＣＭなどのようにＣｒやＭｎなどの合金元素を含んだ化学成分の鋳鋼を用い、均熱処理（溶体化処理）後に熱間鍛造し、さらに再熱間加工（例えば熱間圧延）したものを意味する。
また、本明細書において機械構造用部品（以下、単に「部品」ということがある）とは、上記のようにして製造された肌焼鋼を冷間鍛造し、切削するなどして所望の部品形状に成形した後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理（肌焼処理）を施したものを意味する。
従来から転動疲労特性に影響を与える要因の一つとして、鋼材（肌焼鋼を意味する。以下同じ）中の非金属系介在物を起点とした疲労剥離（転動疲労損傷）によって生じることが知られている。そしてこのような疲労剥離については、酸化物系介在物の大きさを制御することが有効であることも公知である。そのため本発明でも極値統計法に基づく評価面積（ａｒｅａ）における最大の酸化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値（以下、「酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値」ということがある）を所定値以下のレベルにすることとした。この点について具体的に検討したところ、本発明では酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値が４０μｍを超えると、転動疲労特性を向上させることが困難となることがわかった。したがって本発明において酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値は、４０μｍ以下、好ましくは３５μｍ以下、より好ましくは３０μｍ以下に制御する。
なお、酸化物系介在物としては、鋼中の化学成分組成と酸素が結合して生成する酸化物系介在物であり、例えばＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｇＯ、ＭｇＯとＡｌ2Ｏ3の複合酸化物などが例示される。
そして本発明者らは、酸化物系介在物のサイズを上記のように制御することを前提として、より優れた転動疲労特性を付与する観点から研究を重ねた。具体的には酸化物系介在物以外の非金属系介在物を制御するのではなく、鋼材の母相（マルテンサイト組織）を強化することで、転動疲労特性を向上させることを検討した。
その結果、Ｎｂを添加し、微細なＮｂ炭窒化物を分散させることで母相を強化し、転動疲労特性を向上できることを見出した。本発明に至った経緯は以下の通りである。
Ｎｂは旧オーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素であり、またＮｂはＮやＣと結合することでＮｂ炭窒化物（Ｎｂを含有する炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を生成することが知られている。しかしながらＮｂを添加して生成される従来のＮｂ炭窒化物は平均粒子径が２μｍ以上の粗大なものであった（以下、「粗大なＮｂ炭窒化物」ということがある）。このような粗大なＮｂ炭窒化物が存在する鋼材の転動疲労特性について調べた結果、粗大なＮｂ炭窒化物に起因して、転動疲労特性が低下することがわかった（表２Ｎｏ．１−３〜１−７）。
ところがＮｂ炭窒化物を微細化（平均粒子径０．０１〜０．１μｍ）し（以下、「微細なＮｂ炭窒化物」ということがある）、鋼材中に分散させることで、転動疲労特性を飛躍的に向上できることがわかった。本発明はこのような知見に基づいてなされたものであって、その具体的な構成は以下の通りである。
平均粒子径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物（粗大なＮｂ炭窒化物）の密度：１０個／ｃｍ2以下
粗大なＮｂ炭窒化物は、転動疲労特性を悪化させる原因となる。そのため、鋼材中の粗大なＮｂ炭窒化物は極力低減する必要がある。したがって粗大なＮｂ炭窒化物の密度は、１０個／ｃｍ2以下、好ましくは５個／ｃｍ2以下、より好ましくは１個／ｃｍ2以下である。
粗大なＮｂ炭窒化物は、転動疲労特性を悪化させる原因となる。そのため、鋼材中の粗大なＮｂ炭窒化物は極力低減する必要がある。したがって粗大なＮｂ炭窒化物の密度は、１０個／ｃｍ2以下、好ましくは５個／ｃｍ2以下、より好ましくは１個／ｃｍ2以下である。
平均粒子径０．０１〜０．１μｍのＮｂ炭窒化物（微細なＮｂ炭窒化物）の密度：１個／μｍ2以上
微細なＮｂ炭窒化物は、母相の強化に有効に作用し、転動疲労特性の向上に寄与する。こうした効果を得るためには微細なＮｂ炭窒化物が鋼材中に分散していることが必要である。したがって微細なＮｂ炭窒化物の密度は１個／μｍ2以上、好ましくは３個／μｍ2以上、より好ましくは５個／μｍ2以上である。転動疲労特性向上の観点からは微細なＮｂ炭窒化物の密度の上限は特に限定されない。例えばＮｂ量を考慮して、好ましくは３０個／μｍ2以下、より好ましくは２５個／μｍ2以下である。
微細なＮｂ炭窒化物は、母相の強化に有効に作用し、転動疲労特性の向上に寄与する。こうした効果を得るためには微細なＮｂ炭窒化物が鋼材中に分散していることが必要である。したがって微細なＮｂ炭窒化物の密度は１個／μｍ2以上、好ましくは３個／μｍ2以上、より好ましくは５個／μｍ2以上である。転動疲労特性向上の観点からは微細なＮｂ炭窒化物の密度の上限は特に限定されない。例えばＮｂ量を考慮して、好ましくは３０個／μｍ2以下、より好ましくは２５個／μｍ2以下である。
次に、本発明の鋼材の化学成分組成について説明する。
Ｃ：０．３２〜０．４８％
Ｃは鋼材に要求される内部硬さを上昇させ、静的強度を向上させるために必要な元素である。また十分な内部硬さを確保することで、転動疲労による内部破壊の発生を抑制できる。こうした効果を得るためには、Ｃ量は０．３２％以上、好ましくは０．３４％以上、より好ましくは０．３６％以上である。一方、Ｃが過剰になると、浸炭が阻害されて転動疲労寿命が低下したり、鋼材の焼鈍時に粗大なＦｅ炭化物（セメンタイト）が生成し、鋼材中に残存にした該粗大なＦｅ炭化物が疲労破壊の起点となって、転動疲労寿命が低下する。そのため、Ｃ量は０．４８％以下、好ましくは０．４６％以下、より好ましくは０．４４％以下である。
Ｃは鋼材に要求される内部硬さを上昇させ、静的強度を向上させるために必要な元素である。また十分な内部硬さを確保することで、転動疲労による内部破壊の発生を抑制できる。こうした効果を得るためには、Ｃ量は０．３２％以上、好ましくは０．３４％以上、より好ましくは０．３６％以上である。一方、Ｃが過剰になると、浸炭が阻害されて転動疲労寿命が低下したり、鋼材の焼鈍時に粗大なＦｅ炭化物（セメンタイト）が生成し、鋼材中に残存にした該粗大なＦｅ炭化物が疲労破壊の起点となって、転動疲労寿命が低下する。そのため、Ｃ量は０．４８％以下、好ましくは０．４６％以下、より好ましくは０．４４％以下である。
