JP6488945B2 - 高強度冷間鍛造用肌焼鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間鍛造によって成形された後、浸炭焼入に供される肌焼鋼に関する。
浸炭歯車は、主として熱間鍛造、浸炭焼入、切削工程により製造されている。浸炭焼入は、ＡＣ３点以上のオーステナイト域の温度で部品の表層に炭素を侵入・拡散させた後、焼入する処理である。従来は、浸炭歯車の素材として、低炭素の肌焼鋼が使用されていた。
歯車には高い強度が求められるため、焼入れ層の深さを大きくできるように、素材となる鋼には高い焼入性が求められる。そのため、浸炭部品の素材となる肌焼鋼には、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に限定されたＳＮＣＭ２２０Ｈなどのニッケルクロムモリブデン鋼、ＳＣＭ４２０Ｈなどのクロムモリブデン鋼が使用されることが多い。
Ｎｉ及びＭｏはいずれも、浸炭層の深さ及び芯部の硬さを大きくするために有用な元素である。しかも、Ｎｉ及びＭｏはともに酸化し難い元素である。このため、Ｎｉ及びＭｏは、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。しかし、Ｎｉ及びＭｏは高価な合金元素であるため、含有量を極力抑えて合金コストを低くすることが求められている。
省合金の要望に応えるべく、特許文献１には、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳの含有量が、下記の（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値でそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たす（ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（１）、ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（２）、但し、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）肌焼鋼が提案されている。特許文献１にて提案された肌焼鋼は、熱間鍛造による浸炭部品を製造する場合に好適である。
ところで、浸炭歯車の生産性を向上させ、低コスト化を図るには、熱間鍛造と比較して鋼材の歩留が良好で、部品の寸法精度が良い冷間鍛造による成形方法を採用することが望ましい。しかし、冷間鍛造では、加工中の鋼材に加工硬化が生じ、延性が低下して部品が割れ易くなる問題がある。特に、熱間圧延により延伸したＭｎＳは、異方性を生じさせ、特定方向の延性が極端に低くなる。
このような問題に対して、Ｍｎ硫化物を球状に維持するために、Ｍｎ硫化物にＣａを固溶させ、また、ＴｅによってＣａがＭｎ硫化物に固溶するのを促進するように、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓ及びＯの含有量とバランスを適正にした冷間鍛造用快削鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
このような問題に対して、Ｍｎ硫化物を球状に維持するために、Ｍｎ硫化物にＣａを固溶させ、また、ＴｅによってＣａがＭｎ硫化物に固溶するのを促進するように、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓ及びＯの含有量とバランスを適正にした冷間鍛造用快削鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
肌焼鋼の冷間鍛造性には異方性があり、冷間鍛造時に、圧延方向に延伸したＭｎＳが、圧延方向と直行する方向から引張応力を受けると割れが生じ易い。
特許文献１によって提案された肌焼鋼は、熱間鍛造による部品の製造を前提としており、圧延方向に延伸したＭｎＳに起因する延性の異方性に対する配慮がなされていない。このため、冷間鍛造性を満足させることができない場合がある。
特許文献１によって提案された肌焼鋼は、熱間鍛造による部品の製造を前提としており、圧延方向に延伸したＭｎＳに起因する延性の異方性に対する配慮がなされていない。このため、冷間鍛造性を満足させることができない場合がある。
また、Ｎｉ及びＭｏを極力含有させることなく、焼入性を確保するためには、Ｃｒ含有量を高めることが有効である。しかし、特許文献２によって提案された冷間鍛造用鋼では、Ｃｒ含有量を高めた場合のＴｅの効果について検討されておらず、必ずしも、浸炭焼入性と冷間鍛造性とを両立させることができない場合がある。また、Ｃｒ含有量を高めると、浸炭焼入により、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層が生じることがある。浸炭異常層は、曲げ疲労強度およびピッティング強度に悪影響を及ぼす。
本発明は、高価な元素であるＮｉ及びＭｏを極力含有せず、冷間鍛造性の異方性が小さく、焼入性に優れ、かつ浸炭焼入による浸炭異常層の深さが浅い高強度冷間鍛造用肌焼鋼の提供を課題とするものである。
本発明者らは、焼入性、ＭｎＳの形状、浸炭異常層に影響を及ぼすＭｎ、Ｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｓｉの含有量について検討を行い、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
（ａ）優れた冷間鍛造性を得るためには、粗大なＭｎＳを極力少なくすることが有効である。粗大なＭｎＳの生成を抑制するには、ＭｎとＳの個々の含有量の制御だけでなく、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の値を３０以上１５０以下に制御する。このことによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制できる。したがって、優れた冷間鍛造性を得るためには、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。
（ｂ）ＭｎＳの形状を極力球形に近づけて、一層優れた冷間鍛造性を得るためには、Ｔｅの添加が有効である。さらに、本発明者らは、ＭｎＳの球状化のためにはＣｒとＴｅの含有量バランスを適正化することが必要であることを初めて明らかにした。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×Ｔｅ］の式で表されるｆｎ２の値を０．０１０以下に制御する。このことによって、製造時におけるＭｎＳ粒子の球状化を促進できる。したがって、冷間鍛造性の異方性を小さくし、優れた冷間鍛造性を得るためには、ＣｒおよびＴｅ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。
（ｃ）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は、酸化し易い元素、なかでも、Ｃｒ、Ｓｉ及びＭｎの含有量バランスを適正化することによって小さくできる。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、［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］の式で表されるｆｎ３の値を０．９０以上１．６０以下にする。このことによって、Ｃｒ含有量を高めても、浸炭焼入による浸炭異常層の深さを小さくすることが可能となり、優れた冷間鍛造性と焼入性を確保できる。
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、以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０３０％、
Ｃｒ：１．５０〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｏ：０．００１５％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ及びＴｅの含有量が、下記の（１）式、（２）式及び（３）式で表されるｆｎ１、ｆｎ２及びｆｎ３の値でそれぞれ３０≦ｆｎ１≦１５０、ｆｎ２≦０．０１０及び０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たすことを特徴とする高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
ｆｎ１：Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
ｆｎ２：Ｃｒ×Ｔｅ・・・（２）
ｆｎ３：（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ・・・（３）
但し、（１）式、（２）式及び（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］ 更に、質量％で、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
［３］ 更に、質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０２６％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
［４］ 更に、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０３０％、
Ｃｒ：１．５０〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｏ：０．００１５％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ及びＴｅの含有量が、下記の（１）式、（２）式及び（３）式で表されるｆｎ１、ｆｎ２及びｆｎ３の値でそれぞれ３０≦ｆｎ１≦１５０、ｆｎ２≦０．０１０及び０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たすことを特徴とする高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
ｆｎ１：Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
ｆｎ２：Ｃｒ×Ｔｅ・・・（２）
ｆｎ３：（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ・・・（３）
但し、（１）式、（２）式及び（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］ 更に、質量％で、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
［３］ 更に、質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０２６％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
［４］ 更に、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
本発明の高強度冷間鍛造用肌焼鋼は、Ｎｉ及びＭｏを極力含有させることなく、優れた冷間鍛造性と焼入性を実現し、また、浸炭焼入による浸炭異常層の生成を抑制できる。
本発明の高強度冷間鍛造用肌焼鋼は、冷間鍛造後に浸炭焼入を行うことにより、優れた曲げ疲労強度およびピッティング強度が得られる。このため、本発明の高強度冷間鍛造用肌焼鋼は、自動車あるいは各種産業機械の歯車用の素材として好適である。
本発明の高強度冷間鍛造用肌焼鋼は、冷間鍛造後に浸炭焼入を行うことにより、優れた曲げ疲労強度およびピッティング強度が得られる。このため、本発明の高強度冷間鍛造用肌焼鋼は、自動車あるいは各種産業機械の歯車用の素材として好適である。
本発明者らは、特に、焼入性、ＭｎＳの形状、浸炭異常層に影響を及ぼすＭｎ、Ｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｓｉの含有量について検討を行った。具体的には、種々の成分組成の鋼材を溶解し、溶製後、鋼片とし、熱間圧延によって、直径５５ｍｍの丸棒とした。得られた種々の成分組成の丸棒を用いて、冷間鍛造性、浸炭焼入後の粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの調査を行った。
＜１＞冷間鍛造性の調査：
圧縮試験により割れが発生する相当塑性ひずみと、環状切欠き引張試験により割れが発生する相当塑性ひずみには相関がある。このことから、環状切欠き引張試験により冷間鍛造時の割れにくさに及ぼす鋼成分の影響を評価した。
図１は、環状切欠き試験片を作製するための試験素材の切り出し方向を説明する図である。種々の成分組成の棒鋼から、図１に示すように、圧延方向に対して平行の素材（平行素材）と、圧延方向に対して垂直の素材（垂直素材）とを切り出した。棒鋼中のＭｎＳからなる粒子は、図１に示すように、圧延方向に延伸している。
圧縮試験により割れが発生する相当塑性ひずみと、環状切欠き引張試験により割れが発生する相当塑性ひずみには相関がある。このことから、環状切欠き引張試験により冷間鍛造時の割れにくさに及ぼす鋼成分の影響を評価した。
図１は、環状切欠き試験片を作製するための試験素材の切り出し方向を説明する図である。種々の成分組成の棒鋼から、図１に示すように、圧延方向に対して平行の素材（平行素材）と、圧延方向に対して垂直の素材（垂直素材）とを切り出した。棒鋼中のＭｎＳからなる粒子は、図１に示すように、圧延方向に延伸している。
棒鋼から切り出した平行素材および垂直素材のそれぞれについて、球状化焼鈍を施した後、機械加工により、切欠き部の曲率半径が３ｍｍである図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片と、切欠き部の曲率半径が２０ｍｍである図３に示すＲ２０環状切欠き引張試験片とを作製し、引張試験を行った。Ｒ３環状切欠き引張試験片は、応力集中が厳しい試験片である。Ｒ２０環状切欠き引張試験片は、応力集中が緩い試験片である。
各試験片に対する引張試験の結果から、それぞれ図４に示すように鋼組成に固有の荷重−変位曲線が得られ、それぞれの荷重−変位曲線の形状から、延性き裂発生点を求めた。
そして、それぞれ、環状切欠き引張試験片の形状と、引張試験結果（すなわち、荷重−変位曲線）をもとにした有限要素解析を行い、切欠き底で延性き裂が発生する臨界の相当塑性ひずみを求めた。
そして、それぞれ、環状切欠き引張試験片の形状と、引張試験結果（すなわち、荷重−変位曲線）をもとにした有限要素解析を行い、切欠き底で延性き裂が発生する臨界の相当塑性ひずみを求めた。
冷間鍛造性は、圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＬにより評価した。その結果、Ｒ３環状切欠き引張試験片のεＬが０．７５以上および／またはＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが１．０５以上である鋼は、冷間鍛造時に割れにくく、冷間鍛造性が良好であった。
鋼の冷間鍛造性の異方性は、圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＬと、圧延方向に対して垂直に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＣとの差（εＬ−εＣ）で評価できる。本発明では、環状切欠き引張試験片の曲率半径に関わらず、εＬ−εＣが０．３以下の場合を異方性が小さく、冷間鍛造性に優れると評価した。
鋼の冷間鍛造性と、成分組成との関係を検討した。その結果、冷間鍛造性の異方性（εＬ−εＣ）と、ＣｒおよびＴｅの添加量とに相関が見られることがわかった。また、冷間鍛造性の異方性（εＬ−εＣ）は、Ｃｒ及びＴｅの添加量と、その積Ｃｒ×Ｔｅで整理できることがわかった。
図５は、種々の成分組成の試験片において、ＣｒおよびＴｅの添加量とεＬ−εＣとの関係を説明する図である。図５において、○はεＬ−εＣが０．３以下である試験片を示し、×はεＬ−εＣが０．３超の試験片を示す。また、図５に示す曲線は、Ｃｒ×Ｔｅ＝０．０１０で示されるものである。また、図５に示す４つの直線は、それぞれＣｒ＝１．５０質量％、Ｃｒ＝３．００質量％、Ｔｅ＝０．０００３質量％、Ｔｅ＝０．００５０質量％で示されるものである。
図５に示したように、Ｃｒ：１．５０〜３．００質量％、Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０質量％、Ｃｒ×Ｔｅ≦０．０１０を満足する成分組成の範囲内で、εＬ−εＣが０．３以下となり、異方性が小さく、優れた冷間鍛造性が得られることがわかった。
図５は、種々の成分組成の試験片において、ＣｒおよびＴｅの添加量とεＬ−εＣとの関係を説明する図である。図５において、○はεＬ−εＣが０．３以下である試験片を示し、×はεＬ−εＣが０．３超の試験片を示す。また、図５に示す曲線は、Ｃｒ×Ｔｅ＝０．０１０で示されるものである。また、図５に示す４つの直線は、それぞれＣｒ＝１．５０質量％、Ｃｒ＝３．００質量％、Ｔｅ＝０．０００３質量％、Ｔｅ＝０．００５０質量％で示されるものである。
図５に示したように、Ｃｒ：１．５０〜３．００質量％、Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０質量％、Ｃｒ×Ｔｅ≦０．０１０を満足する成分組成の範囲内で、εＬ−εＣが０．３以下となり、異方性が小さく、優れた冷間鍛造性が得られることがわかった。
＜２＞粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの測定：
種々の成分組成の素材から圧延方向に対して平行に切り出したＲ３環状切欠き引張試験片に、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。なお、図６中のＣｐはカーボンポテンシャルを表す。また、図６において、１２０℃油焼入は油温１２０℃の油中に焼入したことを表し、更に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引張試験片を投入して行った。
次に、浸炭焼入−焼戻し処理したＲ３環状切欠き引張試験片を、直径６ｍｍの切欠き部を横断するように切断した。その後、圧延方向と直交する切断面が観察面になるように、試験片を樹脂に埋め込み、研磨を行って観察面を鏡面仕上げした。
種々の成分組成の素材から圧延方向に対して平行に切り出したＲ３環状切欠き引張試験片に、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。なお、図６中のＣｐはカーボンポテンシャルを表す。また、図６において、１２０℃油焼入は油温１２０℃の油中に焼入したことを表し、更に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引張試験片を投入して行った。
次に、浸炭焼入−焼戻し処理したＲ３環状切欠き引張試験片を、直径６ｍｍの切欠き部を横断するように切断した。その後、圧延方向と直交する切断面が観察面になるように、試験片を樹脂に埋め込み、研磨を行って観察面を鏡面仕上げした。
研磨後、試験片の表層部を、倍率１０００倍の光学顕微鏡によって任意に１０視野観察した。そして、試験片表層部の結晶粒界に沿って観察される粒界酸化層の深さを測定し、算術平均して、粒界酸化層深さを求めた。
続いて、研磨後の試験片の観察面を、ナイタール（硝酸アルコール溶液）で０．２〜２秒腐食し、倍率１０００倍の光学顕微鏡によって、試験片の表層部を任意に１０視野観察した。そして、表層部において内部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求めた。
続いて、研磨後の試験片の観察面を、ナイタール（硝酸アルコール溶液）で０．２〜２秒腐食し、倍率１０００倍の光学顕微鏡によって、試験片の表層部を任意に１０視野観察した。そして、表層部において内部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求めた。
図７に、種々の成分組成の試験片における［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］の値と粒界酸化層深さの関係を示す。図７において、○は粒界酸化層深さが１０μｍ以下である試験片を示し、×は粒界酸化層深さが１０μｍ超である試験片を示す。
図８に、種々の成分組成の試験片における［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］の値と不完全焼入層深さの関係を示す。図８において、○は不完全焼入層深さが１５μｍ以下である試験片を示し、×は不完全焼入層深さが１５μｍ超である試験片を示す。
図７および図８に示すように、［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］が０．９０〜１．６０の範囲内で、粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さが浅くなり、浸炭異常層の生成を抑制できることがわかった。
図８に、種々の成分組成の試験片における［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］の値と不完全焼入層深さの関係を示す。図８において、○は不完全焼入層深さが１５μｍ以下である試験片を示し、×は不完全焼入層深さが１５μｍ超である試験片を示す。