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは固溶して鋼材の変形抵抗を増大させ、加工性を低下させることがある。またＳｉは浸炭を阻害するため、所望の焼入れ硬さが得られないことがある。したがってＳｉは低減することが望ましい。そのためＳｉ量は、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。なお、Ｓｉは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｓｉ量を０％にすることは工業生産上困難なため、０％を含まないとした。
Ｓｉは固溶して鋼材の変形抵抗を増大させ、加工性を低下させることがある。またＳｉは浸炭を阻害するため、所望の焼入れ硬さが得られないことがある。したがってＳｉは低減することが望ましい。そのためＳｉ量は、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。なお、Ｓｉは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｓｉ量を０％にすることは工業生産上困難なため、０％を含まないとした。
Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｍｎは鉄やセメンタイト中に固溶し、鋼材の変形抵抗を増大させ、加工性を低下させることがある。またＭｎが過剰になると浸炭焼入れ後に軟質な残留オーステナイト組織が残存し、焼入れ硬さが低下することがある。したがってＭｎは低減することが望ましい。そのため、Ｍｎ量は、１．５％以下、好ましくは１．２％以下、より好ましくは０．９５％以下である。なお、ＭｎはＳｉと同様、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、０％を含まないとした。
Ｍｎは鉄やセメンタイト中に固溶し、鋼材の変形抵抗を増大させ、加工性を低下させることがある。またＭｎが過剰になると浸炭焼入れ後に軟質な残留オーステナイト組織が残存し、焼入れ硬さが低下することがある。したがってＭｎは低減することが望ましい。そのため、Ｍｎ量は、１．５％以下、好ましくは１．２％以下、より好ましくは０．９５％以下である。なお、ＭｎはＳｉと同様、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、０％を含まないとした。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがってＰは低減することが望ましい。そのためＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｐは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量を０％にすることは工業生産上困難なため、０％を含まないとした。
Ｐは、結晶粒界に偏析して転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがってＰは低減することが望ましい。そのためＰ量は、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｐは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量を０％にすることは工業生産上困難なため、０％を含まないとした。
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓは、硫化物（ＭｎＳなど）を生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがってＳは低減することが望ましい。そのため、Ｓ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。ＳもＰと同様、不可避的に含まれる元素であるため、０％を含まないとした。
Ｓは、硫化物（ＭｎＳなど）を生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす不純物元素である。したがってＳは低減することが望ましい。そのため、Ｓ量は、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。ＳもＰと同様、不可避的に含まれる元素であるため、０％を含まないとした。
Ｃｒ：０．８５〜１．５０％
Ｃｒは焼入れ性を増大させ、浸炭処理時の浸炭性を高めて部品強度を得るために必要な浸炭硬化層の確保に有効な元素である。このような効果を得るためにＣｒ量は、０．８５％以上、好ましくは０．９０％以上であり、さらに好ましくは０．９５％以上である。一方、Ｃｒが過剰になると、Ｃｒ炭化物が過剰に析出して十分な浸炭硬化層を形成できなくなり、強度が低下する。そのため、Ｃｒ量は１．５０％以下、好ましくは１．３５％以下、より好ましくは１．２５％以下である。
Ｃｒは焼入れ性を増大させ、浸炭処理時の浸炭性を高めて部品強度を得るために必要な浸炭硬化層の確保に有効な元素である。このような効果を得るためにＣｒ量は、０．８５％以上、好ましくは０．９０％以上であり、さらに好ましくは０．９５％以上である。一方、Ｃｒが過剰になると、Ｃｒ炭化物が過剰に析出して十分な浸炭硬化層を形成できなくなり、強度が低下する。そのため、Ｃｒ量は１．５０％以下、好ましくは１．３５％以下、より好ましくは１．２５％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは脱酸作用を有し、酸化物系介在物量を低減して転動疲労特性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を得るために０．００５％以上Ａｌを含有させる必要があり、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌが過剰になると、粗大な酸化物系介在物（Ａｌ2Ｏ3など）が生成し、転動疲労特性が低下する。そのため、Ａｌ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは脱酸作用を有し、酸化物系介在物量を低減して転動疲労特性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を得るために０．００５％以上Ａｌを含有させる必要があり、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌが過剰になると、粗大な酸化物系介在物（Ａｌ2Ｏ3など）が生成し、転動疲労特性が低下する。そのため、Ａｌ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下である。
Ｎ：０．００５〜０．０２０％
Ｎは十分な密度の微細なＮｂ炭窒化物の生成に寄与し、転動疲労特性向上に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎは０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．００９％以上である。一方、Ｎが過剰になるとＴｉＮを生成し、転動疲労特性を悪化させる。そのため、Ｎ量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１８０％以下、より好ましくは０．０１５０％以下である。
Ｎは十分な密度の微細なＮｂ炭窒化物の生成に寄与し、転動疲労特性向上に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎは０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．００９％以上である。一方、Ｎが過剰になるとＴｉＮを生成し、転動疲労特性を悪化させる。そのため、Ｎ量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１８０％以下、より好ましくは０．０１５０％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．０９％
Ｎｂは本発明において特に重要な役割を果たす元素であり、鋼中のＮおよびＣと結合して窒化物や炭化物もしくは炭窒化物を生成する。特に本発明では微細なＮｂ炭窒化物を鋼材中に分散させることで母相の金属組織を強靭化し、転動疲労特性を改善するために必要な元素である。またＮｂは、浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制し、衝撃特性の低下を防ぐ効果を有する元素である。こうした効果を得るには、Ｎｂ量は、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｎｂが過剰になると、粗大なＮｂ炭窒化物が多く生成され、かえって転動疲労特性を低下させる。そのため、Ｎｂ量は０．０９％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｎｂは本発明において特に重要な役割を果たす元素であり、鋼中のＮおよびＣと結合して窒化物や炭化物もしくは炭窒化物を生成する。特に本発明では微細なＮｂ炭窒化物を鋼材中に分散させることで母相の金属組織を強靭化し、転動疲労特性を改善するために必要な元素である。またＮｂは、浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制し、衝撃特性の低下を防ぐ効果を有する元素である。こうした効果を得るには、Ｎｂ量は、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｎｂが過剰になると、粗大なＮｂ炭窒化物が多く生成され、かえって転動疲労特性を低下させる。そのため、Ｎｂ量は０．０９％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄、および不可避不純物である。該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。本発明では、転動疲労特性を高めるため、下記選択元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ）を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。なお、本発明では上記以外の不可避不純物は本発明の上記特性に影響を与えない範囲で含まれていてもよい。不可避不純物は例えば０．１０％までは許容する趣旨である。
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．８５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏは、いずれも焼入性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。更にこれら元素は夫々以下の特有の効果を有している。
Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏは、いずれも焼入性向上元素として作用し、硬さを高めて転動疲労特性の向上に寄与する元素である。更にこれら元素は夫々以下の特有の効果を有している。
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、耐食性の向上に有効に作用する元素である。こうした効果を得るには、Ｃｕ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｃｕが過剰になると、熱間圧延性を低下させる。そのためＣｕ量は好ましく０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
Ｃｕは、耐食性の向上に有効に作用する元素である。こうした効果を得るには、Ｃｕ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｃｕが過剰になると、熱間圧延性を低下させる。そのためＣｕ量は好ましく０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、靭性を高めて、衝撃特性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｉ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｎｉは高価であり、コスト面から削減が望ましい。またＮｉが過剰になると被削性を低下させる。そのためＮｉ量は、好ましく０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、好ましくは０．３％以下である。
Ｎｉは、靭性を高めて、衝撃特性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｉ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｎｉは高価であり、コスト面から削減が望ましい。またＮｉが過剰になると被削性を低下させる。そのためＮｉ量は、好ましく０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、好ましくは０．３％以下である。