図７および図８に示すように、［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］が０．９０〜１．６０の範囲内で、粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さが浅くなり、浸炭異常層の生成を抑制できることがわかった。
以下、本発明について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、部品の強度確保のため必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要であり、０．１５％以上含有することが好ましい。しかしながら、Ｃの含有量が多過ぎると硬さが大きくなって冷間加工性の低下を招く。特に、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、硬さ上昇に伴う冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．３０％以下とした。なお、より一層良好な冷間加工性が要求される場合には、Ｃの含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｃは、部品の強度確保のため必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要であり、０．１５％以上含有することが好ましい。しかしながら、Ｃの含有量が多過ぎると硬さが大きくなって冷間加工性の低下を招く。特に、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、硬さ上昇に伴う冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．３０％以下とした。なお、より一層良好な冷間加工性が要求される場合には、Ｃの含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０２〜１．００％
Ｓｉは鋼の焼戻し軟化抵抗を高め、部品が高温で使用される際の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、０．０２％以上のＳｉを含有する必要がある。一方、Ｓｉは少量を含有した場合には、浸炭処理中に表層で選択酸化され、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層を形成するため、曲げ疲労強度および面疲労強度を表すピッティング強度の低下を招く。しかし、Ｓｉを０．１５％以上含有した場合には、むしろひび割れ状に発達する表層酸化が抑制されるため、曲げ疲労強度およびピッティング強度の低下は抑制される。よってＳｉは、０．１５％以上含有するのが好ましい。Ｓｉの含有量が多くなると、焼戻し軟化抵抗の効果が飽和し、冷間加工性も低下する。特に、Ｓｉの含有量が１．００％を超えると、冷間加工性の低下が著しくなる。より一層良好な冷間加工性が要求される場合には、Ｓｉの含有量を０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは鋼の焼戻し軟化抵抗を高め、部品が高温で使用される際の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、０．０２％以上のＳｉを含有する必要がある。一方、Ｓｉは少量を含有した場合には、浸炭処理中に表層で選択酸化され、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層を形成するため、曲げ疲労強度および面疲労強度を表すピッティング強度の低下を招く。しかし、Ｓｉを０．１５％以上含有した場合には、むしろひび割れ状に発達する表層酸化が抑制されるため、曲げ疲労強度およびピッティング強度の低下は抑制される。よってＳｉは、０．１５％以上含有するのが好ましい。Ｓｉの含有量が多くなると、焼戻し軟化抵抗の効果が飽和し、冷間加工性も低下する。特に、Ｓｉの含有量が１．００％を超えると、冷間加工性の低下が著しくなる。より一層良好な冷間加工性が要求される場合には、Ｓｉの含有量を０．７０％以下とすることが好ましい。
なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、前記の（３）式で表されるｆｎ３の値が０．９０≦ｆｎ３≦１．６０をも満たす必要がある。
Ｍｎ：０．３０〜１．００％
Ｍｎは、焼入性を向上させる作用を有する。焼入性向上の効果を得るには、０．３０％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冷間加工性の低下を招く。特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、硬さ上昇に伴う冷間加工性の低下が著しくなる。しかも、Ｓｉと同様にＭｎは酸化し易い元素であるため、その含有量が多くなると、鋼表面にＭｎ酸化物が生成され、浸炭異常層である粒界酸化及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、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下を招く。特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．３０〜１．００％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６０％である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％である。
Ｍｎは、焼入性を向上させる作用を有する。焼入性向上の効果を得るには、０．３０％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冷間加工性の低下を招く。特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、硬さ上昇に伴う冷間加工性の低下が著しくなる。しかも、Ｓｉと同様にＭｎは酸化し易い元素であるため、その含有量が多くなると、鋼表面にＭｎ酸化物が生成され、浸炭異常層である粒界酸化及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、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下を招く。特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．３０〜１．００％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６０％である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％である。
なお、Ｍｎ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の値が３０≦ｆｎ１≦１５０を満たし、前記の（３）式で表されるｆｎ３の値が０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たす必要がある。
Ｓ：０．００２〜０．０３０％以下
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。したがって、Ｓの含有量を０．００２％以上とする。しかし、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度及びピッティング強度が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．０３０％以下に制限し、好ましくは０．０２０％以下とする。鋼の被削性を高める場合、好ましいＳ含有量は０．０１０％以上である。
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。したがって、Ｓの含有量を０．００２％以上とする。しかし、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度及びピッティング強度が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．０３０％以下に制限し、好ましくは０．０２０％以下とする。鋼の被削性を高める場合、好ましいＳ含有量は０．０１０％以上である。
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の値が３０≦ｆｎ１≦１５０をも満たす必要がある。
Ｃｒ：１．５０〜３．００％
Ｃｒは、焼入性を向上させる効果、焼戻し軟化抵抗及びＭｎＳの球状化を促進する効果を有し、高温状況下での鋼の軟化を防ぐ効果及び冷間鍛造性の異方性を低減する効果がある。これらの効果を得るには、１．５０％以上の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、硬さが高くなって冷間加工性の低下を招く。特に、Ｃｒの含有量が３．００％を超えると、硬さ上昇に伴う冷間加工性の低下が著しくなる。しかも、Ｓｉ及びＭｎと同様に、Ｃｒは酸化し易い元素である。このため、Ｃｒの含有量が多くなると、鋼表面にＣｒ酸化物が生成され、浸炭異常層である粒界酸化層及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、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下を招く。特に、Ｃｒの含有量が３．００％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を１．５０〜３．００％とした。より一層良好な冷間加工性が要求される場合には、Ｃｒの含有量を２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒを含有させることによる上記効果を得るには、Ｃｒの含有量を１．８０％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、焼入性を向上させる効果、焼戻し軟化抵抗及びＭｎＳの球状化を促進する効果を有し、高温状況下での鋼の軟化を防ぐ効果及び冷間鍛造性の異方性を低減する効果がある。これらの効果を得るには、１．５０％以上の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、硬さが高くなって冷間加工性の低下を招く。特に、Ｃｒの含有量が３．００％を超えると、硬さ上昇に伴う冷間加工性の低下が著しくなる。しかも、Ｓｉ及びＭｎと同様に、Ｃｒは酸化し易い元素である。このため、Ｃｒの含有量が多くなると、鋼表面にＣｒ酸化物が生成され、浸炭異常層である粒界酸化層及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、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下を招く。特に、Ｃｒの含有量が３．００％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を１．５０〜３．００％とした。より一層良好な冷間加工性が要求される場合には、Ｃｒの含有量を２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒを含有させることによる上記効果を得るには、Ｃｒの含有量を１．８０％以上とすることが好ましい。