Ｍｏ：０．８５％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、機械的強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｏ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｏは高価であり、コスト面から削減が望ましい。またＭｏが過剰になると被削性を低下させる。そのためＭｏ量は、好ましく０．８５％以下、より好ましくは０．４５％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、機械的強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｏ量は好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｏは高価であり、コスト面から削減が望ましい。またＭｏが過剰になると被削性を低下させる。そのためＭｏ量は、好ましく０．８５％以下、より好ましくは０．４５％以下である。
また本発明では不可避不純物として含まれるＴｉ量をできるだけ低減することも望ましい。
Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす元素である。したがってＴｉは低減することが望ましい。そのためＴｉ量は好ましく０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｔｉは、不可避的に含まれる元素であるため、０％を含まないとした。
Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、転動疲労特性に悪影響を及ぼす元素である。したがってＴｉは低減することが望ましい。そのためＴｉ量は好ましく０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｔｉは、不可避的に含まれる元素であるため、０％を含まないとした。
次に本発明に係る上記肌焼鋼の製造方法について説明する。
本発明の肌焼鋼は、従来公知の製造工程に基づいて製造できる。すなわち、鋼を溶製し、常法に従って鋳片を鋳造する（鋳造工程）。得られた鋳片に均熱処理（溶体化処理に相当）を施した後に熱間鍛造し、室温まで冷却する（分塊圧延工程）。その後、再加熱して熱間加工（例えば熱間圧延）することによって（棒鋼圧延工程）、肌焼鋼が得られる。
上記従来の製造工程において、本発明では粗大なＮｂ炭窒化物の生成を抑制すると共に微細なＮｂ炭窒化物を生成する観点から、鋳造工程、及び分塊圧延工程における熱処理条件を適切に制御することが重要である。以下、各工程について詳しく説明するが、特に記載のない製造条件については従来の製造条件を採用すればよい。
鋳造工程：
まず、鋼を溶製し、鋳片を作製する。溶製にあたっては取鍋中の溶鋼にＮｂやＡｌなどを添加して化学成分組成を上記所定の範囲となるように調整する。この際、Ａｌなど脱酸作用を有する元素を添加して溶鋼の溶存酸素量を低減することで酸化物系介在物の生成を抑制できると共に、酸化物系介在物の√Ａｒｅａ Ｍａｘの予測値も４０μｍ以下に制御できる。
まず、鋼を溶製し、鋳片を作製する。溶製にあたっては取鍋中の溶鋼にＮｂやＡｌなどを添加して化学成分組成を上記所定の範囲となるように調整する。この際、Ａｌなど脱酸作用を有する元素を添加して溶鋼の溶存酸素量を低減することで酸化物系介在物の生成を抑制できると共に、酸化物系介在物の√Ａｒｅａ Ｍａｘの予測値も４０μｍ以下に制御できる。
またＮｂは溶鋼中で固溶しているが、鋳造時に溶鋼が冷却されて凝固する過程でＮｂ炭窒化物が生成する。本発明者らが検討したところ、この際の冷却速度が遅くなる程、粗大なＮｂ炭窒化物も多く生成されることがわかった。そのため、粗大なＮｂ炭窒化物の生成を抑制する観点からは、溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）までの平均冷却速度をできるだけ速くすることが望ましい。例えば平均冷却速度は、好ましくは１５０℃／時間以上、より好ましくは２００℃／時間以上であって、好ましくは１５００℃／時間以下、より好ましくは１２００℃／時間以下とすることが推奨される。
分塊圧延工程：
続いて鋳片に均熱処理を施してから熱間鍛造する。本発明では分塊圧延工程において、粗大なＮｂ炭窒化物を固溶させると共に、微細なＮｂ炭窒化物を必要な密度で析出させている。上記鋳造工程において冷却速度を制御しても鋳片には粗大なＮｂ炭窒化物が残存しており、その密度は本発明の規定を上回っている。そのため粗大なＮｂ炭窒化物を更に低減する必要がある。したがって以下の温度条件で均熱処理することが推奨される。
続いて鋳片に均熱処理を施してから熱間鍛造する。本発明では分塊圧延工程において、粗大なＮｂ炭窒化物を固溶させると共に、微細なＮｂ炭窒化物を必要な密度で析出させている。上記鋳造工程において冷却速度を制御しても鋳片には粗大なＮｂ炭窒化物が残存しており、その密度は本発明の規定を上回っている。そのため粗大なＮｂ炭窒化物を更に低減する必要がある。したがって以下の温度条件で均熱処理することが推奨される。
均熱処理時の保持温度は、１２５０℃以上、好ましくは１２７０℃以上であって、１３５０℃以下、好ましくは１３３０℃以下の範囲とし、該温度域で保持することで粗大なＮｂ炭窒化物を固溶することができる。なお、該温度域で保持する時間は特に限定されず、粗大なＮｂ炭窒化物を固溶できる時間であればよい。該保持時間は、例えば２０分以上が好ましく、より好ましくは３０分以上であって、好ましくは８時間以下である。このような条件で均熱処理することで、上記残存した粗大なＮｂ炭窒化物を固溶させて、その密度を低減できると共に、微細なＮｂ炭窒化物の生成を促進できる。上記均熱処理して得られた鋼片を熱間鍛造し、空冷などにより室温まで冷却すればよい。
棒鋼圧延工程：
上記熱間鍛造後の鋼片は、再加熱して熱間加工（例えば、棒鋼圧延などの熱間圧延）することによって本発明の肌焼鋼が得られる。本発明では、この再加熱時の温度は特に限定されない。例えば９００℃〜１１００℃とし、１８０分以下の処理を行えばよい。
上記熱間鍛造後の鋼片は、再加熱して熱間加工（例えば、棒鋼圧延などの熱間圧延）することによって本発明の肌焼鋼が得られる。本発明では、この再加熱時の温度は特に限定されない。例えば９００℃〜１１００℃とし、１８０分以下の処理を行えばよい。
このようにして得られた肌焼鋼は、本発明で規定する上記要件、すなわち粗大なＮｂ炭化物と微細なＮｂ炭窒化物が所定の密度に制御され、且つ酸化物系介在物（√ａｒｅａ ｍａｘ）も制御されており、転動疲労特性にも優れた効果を奏する。
このようにして得られた肌焼鋼は、常法に従って冷間加工（例えば、冷間鍛造）して所定の部品形状とした後、常法に従って浸炭処理することによって機械構造部品を製造できる。浸炭処理条件は特に限定されない。例えば、一般的な浸炭雰囲気下（ガス浸炭、減圧浸炭、真空浸炭、或いは浸炭窒化処理）で、約９３０〜９５０℃で、約３〜２５時間保持すれば、所望の浸炭硬化層を確保できる。またその後、例えば８４０〜８６０℃程度で３０分〜２時間程度保持した後、焼入れ（油焼入れ、水焼入れ、ガス焼入れ）などを行う。その後、焼戻し処理（例えば１３０℃〜２００℃の温度において１〜３時間程度）を行う。こうして得られた機械構造部品は、従来よりも優れた転動疲労特性を奏するものである。
本発明で得られる機械構造部品の具体的な形態としては、例えば、歯車、軸付き歯車、クランクシャフトなどのシャフト類、無段変速機（ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ）、軸受などが挙げられる。特に、歯車のなかでも、ディファレンシャルユニットに用いられる傘歯車として好適に用いることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。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る。それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
本実施例では下記条件でＮｂ炭窒化物、酸化物系介在物、転動疲労特性を測定した。
（平均粒子径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の密度の測定方法）
供試材（肌焼鋼）を用いて粗大なＮｂ炭窒化物の密度を測定した。具体的には供試材表面からＤ／４位置（Ｄは直径または厚み）における鋼断面をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いて４視野（１視野当たり１ｃｍ2）測定した。この際、組織をＸ線で分析してＮｂ炭窒化物を判別し、平均粒子径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数を算出する。なお、粒径は円相当直径に換算したものである。算出した４視野分の粗大なＮｂ炭窒化物の合計個数を、１ｃｍ2当たりの個数に換算する。得られた平均密度を表２、４中に記載した（「粗大Ｎｂ炭窒化物」欄）。本発明では、粗大なＮｂ炭窒化物の密度が１０個／ｃｍ2以下を合格と評価した。また該密度が５個／ｃｍ2以下をより望ましい合格基準とし、更に１個／ｃｍ2以下を最も望ましい合格基準とした。
供試材（肌焼鋼）を用いて粗大なＮｂ炭窒化物の密度を測定した。具体的には供試材表面からＤ／４位置（Ｄは直径または厚み）における鋼断面をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いて４視野（１視野当たり１ｃｍ2）測定した。この際、組織をＸ線で分析してＮｂ炭窒化物を判別し、平均粒子径２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数を算出する。なお、粒径は円相当直径に換算したものである。算出した４視野分の粗大なＮｂ炭窒化物の合計個数を、１ｃｍ2当たりの個数に換算する。得られた平均密度を表２、４中に記載した（「粗大Ｎｂ炭窒化物」欄）。本発明では、粗大なＮｂ炭窒化物の密度が１０個／ｃｍ2以下を合格と評価した。また該密度が５個／ｃｍ2以下をより望ましい合格基準とし、更に１個／ｃｍ2以下を最も望ましい合格基準とした。
（平均粒子径が０．０１〜０．１μｍのＮｂ炭窒化物の密度の測定方法）
供試材（肌焼鋼）を用い、レプリカ抽出法にて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察用サンプルを作製する。観察用サンプルの任意の領域において、ＴＥＭにて倍率５万倍で４視野分の写真（４視野の合計面積２１．０μｍ2）を撮影し、平均粒子径０．０１〜０．１μｍの微細なＮｂ炭窒化物の個数を算出する。なお、粒径は円相当直径に換算したものである。算出した４視野分の微細なＮｂ炭窒化物の合計個数を、１μｍ2当たりの個数に換算する。得られた平均密度を表２、４中に記載した（「微細Ｎｂ炭窒化物」欄）。本発明では、微細なＮｂ炭窒化物の密度が１個／μｍ2以上を合格と評価した。該密度が３個／μｍ2以上をより望ましい合格基準とし、更に５個／μｍ2以上を最も望ましい合格基準とした。
供試材（肌焼鋼）を用い、レプリカ抽出法にて透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察用サンプルを作製する。観察用サンプルの任意の領域において、ＴＥＭにて倍率５万倍で４視野分の写真（４視野の合計面積２１．０μｍ2）を撮影し、平均粒子径０．０１〜０．１μｍの微細なＮｂ炭窒化物の個数を算出する。なお、粒径は円相当直径に換算したものである。算出した４視野分の微細なＮｂ炭窒化物の合計個数を、１μｍ2当たりの個数に換算する。得られた平均密度を表２、４中に記載した（「微細Ｎｂ炭窒化物」欄）。本発明では、微細なＮｂ炭窒化物の密度が１個／μｍ2以上を合格と評価した。該密度が３個／μｍ2以上をより望ましい合格基準とし、更に５個／μｍ2以上を最も望ましい合格基準とした。
（酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値の測定方法）
供試材（肌焼鋼）を用いて酸化物系介在物の最大サイズは極値分布（ここではワイブル分布）に従うと仮定し、極値統計法（Ｅｘｔｒｅｍｅ Ｖａｌｕｅ Ｓｔａｔｉｓｔｉｃｓ Ｍｅｔｈｏｄ）を用いて算出した。まず、供試材の表面を光学顕微鏡（倍率１００倍×２０視野：１視野当たり１５ｍｍ2、合計視野面積３００ｍｍ2）を用いて観察する。各視野において最大の酸化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）を測定する。測定した２０視野の最大の酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの値を用い、極値確率紙を用いて、基準化変数：Ｙ＝８．１１となるとき（予測面積：１００万ｍｍ2に相当）の値を予測される最大サイズとした。なお、上記測定方法は公知であり、上記以外の測定条件については、常法に従って設定すればよい。測定方法に関して例えば「ＪＩＳ点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用 鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）Ｎｏ．１２」も参照文献である。本実施例において酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値は、４０μｍ以下を合格と評価し、更に３５μｍ以下をより望ましい合格基準とし、更に３０μｍ以下を最も望ましい合格基準とした。