なお、Ｃｒの含有量は上記の範囲において、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値がｆｎ２≦０．０１０を満たし、前記の（３）式で表されるｆｎ３の値が０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たす必要がある。
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
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がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１０％未満では、結晶粒微細化の効果が得られ難い。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、更に、曲げ疲労強度及びピッティング強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、被削性、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量の好ましい下限は０．０２０％である。また、Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４０％である。
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がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１０％未満では、結晶粒微細化の効果が得られ難い。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、更に、曲げ疲労強度及びピッティング強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、被削性、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量の好ましい下限は０．０２０％である。また、Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４０％である。
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％
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０．００４０％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靭性の低下を招く。特に、Ｎの含有量が０．０２５０％を超えると、靭性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００４０〜０．０２５０％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１３０％である。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％である。
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０．００４０％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靭性の低下を招く。特に、Ｎの含有量が０．０２５０％を超えると、靭性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００４０〜０．０２５０％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１３０％である。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％である。
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進する極めて重要な元素であり、冷間鍛造性の異方性を低減するために、０．０００３％以上を添加する。一方、Ｔｅ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．０００３〜０．００５０％とした。Ｔｅ含有量は、冷間鍛造性の異方性をより低減するため、０．０００５％以上であることが好ましい。Ｔｅ含有量は、熱間加工性の低下を抑制するために、０．００３０％以下であることが好ましい。
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進する極めて重要な元素であり、冷間鍛造性の異方性を低減するために、０．０００３％以上を添加する。一方、Ｔｅ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．０００３〜０．００５０％とした。Ｔｅ含有量は、冷間鍛造性の異方性をより低減するため、０．０００５％以上であることが好ましい。Ｔｅ含有量は、熱間加工性の低下を抑制するために、０．００３０％以下であることが好ましい。
なお、Ｔｅの含有量は上記の範囲において、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値がｆｎ２≦０．０１０をも満たす必要がある。
ｆｎ１の値：３０以上１５０以下
粗大なＭｎＳは、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工時の割れ及び冷間鍛造時の割れの起点となる。このため、熱間加工時の割れ及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。
前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が３０未満である場合には、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の値が１５０を超える場合には、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、冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。したがって、前記の（１）式、つまり［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］で表されるｆｎ１の値が、３０≦ｆｎ１≦１５０を満たすこととした。なお、ｆｎ１の値の好ましい下限は５０である。また、ｆｎ１の好ましい上限は１００である。
粗大なＭｎＳは、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工時の割れ及び冷間鍛造時の割れの起点となる。このため、熱間加工時の割れ及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。
前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が３０未満である場合には、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の値が１５０を超える場合には、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、冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。したがって、前記の（１）式、つまり［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］で表されるｆｎ１の値が、３０≦ｆｎ１≦１５０を満たすこととした。なお、ｆｎ１の値の好ましい下限は５０である。また、ｆｎ１の好ましい上限は１００である。
ｆｎ２の値：０．０１０以下
圧延方向に延伸したＭｎＳは、延性の異方性を生じさせる。このため、できるだけＭｎＳの形状を球状に近づけることが必要である。ＭｎＳの球状化を促進するためには、Ｔｅの添加が有効であるが、Ｃｒ含有量が高い場合、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０．０１０を超える場合には高温延性が低下する。この理由は必ずしも明らかではないが、結果として、冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。したがって、前記の（２）式、つまり［ｆｎ２＝Ｃｒ×Ｔｅ］で表されるｆｎ２の値が、ｆｎ２≦０．０１０を満たすこととした。ｆｎ２の好ましい上限は０．００８である。
圧延方向に延伸したＭｎＳは、延性の異方性を生じさせる。このため、できるだけＭｎＳの形状を球状に近づけることが必要である。ＭｎＳの球状化を促進するためには、Ｔｅの添加が有効であるが、Ｃｒ含有量が高い場合、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０．０１０を超える場合には高温延性が低下する。この理由は必ずしも明らかではないが、結果として、冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。したがって、前記の（２）式、つまり［ｆｎ２＝Ｃｒ×Ｔｅ］で表されるｆｎ２の値が、ｆｎ２≦０．０１０を満たすこととした。ｆｎ２の好ましい上限は０．００８である。
ｆｎ３の値：０．９０以上１．６０以下