供試材（肌焼鋼）を用いて酸化物系介在物の最大サイズは極値分布（ここではワイブル分布）に従うと仮定し、極値統計法（Ｅｘｔｒｅｍｅ Ｖａｌｕｅ Ｓｔａｔｉｓｔｉｃｓ Ｍｅｔｈｏｄ）を用いて算出した。まず、供試材の表面を光学顕微鏡（倍率１００倍×２０視野：１視野当たり１５ｍｍ2、合計視野面積３００ｍｍ2）を用いて観察する。各視野において最大の酸化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）を測定する。測定した２０視野の最大の酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの値を用い、極値確率紙を用いて、基準化変数：Ｙ＝８．１１となるとき（予測面積：１００万ｍｍ2に相当）の値を予測される最大サイズとした。なお、上記測定方法は公知であり、上記以外の測定条件については、常法に従って設定すればよい。測定方法に関して例えば「ＪＩＳ点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用 鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）Ｎｏ．１２」も参照文献である。本実施例において酸化物系介在物の√ａｒｅａ ｍａｘの予測値は、４０μｍ以下を合格と評価し、更に３５μｍ以下をより望ましい合格基準とし、更に３０μｍ以下を最も望ましい合格基準とした。
（転動疲労特性）
試験片の転動疲労寿命を測定し、転動疲労特性を評価した。スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各試験片につき転動疲労試験を１６回ずつ実施し、転動疲労寿命（Ｌ10寿命：ワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数）を測定した。転動疲労寿命（Ｌ10寿命）が１５×百万回（ｃｙｃｌｅ）を超えた場合に、転動疲労特性に優れる（合格）と評価した。また転動疲労寿命が２０×百万回以上の場合を転動疲労特性により優れると評価した。
試験片の転動疲労寿命を測定し、転動疲労特性を評価した。スラスト型転動疲労試験機にて、繰り返し速度：１５００ｒｐｍ、面圧：５．３ＧＰａ、中止回数：２×１０8回の条件にて、各試験片につき転動疲労試験を１６回ずつ実施し、転動疲労寿命（Ｌ10寿命：ワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％における疲労破壊までの応力繰り返し数）を測定した。転動疲労寿命（Ｌ10寿命）が１５×百万回（ｃｙｃｌｅ）を超えた場合に、転動疲労特性に優れる（合格）と評価した。また転動疲労寿命が２０×百万回以上の場合を転動疲労特性により優れると評価した。
実施例１
鋼を溶製し、鋳造して表１に示す化学成分組成の鋳片を作製した後、表２記載の平均冷却速度で溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）まで冷却した（表中、「鋳造時の平均冷却速度」）。得られた鋳片を所定の均熱温度（表中、「分塊圧延時の加熱温度」）に加熱して該温度で所定時間保持（表中、「分塊圧延時の加熱保持時間」）した後、９００〜１２００℃で熱間鍛造し、室温まで冷却した。次いで９００〜１１００℃まで再加熱して熱間圧延することによって、直径６５ｍｍの丸棒鋼（肌焼鋼：供試材）を製造した。この供試材を用いて粗大なＮｂ炭窒化物の密度、微細なＮｂ炭窒化物の密度、および酸化物系介在物の√Ａｒｅａ Ｍａｘの予測値を測定した。
鋼を溶製し、鋳造して表１に示す化学成分組成の鋳片を作製した後、表２記載の平均冷却速度で溶鋼の凝固開始温度（液相線温度）から凝固終了温度（固相線温度）まで冷却した（表中、「鋳造時の平均冷却速度」）。得られた鋳片を所定の均熱温度（表中、「分塊圧延時の加熱温度」）に加熱して該温度で所定時間保持（表中、「分塊圧延時の加熱保持時間」）した後、９００〜１２００℃で熱間鍛造し、室温まで冷却した。次いで９００〜１１００℃まで再加熱して熱間圧延することによって、直径６５ｍｍの丸棒鋼（肌焼鋼：供試材）を製造した。この供試材を用いて粗大なＮｂ炭窒化物の密度、微細なＮｂ炭窒化物の密度、および酸化物系介在物の√Ａｒｅａ Ｍａｘの予測値を測定した。
また上記丸棒鋼を切断し、球状化焼鈍（球状化焼鈍条件：７６０℃で５時間保持後、１０℃／ｈｒの平均冷却速度で６８０℃まで冷却した後、放冷した）を施して鋼材を軟化させた後、円盤状のスラスト型転動疲労試験用のテストピース（直径６０ｍｍ、厚さ：５ｍｍ）に加工した。このテストピースを図１に示すヒートパターンで浸炭焼入れ処理した後、１７０℃×２時間の焼戻し処理を行い、表面研磨を施して転動疲労特性評価用の試験片を得た。この試験片を用いて転動疲労特性を評価した。
表１、２より以下のことがわかる。
鋼種Ａ〜Ｄはいずれも本発明で規定する化学成分組成を満たすものである。またＮｏ．１−１、１−２、１−８は本発明で推奨する製造条件に従って作製した試験材である。これらはいずれも酸化物系介在物、及びＮｂ炭窒化物（粗大なＮｂ炭窒化物、及び微細な炭窒化物）が適切に制御されており、転動疲労寿命が優れていた。
一方、Ｎｏ．１−３、１−４は、いずれも本発明で推奨する鍛造時の平均冷却速度を下回った例である。そのため、粗大なＮｂ炭窒化物の生成量が多くなり、転動疲労寿命が悪化した。
Ｎｏ．１−５、１−６は、いずれも本発明で推奨する分塊圧延時の加熱温度を下回った例である。そのため、粗大なＮｂ炭窒化物の生成量が多く、また微細なＮｂ炭窒化物が不足したため、転動疲労寿命が悪化した。
Ｎｏ．１−７は、本発明で推奨する分塊圧延時の加熱保持時間を下回った例である。そのため、粗大なＮｂ炭窒化物の生成量が多く、また微細なＮｂ炭窒化物が不足したため、転動疲労寿命が悪化した。
実施例２
上記実施例１における鋳片の化学成分組成を表３に変更した。また鋳造時の平均冷却速度を３００℃／時間、分塊圧延時の加熱温度を１２５０℃、分塊圧延時の加熱保持時間を３０分とした以外は上記実施例１と同様にして供試材、及び試験片を製造した。
上記実施例１における鋳片の化学成分組成を表３に変更した。また鋳造時の平均冷却速度を３００℃／時間、分塊圧延時の加熱温度を１２５０℃、分塊圧延時の加熱保持時間を３０分とした以外は上記実施例１と同様にして供試材、及び試験片を製造した。
表３、表４より以下のことがわかる。
Ｎｏ．２−１〜２−１９は、いずれも本発明で規定する化学成分組成を満たすものである。これらはいずれも酸化物系介在物、及びＮｂ炭窒化物（粗大なＮｂ炭窒化物、及び微細なＮｂ炭窒化物）が適切に制御されており、転動疲労寿命が優れていた。