Ｎｉ及び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ティ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及び不完全焼入性の深さを小さくする必要がある。そのためには、酸化し易い元素のうちで、特に、Ｃｒ、Ｓｉ、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（３）式で表されるｆｎ３の値を０．９０以上１．６０以下とする必要がある。すなわち、前記（３）式で表されるｆｎ３の値が０．９０未満である場合及び１．６０を超える場合にはいずれも、浸炭異常層の深さが大きくなるので、曲げ疲労強度とピッティング強度が低下してしまう。したがって、前記（３）式、つまり［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］で表されるｆｎ３の値が、０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たすことが必要である。なお、ｆｎ３の好ましい下限は０．９５以上である。ｆｎ３の好ましい上限は１．５５以下である。
Ｎｉ及び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ティ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及び不完全焼入性の深さを小さくする必要がある。そのためには、酸化し易い元素のうちで、特に、Ｃｒ、Ｓｉ、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（３）式で表されるｆｎ３の値を０．９０以上１．６０以下とする必要がある。すなわち、前記（３）式で表されるｆｎ３の値が０．９０未満である場合及び１．６０を超える場合にはいずれも、浸炭異常層の深さが大きくなるので、曲げ疲労強度とピッティング強度が低下してしまう。したがって、前記（３）式、つまり［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］で表されるｆｎ３の値が、０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たすことが必要である。なお、ｆｎ３の好ましい下限は０．９５以上である。ｆｎ３の好ましい上限は１．５５以下である。
本発明においては、Ｐ、Ｔｉ及びＯ（酸素）は、不純物であり、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満及びＯ：０．００１５％以下に制限する必要がある。
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、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。好ましいＰの含有量は０．０１０％以下である。
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、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。好ましいＰの含有量は０．０１０％以下である。
Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いため、鋼中のＮと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度及びピッティング強度を低下させ、更に、被削性も低下させる。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％未満とした。Ｔｉ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いため、鋼中のＮと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度及びピッティング強度を低下させ、更に、被削性も低下させる。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％未満とした。Ｔｉ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、Ａｌ２Ｏ３は硬質であるため、被削性を低下させ、更に、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下も招く。したがって、本発明においては、不純物のＯの含有量を０．００１５％以下とした。Ｏ（酸素）含有量は０．００１３％以下であることが好ましい。
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、Ａｌ２Ｏ３は硬質であるため、被削性を低下させ、更に、曲げ疲労強度及びピッティング強度の低下も招く。したがって、本発明においては、不純物のＯの含有量を０．００１５％以下とした。Ｏ（酸素）含有量は０．００１３％以下であることが好ましい。
本発明の肌焼鋼は、必要に応じて更に、下記の第１群〜第３群の各グループの元素の１種類以上を選択的に含有させることができる。
第１群：Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上、第２群：Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下の一方又は両方、第３群：Ｃａ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下の一方又は両方。
第１群：Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上、第２群：Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下の一方又は両方、第３群：Ｃａ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下の一方又は両方。
第１群：Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下及びＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上
Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉ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。ただし、これらの合金元素は高価であり、コストを低下させるために、含有量を制限することが好ましい。
Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉ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。ただし、これらの合金元素は高価であり、コストを低下させるために、含有量を制限することが好ましい。
Ｍｏ：０．１０％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、硬化層深さ及び芯部硬さを向上させて、浸炭部品の強度を確保する効果がある。しかも、Ｍｏは、酸化し難い元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表層を強靭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を含有してもよい。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る。したがって、Ｍｏの含有量を０．１０％以下とした。一方、前記したＭｏの作用効果を確実に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０４％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは、焼入性を高める作用を有し、浸炭焼入後の表面硬さ、硬化層深さ及び芯部硬さを向上させて、浸炭部品の強度を確保する効果がある。しかも、Ｍｏは、酸化し難い元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表層を強靭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を含有してもよい。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る。したがって、Ｍｏの含有量を０．１０％以下とした。一方、前記したＭｏの作用効果を確実に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０４％以上とすることが好ましい。
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含有してもよい。しかしながら、Ｃｕは熱間加工性の低下を招く。特に、Ｃｕの含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。Ｃｕの好ましい含有量は０．１８％以下である。また、Ｃｕを含有することによる焼入性向上効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
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含有してもよい。しかしながら、Ｃｕは熱間加工性の低下を招く。特に、Ｃｕの含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。Ｃｕの好ましい含有量は０．１８％以下である。また、Ｃｕを含有することによる焼入性向上効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。Ｎｉは、靭性を向上させる作用があり、酸化し難い元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靭化できる。これらの効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるので、Ｎｉの含有量を０．２０％以下とした。前記したＮｉの作用効果を確実に得るためには、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。Ｎｉは、靭性を向上させる作用があり、酸化し難い元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靭化できる。これらの効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるので、Ｎｉの含有量を０．２０％以下とした。前記したＮｉの作用効果を確実に得るためには、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
なお、上記のＭｏ、Ｃｕ及びＮｉは、そのうちいずれか１種のみ、又は２種以上を複合で含有することができる。
第２群：Ｖ：０．２０％以下及びＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種又は２種
Ｖ及びＮｂは、いずれも、Ｃ及びＮと結合して微細な炭化物、窒化物及び炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度及びピッティ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及びピッティング強度の向上のために、Ｖ及びＮｂを以下の範囲で含有してもよい。
Ｖ及びＮｂは、いずれも、Ｃ及びＮと結合して微細な炭化物、窒化物及び炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度及びピッティ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及びピッティング強度の向上のために、Ｖ及びＮｂを以下の範囲で含有してもよい。
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、Ｃ及びＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度及びピッティング強度を向上させる効果を有する。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く。特に、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなり、熱間圧延時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｖの含有量を０．２０％以下とした。Ｖの結晶粒微細化効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＶの含有量は０．０５〜０．２０％である。なお、一層望ましいＶ含有量の下限は０．０８％である。また、一層好ましいＶ含有量の上限は０．１０％である。
Ｖは、Ｃ及びＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度及びピッティング強度を向上させる効果を有する。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く。特に、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなり、熱間圧延時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｖの含有量を０．２０％以下とした。Ｖの結晶粒微細化効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＶの含有量は０．０５〜０．２０％である。なお、一層望ましいＶ含有量の下限は０．０８％である。また、一層好ましいＶ含有量の上限は０．１０％である。
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度及びピッティング強度を向上させる効果を有する。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く。特に、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０５０％以下とした。前記したＮｂの結晶粒微細化効果を確実に得るためには、含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＮｂの含有量は０．００５〜０．０５０％である。なお、Ｎｂ含有量の一層好ましい下限は０．０２０％である。また、一層好ましいＮｂ含有量の上限は０．０４０％である。
Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度及びピッティング強度を向上させる効果を有する。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く。特に、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０５０％以下とした。前記したＮｂの結晶粒微細化効果を確実に得るためには、含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＮｂの含有量は０．００５〜０．０５０％である。なお、Ｎｂ含有量の一層好ましい下限は０．０２０％である。また、一層好ましいＮｂ含有量の上限は０．０４０％である。
なお、上記のＶ及びＮｂは、そのうちいずれか１種のみ、又は２種を複合で含有することができる。
第３群：Ｃａ：０．００５０％以下及びＺｒ：０．０１０％以下のうちの１種又は２種
Ｃａ及びＺｒは、ＭｎＳを球状化し、異方性を小さくすることで冷間鍛造性を向上させる。このため、さらなる冷間鍛造性の向上のためには以下の範囲で含有させてもよい。
Ｃａ及びＺｒは、ＭｎＳを球状化し、異方性を小さくすることで冷間鍛造性を向上させる。このため、さらなる冷間鍛造性の向上のためには以下の範囲で含有させてもよい。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の延伸を抑制する働きがある。したがって、異方性の低減に有効な元素である。しかし、０．００５０％を超えてＣａを添加しても硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性や疲労特性などの機械的性質が低下する。したがって、Ｃａの含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。また、Ｃａの含有量は切削性改善効果を安定的に発現するため、０．０００３％以上であることが好ましい。
Ｃａは、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の延伸を抑制する働きがある。したがって、異方性の低減に有効な元素である。しかし、０．００５０％を超えてＣａを添加しても硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性や疲労特性などの機械的性質が低下する。したがって、Ｃａの含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。また、Ｃａの含有量は切削性改善効果を安定的に発現するため、０．０００３％以上であることが好ましい。
Ｚｒ：０．０１０％以下
Ｚｒは鋼中に酸化物を生成する。Ｚｒ酸化物はＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。また、ＺｒはＭｎＳに固溶して、複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の延伸を抑制する働きがある。したがって、Ｚｒは、異方性の低減に有効な元素である。しかし、０．０１０％を超えてＺｒを添加すると、硬質のＺｒＯ２やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性や疲労特性などの機械的性質が低下する。したがって、Ｚｒの含有量を０．０１０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。また、Ｚｒの含有量は、異方性の低減効果および切削性改善効果を安定的に発現するため、０．００２％以上であることが好ましい。
Ｚｒは鋼中に酸化物を生成する。Ｚｒ酸化物はＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。また、ＺｒはＭｎＳに固溶して、複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の延伸を抑制する働きがある。したがって、Ｚｒは、異方性の低減に有効な元素である。しかし、０．０１０％を超えてＺｒを添加すると、硬質のＺｒＯ２やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性や疲労特性などの機械的性質が低下する。したがって、Ｚｒの含有量を０．０１０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。また、Ｚｒの含有量は、異方性の低減効果および切削性改善効果を安定的に発現するため、０．００２％以上であることが好ましい。
本実施形態の肌焼鋼は、従来公知の方法により製造できる。例えば、上述した成分組成の鋼材を、転炉、電気炉等の通常の方法によって溶製し、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材または棒鋼に熱間圧延することによって製造できる。
本実施形態の肌焼鋼の浸炭焼入条件は、特に限定されるものはない。本実施形態の肌焼鋼を用いて加工される部品の用途等に応じて決定できる。
本実施形態の肌焼鋼の浸炭焼入条件は、特に限定されるものはない。本実施形態の肌焼鋼を用いて加工される部品の用途等に応じて決定できる。
表１に示す成分組成の鋼材を、１５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、直径５５ｍｍの丸棒に熱間鍛伸することによって、試験番号１〜３０の肌焼鋼を製造した。なお、球状化焼鈍として直径５５ｍｍの丸棒に対して７６０℃の温度で４．５時間の熱処理を行った。
表１中の鋼１〜１８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼１９〜３０は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
表１中の鋼１〜１８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼１９〜３０は、化学組成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１９及び鋼２０はそれぞれ、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定されたニッケルクロムモリブデン鋼のＳＮＣＭ２２０Ｈ及びクロムモリブデン鋼のＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である。
上述した＜１＞冷間鍛造性の調査に記載の方法を用いて、試験番号１〜３０の肌焼鋼から、それぞれ図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片及び図３に示すＲ２０環状切欠き引張試験片を採取し、εＬ−εＣ（圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＬと、圧延方向に対して垂直に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＣとの差）およびεＬを求めた。
そして、Ｒ３環状切欠き引張試験片のεＬが０．７５以上およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが１．０５以上の場合、冷間鍛造時に割れにくく、冷間鍛造性が良好であると評価した。また、εＬ−εＣが０．３以下の場合を異方性が小さく、冷間鍛造性に優れると評価した。