Ｎｏ．２−２０は、Ｃ量が本発明の規定を下回る例である。この例ではＣ量が少なすぎたため、十分な内部硬さを確保できず、内部破壊が生じて転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２１は、Ｃ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＣ量が多すぎたため、浸炭が阻害されてしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２２は、Ｓｉ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＳｉ量が多すぎたため、浸炭が阻害されてしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２３は、Ｍｎ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＭｎ量が多すぎたため、試験材の表層に残留オーステナイトが存在していた。そのため、十分な表面硬さを確保できず、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２４は、Ｓ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＳ量が多すぎたため、ＭｎＳが多量に生成してしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２５は、Ｃｒ量が本発明の規定を下回る例である。この例ではＣｒ量が少なすぎたため、焼入れが不十分となり、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２６は、Ｃｒ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＣｒ量が多すぎたため、浸炭が阻害されてしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２７は、Ｔｉ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＴｉが多すぎたため、ＴｉＮが生成してしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２８は、Ｔｉ量が本発明の規定を上回ると共に、Ｎｂを添加しなかった例である。この例ではＮｂを添加しなかったため、Ｎｂ炭窒化物（粗大なＮｂ炭窒化物、および微細なＮｂ炭窒化物）は確認されなかた。またＴｉが多すぎたため、ＴｉＮが生成してしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−２９は、Ｎｂ量を添加しなかった例であり、従来鋼に該当する。この例では、Ｎｂ炭窒化物（粗大なＮｂ炭窒化物、および微細なＮｂ炭窒化物）は確認されず、転動疲労寿命も低かった。
Ｎｏ．２−３０と２−３１は、いずれもＮｂ量が本発明の規定を上回る例である。この例では粗大なＮｂ炭窒化物が過剰に生成してしまい、転動疲労寿命が悪かった。
Ｎｏ．２−３２は、Ｎ量が本発明の規定を上回る例である。この例ではＴｉＮ介在物が生成され、該ＴｉＮが転動疲労破壊の起点となって、転動疲労寿命が悪かった。
Claims (3)
- 最大の酸化物系介在物の投影面積の平方根（√ａｒｅａ ｍａｘ）の予測値が４０μｍ以下に制御された肌焼鋼であって、
Ｃ ：０．３２〜０．４８％（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．８５〜１．５０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０９％、
Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含まない）、および
Ｎ ：０．００５〜０．０２０％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
平均粒子径が２μｍ以上のＮｂ炭窒化物の密度が１０個／ｃｍ2以下であり、且つ
平均粒子径が０．０１〜０．１μｍのＮｂ炭窒化物の密度が１個／μｍ2以上であることを特徴とする浸炭後の転動疲労特性に優れた肌焼鋼。 - 更に、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．８５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１に記載の肌焼鋼。 - 請求項１または２に記載の肌焼鋼の製造方法であって、
溶製した鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの平均冷却速度を１５０℃／時間以上、１２００℃／時間以下として鋳片を得る鋳造工程、
前記鋳片を１２５０℃以上、１３５０℃以下の温度域で２０分以上、８時間以下保持する均熱処理を施してから熱間鍛造を行う分塊圧延工程、及び
前記熱間鍛造で得られた鋼片を再加熱して熱間加工する棒鋼圧延工程、を有することを特徴とする転動疲労特性に優れた肌焼鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013069566A JP6085210B2 (ja) | 2013-03-28 | 2013-03-28 | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013069566A JP6085210B2 (ja) | 2013-03-28 | 2013-03-28 | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2014189895A JP2014189895A (ja) | 2014-10-06 |
| JP6085210B2 true JP6085210B2 (ja) | 2017-02-22 |
Family
ID=51836456