上述した＜２＞粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの調査に記載の方法を用いて、以下に示す試験片を得た。すなわち、試験番号１〜３０の肌焼鋼の圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片に対して、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。次いで、浸炭焼入−焼戻し処理したＲ３環状切欠き引張試験片の直径６ｍｍの切欠き部を横断するように切断した。その後、圧延方向と直交する切断面が観察面になるように、切断した試験片を樹脂に埋め込み、研磨を行って鏡面仕上げした面を観察面とする試験片を得た。
「有効硬化層深さ」
そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、マイクロビッカース硬度計を使用して、研磨後の試験片の表面から中心に向かう方向（圧延方向と直交する方向）に、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬さ（Ｈｖ硬さ）を測定した。Ｈｖ硬さが５５０となる場合の表面からの深さを、任意の１０箇所で測定し、その最小値を有効硬化層深さとした。有効硬化層深さは０．６ｍｍ以上の場合を良好と評価した。
そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、マイクロビッカース硬度計を使用して、研磨後の試験片の表面から中心に向かう方向（圧延方向と直交する方向）に、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬さ（Ｈｖ硬さ）を測定した。Ｈｖ硬さが５５０となる場合の表面からの深さを、任意の１０箇所で測定し、その最小値を有効硬化層深さとした。有効硬化層深さは０．６ｍｍ以上の場合を良好と評価した。
「粒界酸化層深さ」
試験片として、有効硬化層深さの測定に使用した試験片の観察面を再度研磨し、鏡面仕上げしたままのものを用いて、上述した＜２＞粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの測定に記載の方法を用いて、粒界酸化層深さを求めた。粒界酸化層深さは１０μｍ以下の場合を良好と評価した。
試験片として、有効硬化層深さの測定に使用した試験片の観察面を再度研磨し、鏡面仕上げしたままのものを用いて、上述した＜２＞粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの測定に記載の方法を用いて、粒界酸化層深さを求めた。粒界酸化層深さは１０μｍ以下の場合を良好と評価した。
「不完全焼入層深さ」
粒界酸化層深さの測定に使用した試験片の観察面を、ナイタールで０．２〜２秒腐食し、上述した＜２＞粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの測定に記載の方法を用いて、不完全焼入層深さを求めた。不完全焼入層深さは、１５μｍ以下の場合を良好と評価した。
粒界酸化層深さの測定に使用した試験片の観察面を、ナイタールで０．２〜２秒腐食し、上述した＜２＞粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さの測定に記載の方法を用いて、不完全焼入層深さを求めた。不完全焼入層深さは、１５μｍ以下の場合を良好と評価した。
「ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比」
粒界酸化層深さの測定に使用した試験片を圧延方向に沿って切断した。その後、圧延方向に沿う断面である切断面が観察面になるように樹脂に埋め込み、研磨を行って、鏡面仕上げした。観察面を倍率５００倍の走査型電子顕微鏡を用いて観察した。そして、３００個のＭｎＳ粒子について、ＭｎＳ粒子の長手方向を縦方向として縦および横の長さを測定し、それぞれの平均値を平均アスペクト比（縦の長さ／横の長さ）として算出した。ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比は、６以下の場合を良好と評価した。なお、ＭｎＳ粒子のアスペクト比は、浸炭焼入−焼戻しを施す前と後とで違いはない。
粒界酸化層深さの測定に使用した試験片を圧延方向に沿って切断した。その後、圧延方向に沿う断面である切断面が観察面になるように樹脂に埋め込み、研磨を行って、鏡面仕上げした。観察面を倍率５００倍の走査型電子顕微鏡を用いて観察した。そして、３００個のＭｎＳ粒子について、ＭｎＳ粒子の長手方向を縦方向として縦および横の長さを測定し、それぞれの平均値を平均アスペクト比（縦の長さ／横の長さ）として算出した。ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比は、６以下の場合を良好と評価した。なお、ＭｎＳ粒子のアスペクト比は、浸炭焼入−焼戻しを施す前と後とで違いはない。
「回転曲げ疲労試験による疲労特性」
試験番号１〜３０の肌焼鋼を上記球状化焼鈍した後の直径５５ｍｍの素材から、長さ方向が圧延方向に平行である図９に示す粗形状（切り出しまま）の切欠き回転曲げ疲労試験片を切り出した。図９に示す粗形状の切欠き回転曲げ疲労試験片に対して、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。その後、仕上げ加工を行い、図１０に示す切欠き回転曲げ疲労試験片を作製した。
試験番号１〜３０の肌焼鋼を上記球状化焼鈍した後の直径５５ｍｍの素材から、長さ方向が圧延方向に平行である図９に示す粗形状（切り出しまま）の切欠き回転曲げ疲労試験片を切り出した。図９に示す粗形状の切欠き回転曲げ疲労試験片に対して、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。その後、仕上げ加工を行い、図１０に示す切欠き回転曲げ疲労試験片を作製した。
この仕上げ加工した回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって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回転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、回転曲げ疲労強度が５５０ＭＰａ以上の場合を回転曲げ疲労強度特性に優れるものとした。
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
なお、回転曲げ疲労強度が５５０ＭＰａ以上の場合を回転曲げ疲労強度特性に優れるものとした。
「ローラーピッティング試験による耐ピッティング特性評価」
上記球状化焼鈍後の直径５５ｍｍの素材から、長さ方向が圧延方向に平行である図１１に示す粗形状（切り出しまま）のローラーピッティング小ローラー試験片を切り出した。
その後、図１１に示す粗形状のローラーピッティ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、仕上げ加工を行って、図１２に示すローラーピッティング小ローラー試験片を作製した。
上記球状化焼鈍後の直径５５ｍｍの素材から、長さ方向が圧延方向に平行である図１１に示す粗形状（切り出しまま）のローラーピッティング小ローラー試験片を切り出した。
その後、図１１に示す粗形状のローラーピッティ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、仕上げ加工を行って、図１２に示すローラーピッティング小ローラー試験片を作製した。
また、表２に示す鋼３１、すなわちＪＩＳ Ｇ ４０５２ （２００３）に規定された化学成分を有するＳＣＭ４２０Ｈを３００ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。その後、直径１４０ｍｍの丸棒に熱間圧延することによって、試験番号３１の肌焼鋼を製造した。なお、球状化焼鈍として直径１４０ｍｍの丸棒に対して７６０℃の温度で９．０時間の熱処理を行った。
試験番号３１の肌焼鋼を上記球状化焼鈍試験した後の直径１４０ｍｍの素材から、ローラー試験片の厚さ方向が圧延方向に平行となるように、図１３（ａ）および図１３（ｂ）に示す粗形状（切り出しまま）のローラーピッティング大ローラー試験片を切り出した。図１３（ａ）は粗形状のローラーピッティ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あり、図１３（ｂ）は中心線における断面図である。
その後、図１３に示す粗形状のローラーピッティング大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、仕上げ加工を行って、図１４に示すローラーピッティング大ローラー試験片を作製した。
図１２に示す仕上げ加工したローラーピッティング小ローラー試験片および図１４に示すローラーピッティング大ローラー試験片を用いて、下記試験条件でローラーピッティング試験（二円筒転がり疲労試験）を実施し、繰返し数１０７回において、長辺が１ｍｍ以上の大きなピッティングが発生しない最大の面圧でピッティング強度を評価した。
・すべり率：４０％、
・回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のマニュアル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、ローラーピッティング小ローラー試験片とローラーピッティング大試験片の接触部に噴出させて実施した。
・すべり率：４０％、
・回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のマニュアル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、ローラーピッティング小ローラー試験片とローラーピッティング大試験片の接触部に噴出させて実施した。
ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」をローラーピッティング小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」をローラーピッティ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。
すべり率＝｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００
なお、ピッティング強度が１６５０ＭＰａ以上の場合を耐ピッティング特性に優れるものとした。
すべり率＝｛（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ１｝×１００
なお、ピッティング強度が１６５０ＭＰａ以上の場合を耐ピッティング特性に優れるものとした。
表３に、εＬ、εＬ−εＣ、有効硬化層深さ、粒界酸化層深さ、不完全焼入層深さ、ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比、曲げ疲労強度、ピッティング強度の結果をまとめて示す。
表３に示したように、本発明で規定する条件を満たす鋼を用いた試験番号１〜１８では、εＬ−εＣが０．３以下であり、冷間鍛造の異方性が小さかった。また、試験番号１〜１８では、Ｒ３環状切欠き引張試験のεＬが０．７５以上であって、Ｒ２０環状切欠き引張試験のεＬが１．０５以上であり、冷間鍛造時に割れにくいものであった。よって、試験番号１〜１８で用いた鋼は、良好な冷間鍛造性を有する。
また、本発明で規定する条件を満たす鋼に浸炭焼入−焼戻しを施した試験番号１〜１８では、ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比が６以下であり、ＭｎＳ粒子の圧延方向への延伸が抑性されていた。さらに、試験番号１〜１８では、有効硬化層深さが０．６ｍｍ以上であるとともに、粒界酸化層深さが１０μｍ以下、不完全焼入層深さは１５μｍ以下であり、浸炭焼入による浸炭異常層の生成が抑制されていた。
また、試験番号１〜１８は、鋼１９（ニッケルクロムモリブデン鋼のＳＮＣＭ２２０Ｈに相当）及び鋼２０（クロムモリブデン鋼のＳＣＭ４２０Ｈに相当）を用いた試験番号１９及び２０の場合と同等以上の有効硬化層深さを有し、試験番号１９及び２０と比較して、粒界酸化層深さ及び不完全焼入層深さが浅かった。
さらに、鋼１〜１８を用いた試験番号１〜１８では、高い曲げ疲労強度、高いピッティング強度を確保できることがわかった。
これに対して、試験番号１９では、鋼１９にＴｅが添加されていないため、εＬ−εＣの値が高く、冷間鍛造性の異方性が大きい。また、試験番号１９は、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、冷間鍛造性が不十分である。さらに、試験番号１９は平均アスペクト比が高い。また、試験番号１９は［ｆｎ３＝（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度及びピッティング強度に悪影響を及ぼす粒界酸化層深さ及び不完全層焼入層深さは試験番号１〜１８と比較して深い。
試験番号２０では、鋼２０にＴｅが添加されていないため、εＬ−εＣの値が高く、冷間鍛造性の異方性が大きい。また、試験番号２０は、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、冷間鍛造性が不十分である。さらに、試験番号２０は平均アスペクト比が高い。また、試験番号２０は上記の［ｆｎ３］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度及びピッティング強度に悪影響を及ぼす粒界酸化層深さ及び不完全層焼入層深さは試験番号１〜１８と比較して深い。
試験番号２１では、鋼２１のＣｒの添加量が本発明で規定する範囲を下回るため、試験番号１〜１８と比較して平均アスペクト比が大きく、曲げ疲労強度及びピッティング強度も試験番号１〜１８と比較して低い。
試験番号２２では、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、試験番号１〜１８と比較して冷間鍛造性が悪い。また、試験番号２２は平均アスペクト比が大きい。これらの結果は、鋼２２の［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粗大なＭｎＳが生成したことによるものであると推定される。さらに、試験番号２２では、鋼２２の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を下回るため、不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２２では、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、試験番号１〜１８と比較して冷間鍛造性が悪い。また、試験番号２２は平均アスペクト比が大きい。これらの結果は、鋼２２の［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粗大なＭｎＳが生成したことによるものであると推定される。さらに、試験番号２２では、鋼２２の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を下回るため、不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２３では、鋼２３の［ｆｎ２＝Ｃｒ×Ｔｅ］の値が本発明で規定する範囲を上回るため、εＬ−εＣの値が高く、試験番号１〜１８と比較して異方性が大きい。さらに、試験番号２３は平均アスペクト比が大きい。また、試験番号２３はＲ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、冷間鍛造性が不十分である。
試験番号２４では、鋼２４の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を上回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２４では、鋼２４の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を上回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２５では、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、試験番号１〜１８と比較して冷間鍛造性が悪い。これは、鋼２５のＭｎの添加量が本発明で規定する範囲を上回り、［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］の値が本発明で規定する範囲を上回るため、粗大なＭｎＳが生成したことによるものであると推定される。さらに、鋼２５の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を上回るため、不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２６では、鋼２６の上記［ｆｎ３］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２７では、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、試験番号１〜１８と比較して冷間鍛造性が悪い。また、試験番号２７は平均アスペクト比が大きい。これらの結果は、鋼２７のＳの添加量が本発明で規定する範囲を上回り、鋼２７の［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粗大なＭｎＳが生成したことによるものであると推定される。さらに、鋼２７の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を下回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２８では、Ｃの添加量が本発明で規定する範囲を下回るため、試験番号１〜１８と比較して有効硬化層が浅く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号２９では、Ｓｉの添加量が本発明で規定する範囲を上回り、鋼２９の上記［ｆｎ３］の値が本発明で限定する範囲を下回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜１８と比較して深く、曲げ疲労強度およびピッティング強度が低い。
試験番号３０では、Ｔｅの添加量が本発明で規定する範囲を下回るため、平均アスペクト比が大きい。また、試験番号３０は、εＬ−εＣの値が高く、試験番号１〜１８と比較して異方性が大きい。
本発明の肌焼鋼は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定されたニッケルクロムモリブデン鋼のＳＮＣＭ２２０Ｈ及びクロムモリブデン鋼のＳＣＭ４２０Ｈと比較してＮｉおよびＭｏの含有量が少ないため成分コストが低く、冷間鍛造の異方性が小さく良好な鍛造性を有する。しかも、この肌焼鋼を素材とする浸炭歯車は、ＳＮＣＭ２２０ＨおよびＳＣＭ４２０Ｈを素材とする浸炭部品と同じ程度の有効硬化層深さを有し、曲げ疲労強度およびピッティング強度に悪影響を及ぼす粒界酸化層深さおよび不完全焼入れ層深さが浅い。このため、本発明の肌焼鋼は、低コスト・軽量・耐高トルク性能を備えた浸炭歯車用の素材として用いるのに好適である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０３０％、
Ｃｒ：１．５０〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｏ：０．００１５％以下
に制限し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ及びＴｅの含有量が、下記の（１）式、（２）式及び（３）式で表されるｆｎ１、ｆｎ２及びｆｎ３の値でそれぞれ３０≦ｆｎ１≦１５０、ｆｎ２≦０．０１０及び０．９０≦ｆｎ３≦１．６０を満たすことを特徴とする高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
ｆｎ１：Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
ｆｎ２：Ｃｒ×Ｔｅ・・・（２）
ｆｎ３：（１４／２４）×Ｃｒ＋（１４／２５）×Ｍｎ−Ｓｉ・・・（３）
但し、（１）式、（２）式及び（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 - 更に、質量％で、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。 - 更に、質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０２６％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。 - 更に、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度冷間鍛造用肌焼鋼。
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