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013069566A Active JP6085210B2 (ja) | 2013-03-28 | 2013-03-28 | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6085210B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6735589B2 (ja) * | 2016-03-30 | 2020-08-05 | 大同特殊鋼株式会社 | 製造性と耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999005333A1 (fr) * | 1997-07-22 | 1999-02-04 | Nippon Steel Corporation | Acier cemente particulierement capable d'empecher la recristallisation secondaire des particules pendant la cementation, procede de fabrication, et matiere brute formee pour pieces cementees |
| JP4050829B2 (ja) * | 1998-07-30 | 2008-02-20 | 新日本製鐵株式会社 | 転動疲労特性に優れた浸炭材 |
| JP2005054937A (ja) * | 2003-08-06 | 2005-03-03 | Ntn Corp | 転動部品 |
| JP2006063402A (ja) * | 2004-08-27 | 2006-03-09 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 転がり疲労寿命に優れた機械用部品に使用される鋼 |
| JP4725401B2 (ja) * | 2006-04-14 | 2011-07-13 | 住友金属工業株式会社 | 鋼製部品及びその製造方法 |
| JP5649838B2 (ja) * | 2009-03-27 | 2015-01-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 肌焼鋼およびその製造方法 |
| JP5777090B2 (ja) * | 2011-04-21 | 2015-09-09 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 面圧疲労強度に優れた機械構造用鋼鋼材 |
-
2013
- 2013-03-28 JP JP2013069566A patent/JP6085210B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2014189895A (ja) | 2014-10-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5927868B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP5332646B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法 | |
| JP5862802B2 (ja) | 浸炭用鋼 | |
| JP4632931B2 (ja) | 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法 | |
| KR101520208B1 (ko) | 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품 | |
| JP2007162128A (ja) | 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 | |
| US9200354B2 (en) | Rolled steel bar or wire for hot forging | |
| JP6241136B2 (ja) | 肌焼鋼鋼材 | |
| WO2015147067A1 (ja) | スポーリング強度および低サイクル疲労強度に優れた高温浸炭用鋼製部品 | |
| JP2018003106A (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP2012237052A (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| JP5643622B2 (ja) | 肌焼鋼、およびこれを用いた機械構造部品 | |
| JP5332410B2 (ja) | 浸炭用鋼材の製造方法 | |
| JP2009242918A (ja) | 転動疲労特性に優れた機械構造用部品およびその製造方法 | |
| JP5869919B2 (ja) | 冷間加工性に優れた肌焼用条鋼 | |
| JP2018165403A (ja) | 低サイクル疲労強度および被削性に優れた浸炭用鋼材および浸炭部品 | |
| TWI630278B (zh) | Surface hardened steel | |
| JP6085210B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた肌焼鋼、及びその製造方法 | |
| JP5976581B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 | |
| JP7436779B2 (ja) | 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 | |
| JP6109730B2 (ja) | 浸炭後の曲げ疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに浸炭部品 | |
| JP2022170056A (ja) | 鋼材 | |
| JP2016102253A (ja) | 鋼部品 | |
| JP6172378B2 (ja) | 肌焼鋼鋼線 | |
| JP5937852B2 (ja) | 肌焼用鋼部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150901 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160621 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160712 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160909 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20170124 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170127 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6085210 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |