JP6930297B2 - 熱延鋼板およびスプライン軸受ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延鋼板およびスプライン軸受ならびにそれらの製造方法に関する。
耐摩耗性は産業機械または輸送機器等で使用される鋼材に求められる重要な特性の一つである。耐摩耗性の向上には相手材と接触する部分の表層を高硬度化することが有効である。大きな形状変形を伴わずに使用される建設、土木、鉱山等の分野ではパワーショベル、ブルドーザー、バケットに、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加して表層だけではなく全体を高硬度化させた鋼材が使用されてきた。
一方、非常に複雑な形状を有し、かつ耐摩耗性を要求される自動車のトランスミッション部品では、プレス成形等により部品形状に加工された後に浸炭、窒化等の熱処理により鋼材表層を高硬度化させる必要がある。そのため、プレス成形前は軟質で加工がし易く、その後の浸炭、窒化等の熱処理で表層が硬化し易い鋼材が使用されてきた。
例えば、特許文献１には、加工性に優れた耐摩耗用熱延鋼板として、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の合金元素を多量に添加した、引張強さ（ＴＳ）が、８２９〜９２２ＭＰａの高強度鋼板の技術が開示されている。また、特許文献２には、伸びフランジ性に優れた耐摩耗用熱延鋼板として、Ｃｒ等を添加した、引張強さ（ＴＳ）が、５１６〜５８５ＭＰａの高強度鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１に記載の鋼板は非常に高強度であるため、複雑な形状に加工することが難しい。また、合金添加コストの増大という課題を有している。
また、特許文献２では、特許文献１と比較して、合金添加量が低減され、成形性も改善されている。しかし、耐摩耗性を得るためには成形後に浸炭、窒化等の熱処理により鋼材表層の高硬度化を必要とするために熱処理コストがかかるという課題を有している。
トランスミッション部品で、耐摩耗性が必要なスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）においては、コストがかかる浸炭、窒化等の熱処理による表面高硬度化を省略し、スプライン軸受歯形部加工だけで、十分な耐摩耗性を得られることが望まれる。そして、スプライン軸受の内歯歯車はブローチ加工により成形される場合がある。
ブローチ加工とは、図１に示すように、ブローチ１という刃が鋸状に配置された切削工具を使用して、スプライン軸受素材２の穴の内部を削り、スプライン軸受３を作製する加工法で、高い精度で、素早く仕上げることができる加工方法である。すなわち、スプライン軸受の内歯歯車に用いられる鋼材には、ブローチ加工による成形（以下、ブローチ成形ともいう）が良好である特性、ブローチ成形性が要求される。特許文献１および２では、ブローチ成形性には全く言及されていない。
本発明は、上記の課題を解決し、ブローチ成形性に優れた熱延鋼板およびブローチ成形後の耐摩耗性に優れたスプライン軸受ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、素材である熱延鋼板の添加元素、ミクロ組織等を制御することにより、浸炭、窒化等の熱処理による表面高硬度化を省略し、ブローチ成形によるスプライン軸受歯形部の加工のままで、コストアップを伴わずに、優れた耐摩耗性を発現する技術を知見するに至った。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、下記の熱延鋼板およびスプライン軸受ならびにそれらの製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０２５〜０．２２０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ｐ ：０．０５０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であって、
鋼板の圧延方向断面において、鋼板の厚さをｔとしたときに、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
パーライト：２．５〜２０．０％、
残留オーステナイト：８．０％未満、
マルテンサイト：２．５％未満、
ベイナイト：２．０％未満、
残部：フェライトであり、
フェライトの平均円相当径が１０．０〜１００．０μｍ、
パーライトの平均円相当径が３．０〜１８．０μｍ、であり、
パーライトの平均炭素濃度が、質量％で、０．８０〜１．５０％である、
熱延鋼板。
Ｃ ：０．０２５〜０．２２０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ｐ ：０．０５０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であって、
鋼板の圧延方向断面において、鋼板の厚さをｔとしたときに、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
パーライト：２．５〜２０．０％、
残留オーステナイト：８．０％未満、
マルテンサイト：２．５％未満、
ベイナイト：２．０％未満、
残部：フェライトであり、
フェライトの平均円相当径が１０．０〜１００．０μｍ、
パーライトの平均円相当径が３．０〜１８．０μｍ、であり、
パーライトの平均炭素濃度が、質量％で、０．８０〜１．５０％である、
熱延鋼板。
（２）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ ：０〜０．３００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｃｒ：０〜２．００％、および
Ｍｏ：０〜１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載の熱延鋼板。
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ ：０〜０．３００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｃｒ：０〜２．００％、および
Ｍｏ：０〜１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載の熱延鋼板。
（３）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｂ ：０〜０．０１００％、
を含有する、
上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
Ｂ ：０〜０．０１００％、
を含有する、
上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
（４）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、および
ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板。
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、および
ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板。
（５）前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷ、
から選択される１種以上を合計で１．０００％以下含有する、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の熱延鋼板。
Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷ、
から選択される１種以上を合計で１．０００％以下含有する、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の熱延鋼板。
（６）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、熱間圧延工程、第１冷却工程、巻取工程および第２冷却工程を順に施す熱延鋼板の製造方法であり、
前記熱間圧延工程は、３段以上の多段仕上圧延を含み、
前記多段仕上圧延における最前段から３段の圧延における累積歪みが、０．００３〜０．３００であり、
前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記式５で求められるＡｒ３〜Ａｒ３＋８０℃の温度であり、
前記第１冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、１．００〜３．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、４５０〜７００℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取工程では、４５０〜７００℃の巻取り温度で巻取り、
前記第２冷却工程では、
前記巻取り温度が５５０℃を超える場合は、該巻取り温度から５５０℃まで、３０〜１００℃／ｈの平均冷却速度で冷却し、５５０℃から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取り温度が５５０℃以下の場合は、該巻取り温度から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却する、
熱延鋼板の製造方法。
Ａｒ３＝９７０−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式５）
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、熱間圧延工程、第１冷却工程、巻取工程および第２冷却工程を順に施す熱延鋼板の製造方法であり、
前記熱間圧延工程は、３段以上の多段仕上圧延を含み、
前記多段仕上圧延における最前段から３段の圧延における累積歪みが、０．００３〜０．３００であり、
前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記式５で求められるＡｒ３〜Ａｒ３＋８０℃の温度であり、
前記第１冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、１．００〜３．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、４５０〜７００℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取工程では、４５０〜７００℃の巻取り温度で巻取り、
前記第２冷却工程では、
前記巻取り温度が５５０℃を超える場合は、該巻取り温度から５５０℃まで、３０〜１００℃／ｈの平均冷却速度で冷却し、５５０℃から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取り温度が５５０℃以下の場合は、該巻取り温度から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却する、
熱延鋼板の製造方法。
Ａｒ３＝９７０−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式５）
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（７）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の熱延鋼板に対してブローチ加工による成形が施されたスプライン軸受であって、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．５μｍ以下であり、かつ最大高さ粗さ（Ｒｚ）が１５．０μｍ以下であり、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から２０μｍ深さ位置でのマイクロビッカース硬さが３００Ｈｖ以上であり、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から４０μｍ深さ位置での平均粒界固溶炭素濃度が、原子％で、５〜１０％である、
スプライン軸受。
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．５μｍ以下であり、かつ最大高さ粗さ（Ｒｚ）が１５．０μｍ以下であり、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から２０μｍ深さ位置でのマイクロビッカース硬さが３００Ｈｖ以上であり、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から４０μｍ深さ位置での平均粒界固溶炭素濃度が、原子％で、５〜１０％である、
スプライン軸受。
（８）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の熱延鋼板を用いたスプライン軸受の製造方法であって、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の熱延鋼板をブローチ加工により成形してスプライン軸受とすることによって、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面における算術平均粗さ（Ｒａ）を２．５μｍ以下、かつ最大高さ粗さ（Ｒｚ）を１５．０μｍ以下とし、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から２０μｍ深さ位置でのマイクロビッカース硬さを３００Ｈｖ以上とし、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から４０μｍ深さ位置での平均粒界固溶炭素濃度を、原子％で、５〜１０％とする、
スプライン軸受の製造方法。
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の熱延鋼板をブローチ加工により成形してスプライン軸受とすることによって、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面における算術平均粗さ（Ｒａ）を２．５μｍ以下、かつ最大高さ粗さ（Ｒｚ）を１５．０μｍ以下とし、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から２０μｍ深さ位置でのマイクロビッカース硬さを３００Ｈｖ以上とし、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から４０μｍ深さ位置での平均粒界固溶炭素濃度を、原子％で、５〜１０％とする、
スプライン軸受の製造方法。
本発明によれば、ブローチ成形性に優れた熱延鋼板およびブローチ成形後の耐摩耗性に優れたスプライン軸受を得ることが可能になる。
図２は、スプライン軸４およびスプライン軸受３の構造を説明するための図である。図２に示すように、自動車のトランスミッション部品には、スプライン軸４（以下、「スプラインシャフト」ともいう）に外歯歯車４ａを備え、スプライン軸受３（以下、「ボス」ともいう）に内歯歯車３ａを備えるものがある。そして、これらの歯車が互いに噛みあい接触することで動力を伝えている。
スプラインシャフト、およびスプラインシャフトの外歯歯車には、一般的に浸炭処理が施されており、ビッカース硬さで６５０Ｈｖ以上のものを使用する場合がある。
このような場合に、スプライン軸受の内歯歯車（以下、「スプライン軸受歯形部」ともいう）に浸炭処理等の表面高硬度処理がされていないと、スプラインシャフトの外歯歯車は摩耗せずに、スプライン軸受歯形部だけが摩耗する、アブレッシブ摩耗が発生する場合がある。
耐摩耗性を向上させるためには、アブレッシブ摩耗の状態から凝着摩耗の状態へと早期に推移させるとよい。凝着摩耗では、スプラインシャフトの外歯歯車と、スプライン軸受歯形部との両方を繰返し接触させたときに、その繰返し接触の回数が初期の段階では両者とも摩耗するが、その後に摩耗量が少なくなり、定常状態では摩耗量が極端に減少する。
本発明者らは、自動車のトランスミッション部品の製造において浸炭、窒化等の熱処理による鋼材表層の高硬度化をせずに、ブローチ成形によるスプライン軸受歯形部の加工をしたままで、耐摩耗性を向上させる方法について鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得るに至った。
（ａ）スプライン軸受と接触するスプラインシャフトが、ビッカース硬さで６５０Ｈｖ以上の浸炭材であっても、スプラインシャフトの外歯歯車と接触するスプライン軸受歯形部がアブレッシブ摩耗することを抑制するためには、上述のように、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が接触して動力を伝達し始めた初期の段階から、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部とが凝着摩耗の状態となる必要がある。
（ｂ）スプラインシャフトと接触するスプライン軸受歯形部のブローチ成形後の表面の粗さ、表層部のビッカース硬さ、および表層部の平均粒界固溶炭素濃度を最適化することによって、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部とが凝着摩耗の状態となり、スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させることが可能になる。
（ｃ）これらの因子を最適化するためには、素材である熱延鋼板の鋼成分とミクロ組織、特に主相であるフェライトの粒径と、第二相であるパーライトの粒径、パーライトの面積率、およびパーライトの平均炭素濃度を限定する必要がある。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２５〜０．２２０％
スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させるためには、ブローチ成形のような強加工をスプライン軸受歯形部に施した際に、主相であるフェライトに、第二相であるパーライトから固溶Ｃを拡散させて、強加工を受けたフェライトを強化することが必要である。
スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させるためには、ブローチ成形のような強加工をスプライン軸受歯形部に施した際に、主相であるフェライトに、第二相であるパーライトから固溶Ｃを拡散させて、強加工を受けたフェライトを強化することが必要である。
Ｃ含有量が少なすぎると、固溶Ｃの供給源としての第二相であるパーライトの面積率が低くなり、強加工されたフェライトを強化することができない。一方、Ｃ含有量が過剰であると、第二相であるパーライトが多くなり、ブローチ成形のような強加工で得られたスプライン軸受歯形部の表面の粗さが大きくなり、アブレッシブ摩耗が抑制できず耐摩耗性が劣化する。
そのため、Ｃ含有量は０．０２５〜０．２２０％とする。Ｃ含有量は０．０４０％以上であるのが好ましく、０．０６０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．２００％以下であるのが好ましく、０．１８０％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素である。しかし、Ｓｉが多量に含有されるとボンデ処理性が低下し、加工時に焼付が起こりやすくなる。そのため、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０１％が必然的な下限となる。
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素である。しかし、Ｓｉが多量に含有されるとボンデ処理性が低下し、加工時に焼付が起こりやすくなる。そのため、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０１％が必然的な下限となる。
Ｍｎ：０．５０〜２．５０％
Ｍｎは、鋼を強化する作用を有する元素である。鋼を強化するために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量を２．５０％超含有させると焼入れ性が必要以上に高まりフェライトを十分に確保できなくなり、また鋳造時にスラブ割れが発生する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０〜２．５０％とする。鋼を強化するためには、Ｍｎ含有量は０．８０％以上であるのが好ましく、１．００％以上であるのがより好ましい。Ｍｎ含有量は２．００％以下であるのが好ましく、１．８０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎは、鋼を強化する作用を有する元素である。鋼を強化するために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量を２．５０％超含有させると焼入れ性が必要以上に高まりフェライトを十分に確保できなくなり、また鋳造時にスラブ割れが発生する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０〜２．５０％とする。鋼を強化するためには、Ｍｎ含有量は０．８０％以上であるのが好ましく、１．００％以上であるのがより好ましい。Ｍｎ含有量は２．００％以下であるのが好ましく、１．８０％以下であるのがより好ましい。
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸効果とフェライトを生成する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると脆化を招くとともに、鋳造時にタンディッシュノズルを閉塞し易くする。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０〜１．０００％とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．８００％以下であるのが好ましく、０．７００％以下であるのがより好ましい。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸効果とフェライトを生成する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると脆化を招くとともに、鋳造時にタンディッシュノズルを閉塞し易くする。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０〜１．０００％とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．８００％以下であるのが好ましく、０．７００％以下であるのがより好ましい。
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに有効な元素である。一方、その含有量が過剰であると固溶窒素が残存して延性が低下するだけでなく、時効劣化が激しくなる。そのため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。また、過度に含有量を低下させることは、精錬時のコスト増につながるため、その下限は０．００１０％にするとよい。
Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに有効な元素である。一方、その含有量が過剰であると固溶窒素が残存して延性が低下するだけでなく、時効劣化が激しくなる。そのため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。また、過度に含有量を低下させることは、精錬時のコスト増につながるため、その下限は０．００１０％にするとよい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは溶銑に含まれる不純物であり、粒界偏析するため局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０３０％以下にすることが好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限は０．００１％にするとよい。
Ｐは溶銑に含まれる不純物であり、粒界偏析するため局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０３０％以下にすることが好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限は０．００１％にするとよい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓも溶銑に含まれる不純物であり、ＭｎＳを形成して局部延性および溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下に制限する。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限は０．０００５％にするとよい。
Ｓも溶銑に含まれる不純物であり、ＭｎＳを形成して局部延性および溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下に制限する。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限は０．０００５％にするとよい。
Ｔｉ：０．０５０％以下
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＴｉＣとして固定してしまい、第二相であるパーライトが少なくなるとともにパーライト中の固溶Ｃが少なくなり、強加工されたフェライトにパーライトからの固溶Ｃを拡散させて、アブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。一方、析出強化の効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０１５％以上であるのがより好ましい。
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＴｉＣとして固定してしまい、第二相であるパーライトが少なくなるとともにパーライト中の固溶Ｃが少なくなり、強加工されたフェライトにパーライトからの固溶Ｃを拡散させて、アブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。一方、析出強化の効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０１５％以上であるのがより好ましい。
Ｎｂ：０．１００％以下
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＮｂＣとして固定してしまい、第二相であるパーライトが少なくなるとともにパーライト中の固溶Ｃが少なくなり、強加工されたフェライトにパーライトからの固溶Ｃを拡散させて、アブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＮｂＣとして固定してしまい、第二相であるパーライトが少なくなるとともにパーライト中の固溶Ｃが少なくなり、強加工されたフェライトにパーライトからの固溶Ｃを拡散させて、アブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
Ｖ：０．３００％以下
Ｖは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＶＣとして固定してしまい、第二相であるパーライトが少なくなるとともにパーライト中の固溶Ｃが少なくなり、強加工されたフェライトにパーライトからの固溶Ｃを拡散させて、アブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
Ｖは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＶＣとして固定してしまい、第二相であるパーライトが少なくなるとともにパーライト中の固溶Ｃが少なくなり、強加工されたフェライトにパーライトからの固溶Ｃを拡散させて、アブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましい。
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。また、Ｃｕ含有量が１．２０％を超えると鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。そのため、Ｃｕ含有量は１．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｃｕは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。また、Ｃｕ含有量が１．２０％を超えると鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。そのため、Ｃｕ含有量は１．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｎｉ：２．００％以下
Ｎｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。また、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えると延性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｉ含有量は０．６０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｎｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。また、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えると延性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｉ含有量は０．６０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＭｏ２Ｃとして固定してしまい、固溶Ｃが強加工されたフェライトに拡散してアブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｍｏは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、ＣをＭｏ２Ｃとして固定してしまい、固溶Ｃが強加工されたフェライトに拡散してアブレッシブ摩耗を抑制する効果を失わせる。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、その含有量が０．００２０％を超えると冷却中にフェライト変態が十分に進行せず、十分なパーライトが得られないことがある。そのため、Ｂ含有量は０．００２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、その含有量が０．００２０％を超えると冷却中にフェライト変態が十分に進行せず、十分なパーライトが得られないことがある。そのため、Ｂ含有量は０．００２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
ＲＥＭ：０．１０００％以下
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。一方、上記効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷから選択される１種以上の合計：１．０００％以下
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷは、合計で１．０００％以下の範囲で含有しても、本発明の効果は損なわれないことを確認している。
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷは、合計で１．０００％以下の範囲で含有しても、本発明の効果は損なわれないことを確認している。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
ここで「不可避的不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）熱延鋼板の金属組織
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における組織をいうものとする。また、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における組織をいうものとする。また、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
パーライト：２．５〜２０．０％
上述のように、スプライン軸受の耐摩耗性を向上させるためには、スプラインシャフトの外歯歯車と接触するスプライン軸受歯形部がアブレッシブ摩耗することを抑制し、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が接触して動力を伝達し始めた初期の段階から、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部とが凝着摩耗の状態となるようにすることが必要である。
上述のように、スプライン軸受の耐摩耗性を向上させるためには、スプラインシャフトの外歯歯車と接触するスプライン軸受歯形部がアブレッシブ摩耗することを抑制し、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が接触して動力を伝達し始めた初期の段階から、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部とが凝着摩耗の状態となるようにすることが必要である。
そのためには、ブローチ成形のような強加工を施して変形し加工硬化した、スプライン軸受歯形部のフェライトに、固溶Ｃを拡散させて固溶強化し、ナノレベルで鋼の組織を硬化させることが必要である。これにより、スプライン軸受歯形部は、加工硬化だけでなく固溶強化の複合効果により、耐摩耗性が向上する。フェライトに固溶Ｃを拡散させるための供給源が、パーライトである。そのため、パーライトの面積率は２．５％以上とする。
一方、パーライトの面積率が過剰になると、パーライトは変形能がフェライトと比較して小さいために、ブローチ成形の際にパーライトとフェライトとの境界からボイドの発生頻度が増加して、その成形表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなるためにアブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、パーライトの面積率は２０．０％以下とする。
残留オーステナイト：８．０％未満
残留オーステナイトは、加工誘起変態によりマルテンサイト変態し、変態誘起塑性（いわゆるＴＲＩＰ現象）により、張り出し成形を始めとするプレス加工性を向上させるので、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、残留オーステナイトの量が多くなると必然的にパーライトが少なくなるため、残留オーステナイトの面積率は８．０％未満とする。
残留オーステナイトは、加工誘起変態によりマルテンサイト変態し、変態誘起塑性（いわゆるＴＲＩＰ現象）により、張り出し成形を始めとするプレス加工性を向上させるので、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、残留オーステナイトの量が多くなると必然的にパーライトが少なくなるため、残留オーステナイトの面積率は８．０％未満とする。
また、残留オーステナイトは、ブローチ成形の際に加工誘起変態によりマルテンサイト変態する。加工誘起変態したマルテンサイトは変形能がフェライトと比較して小さいため、ブローチ成形の際にも、マルテンサイトとフェライトとの境界からボイドの発生頻度が増加して、その成形表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなる。その結果、アブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、残留オーステナイトの面積率は２．５％以下とするのが好ましい。
マルテンサイト：２．５％未満
マルテンサイトは、張り出し成形を始めとするプレス加工性を向上させるので必要に応じて含有してもよい。しかしながら、マルテンサイトは変形能がフェライトと比較して小さいため、ブローチ成形の際にマルテンサイトとフェライトとの境界からボイドの発生頻度が増加して、その成形表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなり、その結果、アブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、マルテンサイトの面積率は２．５％未満とする。ボイドの発生頻度を極力少なくして、アブレッシブ摩耗を起こさないためには、マルテンサイトの面積率は１．０％以下とすることが好ましい。
マルテンサイトは、張り出し成形を始めとするプレス加工性を向上させるので必要に応じて含有してもよい。しかしながら、マルテンサイトは変形能がフェライトと比較して小さいため、ブローチ成形の際にマルテンサイトとフェライトとの境界からボイドの発生頻度が増加して、その成形表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなり、その結果、アブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、マルテンサイトの面積率は２．５％未満とする。ボイドの発生頻度を極力少なくして、アブレッシブ摩耗を起こさないためには、マルテンサイトの面積率は１．０％以下とすることが好ましい。
ベイナイト：２．０％未満
一般的にベイナイトは、焼入れ組織であり、固溶Ｃを過飽和に含有するとともにセメンタイトを含む。しかし、パーライトと比較すると、加工硬化したフェライトに固溶Ｃを拡散させるための供給源としての能力は低い。また、ベイナイトの面積率とパーライトの面積率とは二律背反傾向にある。したがって、フェライトに固溶Ｃを拡散させるための供給源としての能力がベイナイトよりも高いパーライトを十分に確保するために、ベイナイトの面積率は２．０％未満とする。アブレッシブ摩耗を起こさないためには、ベイナイトの面積率は１．０％以下とすることが好ましい。
一般的にベイナイトは、焼入れ組織であり、固溶Ｃを過飽和に含有するとともにセメンタイトを含む。しかし、パーライトと比較すると、加工硬化したフェライトに固溶Ｃを拡散させるための供給源としての能力は低い。また、ベイナイトの面積率とパーライトの面積率とは二律背反傾向にある。したがって、フェライトに固溶Ｃを拡散させるための供給源としての能力がベイナイトよりも高いパーライトを十分に確保するために、ベイナイトの面積率は２．０％未満とする。アブレッシブ摩耗を起こさないためには、ベイナイトの面積率は１．０％以下とすることが好ましい。
残部：フェライト
フェライトは延性に優れ、ブローチ成形のような強加工でも割れずに容易に変形するため、寸法精度よくスプライン軸受歯形部加工をするために必要なミクロ組織である。また、ブローチ成形のような強加工を施して変形し加工硬化した、スプライン軸受歯形部のフェライトおよびその粒界には、転位および原子空孔が多量に導入されている。このため、スプライン軸受歯形部のフェライトに固溶Ｃが容易に拡散できる。これにより、スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させることができる。したがって、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト以外の組織はフェライトとする。
フェライトは延性に優れ、ブローチ成形のような強加工でも割れずに容易に変形するため、寸法精度よくスプライン軸受歯形部加工をするために必要なミクロ組織である。また、ブローチ成形のような強加工を施して変形し加工硬化した、スプライン軸受歯形部のフェライトおよびその粒界には、転位および原子空孔が多量に導入されている。このため、スプライン軸受歯形部のフェライトに固溶Ｃが容易に拡散できる。これにより、スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させることができる。したがって、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト以外の組織はフェライトとする。
ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。上述のように、まず鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置から試料を採取する。そして、該試料の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）を観察する。
具体的には、試料をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行う。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライトおよびパーライトそれぞれの面積率、ならびにベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率を得る。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行う。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を算出する。さらに圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求め、その値を残留オーステナイトの面積率とする。
そして、レペラエッチングし画像解析して求めた、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率から、Ｘ線回折測定により求めた残留オーステナイトの面積率を引くことで、その値をマルテンサイトの面積率とする。さらに、ナイタールエッチングし画像解析して求めたベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率から、レペラエッチングし画像解析して求めた、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を引くことで、ベイナイトの面積率を求める。
この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
また、本発明においては、フェライトの平均円相当径、パーライトの平均円相当径およびパーライトの平均炭素濃度についても以下のように規定する。
フェライトの平均円相当径：１０．０〜１００．０μｍ
上述のように、スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させるためには、ブローチ成形のような強加工をしたときに、主相であるフェライトに、第二相であるパーライトから、固溶Ｃを拡散させて、スプライン軸受歯形部をＣの固溶強化によりナノレベルで硬化させる必要がある。フェライト粒界は短時間に固溶Ｃをパーライトからフェライトへ拡散させる経路として重要である。そのためには、フェライトを細粒にして粒界の面積を増加させるのが有効である。そのため、フェライトの平均円相当径を１００．０μｍ以下にする。
上述のように、スプライン軸受歯形部の耐摩耗性を向上させるためには、ブローチ成形のような強加工をしたときに、主相であるフェライトに、第二相であるパーライトから、固溶Ｃを拡散させて、スプライン軸受歯形部をＣの固溶強化によりナノレベルで硬化させる必要がある。フェライト粒界は短時間に固溶Ｃをパーライトからフェライトへ拡散させる経路として重要である。そのためには、フェライトを細粒にして粒界の面積を増加させるのが有効である。そのため、フェライトの平均円相当径を１００．０μｍ以下にする。
一方、フェライトが細粒になり、粒界の面積がある程度大きくなるとその効果が飽和するだけでなく、フェライト粒界での固溶Ｃが減少し粒界強度が低下する。また、スプライン軸受歯形部の表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなるためにアブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、フェライトの平均円相当径は１０．０μｍ以上とする。
パーライトの平均円相当径：３．０〜１８．０μｍ
パーライトは一般的にフェライトとセメンタイトとのラメラ組織であり、結晶方位単位のラメラ組織の集合体であるいくつかのパーライトブロックから構成されるパーライトノジュールが、組織単位となっている。亜共析鋼成分においてパーライトノジュールは、オーステナイトからフェライトが析出した後の炭素が濃化したオーステナイトから生成する。
パーライトは一般的にフェライトとセメンタイトとのラメラ組織であり、結晶方位単位のラメラ組織の集合体であるいくつかのパーライトブロックから構成されるパーライトノジュールが、組織単位となっている。亜共析鋼成分においてパーライトノジュールは、オーステナイトからフェライトが析出した後の炭素が濃化したオーステナイトから生成する。
金属組織学的にはこのパーライトノジュールが、主相であるフェライト組織中に島状に分散している。したがって、本発明においてパーライトの平均円相当径（直径）は、パーライトノジュールの平均円相当径（直径）と同義である。
上述のように、スプライン軸受歯形部をブローチ成形のような強加工をしたときに、主相であるフェライトに、第二相であるパーライトから、固溶Ｃを拡散させてＣの固溶強化をすることで、ナノレベルで鋼の組織を硬化させることが必要である。これにより、スプライン軸受歯形部は、加工硬化だけでなく固溶強化の複合効果により、耐摩耗性が向上する。
第二相であるパーライトの平均円相当径が３．０μｍ未満であると、ブローチ成形による歪みが分散されてしまい、十分な量の固溶Ｃをパーライトからフェライトに拡散させることができなくなり、軟質なフェライトに固溶Ｃを拡散させてＣの固溶強化の効果を得ることが不十分となる。そのため、パーライトの平均円相当径は３．０μｍ以上にする。
一方、パーライトの平均円相当径が大きくなると、ブローチ成形の際にその成形表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなるため、アブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、パーライトの平均円相当径は１８．０μｍ以下とする。
なお、フェライトおよびパーライト（パーライトノジュール）の平均円相当径（直径）は、前記試料から各組織の面積を個別に測定してから円相当径（直径）を算出し、これを平均して求める。
パーライトの平均炭素濃度：０．８０〜１．５０質量％
パーライトは上述のようにフェライトとセメンタイトとのラメラ組織である。斜方晶のセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）はＦｅに囲まれた中央部分にＣが位置し、炭素濃度は６．７％程度である。一方、フェライトにはほとんど炭素が固溶しない。すなわち、セメンタイトとフェライトとの層状組織であるラメラ組織であるがゆえに、セメンタイトとセメンタイトとの間に挟まれたフェライトの幅により、パーライト全体としての平均炭素濃度は大きく変化する。
パーライトは上述のようにフェライトとセメンタイトとのラメラ組織である。斜方晶のセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）はＦｅに囲まれた中央部分にＣが位置し、炭素濃度は６．７％程度である。一方、フェライトにはほとんど炭素が固溶しない。すなわち、セメンタイトとフェライトとの層状組織であるラメラ組織であるがゆえに、セメンタイトとセメンタイトとの間に挟まれたフェライトの幅により、パーライト全体としての平均炭素濃度は大きく変化する。
上述のように、パーライトは加工硬化したフェライトに固溶Ｃを拡散させるための供給源である。そのため、パーライトの平均炭素濃度は、質量％で、０．８０％以上とする。一方、パーライトの平均炭素濃度が大きくなると、必然的にセメンタイトの割合が増加する。セメンタイトの割合が増加すると、パーライトの変形能が低下する。するとブローチ成形の際にパーライトとフェライトとの境界からボイドの発生頻度が増加して、その成形表面にできる凹凸（算術平均粗さ：Ｒａ、最大高さ：Ｒｚ）が大きくなり、結果的にアブレッシブ摩耗が進行しやすくなり、耐摩耗性が劣化してしまう。そのため、パーライトの平均炭素濃度は１．５０％以下とする。
なお、パーライトの平均炭素濃度は、前記試料から透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察して、ラメラ組織であるものをパーライトと特定した後に測定する。任意のパーライトを２０個選択し、上記ＥＥＬＳの測定ビーム径を３μｍ程度まで拡大にして、パーライトの平均炭素濃度を測定する。
（Ｃ）熱延鋼板の機械的特性
本発明は、従来の一般的な熱延鋼板の機能であるプレス加工性を有効に活かしつつ、ブローチ成形のように部分的に厳しい加工を受けた部分の耐摩耗性を向上させたことが特徴である。
本発明は、従来の一般的な熱延鋼板の機能であるプレス加工性を有効に活かしつつ、ブローチ成形のように部分的に厳しい加工を受けた部分の耐摩耗性を向上させたことが特徴である。
本発明に係る鋼板は、従来の一般的な熱延鋼板と同等の４４０〜７８０ＭＰａの引張強さ（ＴＳ）を有する。
また、全伸びが小さいとプレス成形時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。プレス成形性を確保するため、全伸び（ｔ−ＥＬ）と引張強さ（ＴＳ）との積が、（ＴＳ）×（ｔ−ＥＬ）≧１７０００ＭＰａ％を満たすことが望ましい。ただし、引張強さ（ＴＳ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の引張強さを示す。また、全伸び（ｔ−ＥＬ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の破断時全伸びを示す。
（Ｄ）熱延鋼板の製造方法
本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す方法により、製造することができる。以下の製造方法では、下記の（ａ）から（ｅ）までの工程を順に行う。各工程について詳しく説明する。
本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す方法により、製造することができる。以下の製造方法では、下記の（ａ）から（ｅ）までの工程を順に行う。各工程について詳しく説明する。
（ａ）溶製工程
熱間圧延に先行する溶製工程の製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉または電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って、上述した成分組成となるように調整する。次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
熱間圧延に先行する溶製工程の製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉または電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って、上述した成分組成となるように調整する。次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
（ｂ）熱間圧延工程
鋳造したインゴット（スラブ）は、加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延鋼板とする。熱間圧延工程におけるスラブの加熱条件については特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を１０５０〜１２６０℃とするのが好ましい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延してもよい。
鋳造したインゴット（スラブ）は、加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延鋼板とする。熱間圧延工程におけるスラブの加熱条件については特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を１０５０〜１２６０℃とするのが好ましい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延してもよい。
ただし、スラブ加熱温度が１０５０℃未満であると、熱間圧延において圧延抵抗が増加して圧延が困難になるおそれがある。一方、１２６０℃を超えるとスケールオフにより歩留まりの低下を招くだけでなく、スラブ加熱時のオーステナイト粒径およびその後の熱間での再結晶オーステナイト粒径が粗大化して、変態後のフェライトの平均円相当径が大きくなりすぎて、加工硬化したフェライトに短時間に固溶Ｃを拡散させる経路としてのフェライト粒界が減少して、耐摩耗性が劣化するおそれがある。
加熱後は、加熱炉より抽出したインゴットに対して粗圧延およびその後の仕上圧延を施す。粗圧延の条件は特に限定しないが、圧延温度が低温に成りすぎると圧延荷重が増大し、十分な圧下が行えないおそれがあるので、粗圧延終了温度は１０００℃以上あることが望ましい。前述したように、仕上圧延は、３段以上の多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる多段仕上圧延である。そして、最前段から３段の圧延における累積歪み（有効累積歪み）が、０．００３〜０．３００になるように最終仕上圧延を行なう。
前述したように、有効累積歪みは、圧延時の温度、圧延による鋼板の圧下率による結晶粒径の変化と、結晶粒が圧延後の時間経過により静的に回復する結晶粒径の変化とを考慮した指標である。有効累積歪み（εｅｆｆ）は、以下の式で求めることができる。
有効累積歪み（εｅｆｆ）＝Σεｉ（ｔｉ，Ｔｉ） ・・・（式１）
上記式１中のΣは、ｉ＝１〜３についての総和を示す。
但し、ｉ＝１は、多段仕上圧延において最前段の圧延を、ｉ＝２は２段目の圧延を、ｉ＝３は３段目の圧延を、それぞれ示す。
上記式１中のΣは、ｉ＝１〜３についての総和を示す。
但し、ｉ＝１は、多段仕上圧延において最前段の圧延を、ｉ＝２は２段目の圧延を、ｉ＝３は３段目の圧延を、それぞれ示す。
ここで、ｉで示される各圧延において、εｉは以下の式で表される。
εｉ（ｔｉ，Ｔｉ）＝ｅｉ／ｅｘｐ（（ｔｉ／τＲ）２／３） ・・・（式２）
ｔｉ：ｉ段目の圧延から最終段圧延後の一次冷却開始までの時間（ｓ）
Ｔｉ：ｉ段目の圧延の圧延温度（Ｋ）
ｅｉ：ｉ段目の圧延で圧下したときの対数歪み
ｅｉ＝｜ｌｎ｛１−（ｉ段目の入側板厚−ｉ段目の出側板厚）／（ｉ段目の入側板厚）｝｜
＝｜ｌｎ｛（ｉ段目の出側板厚）／（ｉ段目の入側板厚）｝｜ ・・・（式３）
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／（Ｒ・Ｔｉ）） ・・・（式４）
τ０＝８．４６×１０−９（ｓ）
Ｑ：Ｆｅの転位の移動に関する活性化エネルギーの定数＝１８３２００（Ｊ／ｍｏｌ）
Ｒ：ガス定数＝８．３１４（Ｊ／（Ｋ・ｍｏｌ））
εｉ（ｔｉ，Ｔｉ）＝ｅｉ／ｅｘｐ（（ｔｉ／τＲ）２／３） ・・・（式２）
ｔｉ：ｉ段目の圧延から最終段圧延後の一次冷却開始までの時間（ｓ）
Ｔｉ：ｉ段目の圧延の圧延温度（Ｋ）
ｅｉ：ｉ段目の圧延で圧下したときの対数歪み
ｅｉ＝｜ｌｎ｛１−（ｉ段目の入側板厚−ｉ段目の出側板厚）／（ｉ段目の入側板厚）｝｜
＝｜ｌｎ｛（ｉ段目の出側板厚）／（ｉ段目の入側板厚）｝｜ ・・・（式３）
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／（Ｒ・Ｔｉ）） ・・・（式４）
τ０＝８．４６×１０−９（ｓ）
Ｑ：Ｆｅの転位の移動に関する活性化エネルギーの定数＝１８３２００（Ｊ／ｍｏｌ）
Ｒ：ガス定数＝８．３１４（Ｊ／（Ｋ・ｍｏｌ））
有効累積歪みが０．００３未満であると、オーステナイトの再結晶の駆動力が少なく十分に細粒化しないために変態後のフェライト粒が粗大化してしまう。一方、０．３００超であるとオーステナイト粒の細粒化が過度となり、変態後のフェライト粒が過度に細粒化する。
有効累積歪みを０．００３〜０．３００とすることにより、フェライトの平均円相当径が制限され、ブローチ成形のような強加工を施して変形し加工硬化した、スプライン軸受歯形部のフェライトに、第二相であるパーライトから固溶Ｃを短時間に拡散させる経路としてのフェライト粒界を、確保できる。そして、ブローチ成形のような強加工を施したときに、フェライト粒界でのボイドの発生頻度を抑えることができ、ブローチ成形性とその後の耐摩耗性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
仕上圧延の圧延終了温度、すなわち連続熱延工程の圧延終了温度は、Ａｒ３（℃）以上、Ａｒ３（℃）＋８０℃以下の温度にするとよい。これにより、フェライト変態を制御することで第二相であるパーライトの量を適正化しつつ、目的とするミクロ組織を得ることができる。
圧延終了温度がＡｒ３（℃）未満では二相域圧延となり、加工硬化したフェライトが残留することで、成形性が劣化するとともに、強い集合組織の形成により塑性異方性が増加し、成形後の部品形状、板厚分布に異方性が生じる。一方、圧延終了温度がＡｒ３（℃）＋８０℃を超えると、オーステナイトの回復・再結晶および粒成長が促進され、変態後のフェライトの平均円相当径が大きくなりすぎて、加工硬化したフェライトに短時間に固溶Ｃを拡散させる経路としてのフェライト粒界が減少して、耐摩耗性が劣化する。また、第二相であるパーライトの量が減少して耐摩耗性が劣化する。
なお、Ａｒ３の値は下記式５により算出することができる。
Ａｒ３＝９７０−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式５）
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
Ａｒ３＝９７０−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式５）
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（ｃ）第１冷却工程
多段仕上圧延が終了した後の熱延鋼板に対して、１．００〜３．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、４５０〜７００℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
多段仕上圧延が終了した後の熱延鋼板に対して、１．００〜３．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、４５０〜７００℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
仕上圧延終了後に冷却を開始するまでの時間が１．００ｓ未満であると、フェライトの核生成が過度となり、フェライトの結晶粒径が細粒となり、目的とする平均フェライト円相当径が得られない。一方、３．００ｓを超えると、オーステナイトの粒成長が進行して第１冷却工程で十分にフェライト変態が進まず、目的とするミクロ組織が得られない。
また、第１冷却における冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、変態したフェライトの粒成長が進行してフェライトの結晶粒径が粗粒となり、目的とする平均フェライト円相当径が得られない。一方、冷却速度の上限は特に限定されないが、過冷却によるベイナイト、マルテンサイトの過度な生成を回避するため１００℃／ｓ以下にすることが望ましい。
（ｄ）巻取工程
第１冷却後に、熱延鋼板を４５０〜７００℃の巻取り温度で巻取る。なお、第１冷却後に復熱または変態潜熱により温度が上昇して、巻取り温度が第１冷却終了温度よりも高温になってしまっても、巻取り温度が４５０〜７００℃の温度域であれば差し支えない。
第１冷却後に、熱延鋼板を４５０〜７００℃の巻取り温度で巻取る。なお、第１冷却後に復熱または変態潜熱により温度が上昇して、巻取り温度が第１冷却終了温度よりも高温になってしまっても、巻取り温度が４５０〜７００℃の温度域であれば差し支えない。
（ｅ）第２冷却工程
巻取り温度が５５０℃を超える場合は、巻取り温度から５５０℃まで、３０〜１００℃／ｈの平均冷却速度で冷却する。巻取り温度から５５０℃までの平均冷却速度が３０℃／ｈ未満であると、変態後のフェライト粒の粒成長が進行して、フェライトの結晶粒径が粗粒となり、目的とする平均フェライト円相当径が得られない。一方、上記の平均冷却速度が１００℃／ｈを超えると、ベイナイトが過度に生成し目的とするミクロ組織が得られない。したがって、１００℃／ｈ以下にすることが望ましい。
巻取り温度が５５０℃を超える場合は、巻取り温度から５５０℃まで、３０〜１００℃／ｈの平均冷却速度で冷却する。巻取り温度から５５０℃までの平均冷却速度が３０℃／ｈ未満であると、変態後のフェライト粒の粒成長が進行して、フェライトの結晶粒径が粗粒となり、目的とする平均フェライト円相当径が得られない。一方、上記の平均冷却速度が１００℃／ｈを超えると、ベイナイトが過度に生成し目的とするミクロ組織が得られない。したがって、１００℃／ｈ以下にすることが望ましい。
続いて、５５０℃から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却する。また、巻取り温度が５５０℃以下の場合も同様に、巻取り温度から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却する。この冷却速度が３０℃／ｈ以上では、フェライトからパーライトへのＣの拡散が不十分となり、第二相であるパーライトの平均炭素濃度が十分に上昇しないおそれがある。一方、この冷却速度の下限値は特に限定する必要はないが、１０℃／ｈ未満であると、保温設備が必要になるばかりでなく、コイルを安全にリコイリングして巻き戻す作業をするために、コイルの温度が１００℃以下に冷却されるまで、長い時間待たなくてはならなくなるので、納期管理上好ましくない。したがって、１０℃／ｈ以上にすることが望ましい。
なお、巻取り後の冷却速度の測定部位は、巻取り後のコイルの内径部から８巻以上中心側で、巻取り後のコイルの外周部から８巻以上中心側の部位であり、巻取り後のコイルの端部（エッジ）からコイル幅方向に２０ｍｍ以上幅方向中心側の位置である。その部位に熱電対を貼付して時間と温度との関係を測定することで平均冷却速度を求めることとする。
（Ｅ）スプライン軸受
上記のようにして得られた熱延鋼板は、熱処理することなく、ブローチ成形によるスプライン軸受歯形部を加工したままで優れた耐摩耗性を有するため、従来ではなし得なかった低コストで耐摩耗性に優れるスプライン軸受を得ることができる。
上記のようにして得られた熱延鋼板は、熱処理することなく、ブローチ成形によるスプライン軸受歯形部を加工したままで優れた耐摩耗性を有するため、従来ではなし得なかった低コストで耐摩耗性に優れるスプライン軸受を得ることができる。
なお、ブローチ成形後のスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）では、極めて強い加工が施されるため、金属組織の判別が困難な状態となる。そのため、スプライン軸受歯形部の金属組織については、特定が不可能である。
（Ｆ）スプライン軸受の表面および表層の状態
本発明に係るスプライン軸受の表面および表層の状態について説明する。なお、本発明でブローチ成形後のスプライン軸受の表面および表層とは、ＪＩＳ Ｂ ４２３９ ２００９のＢ１００２４４５記載のインボリュートスプラインブローチを用いて、ブローチ成形した後の、ＪＩＳ Ｂ １６０３ １９９５の表１のモジュールｍ＝１に記載のインボリュートスプラインの定義に従う、スプライン軸受歯形部の表面および表層である。
本発明に係るスプライン軸受の表面および表層の状態について説明する。なお、本発明でブローチ成形後のスプライン軸受の表面および表層とは、ＪＩＳ Ｂ ４２３９ ２００９のＢ１００２４４５記載のインボリュートスプラインブローチを用いて、ブローチ成形した後の、ＪＩＳ Ｂ １６０３ １９９５の表１のモジュールｍ＝１に記載のインボリュートスプラインの定義に従う、スプライン軸受歯形部の表面および表層である。
表面の粗さ：算術平均粗さ（Ｒａ）が２．５μｍ以下、かつ最大高さ（Ｒｚ）が１５．０μｍ以下
スプライン軸受の表面の粗さが、Ｒａで２．５μｍ以下、かつＲｚで１５．０μｍ以下であれば、後述する摩耗試験において繰返し数４００万回での摩耗量（歯形部の摩耗高さ）が、０．４ｍｍ以下となり良好な耐摩耗性を示す。これは、スプライン軸受の表面の粗さがこの数値以下であれば、スプライン軸受の表面に欠けや剥離のようなチッピングが起こらないため、アブレッシブ摩耗が抑制され、後述する摩耗試験の初期の段階で凝着摩耗へ推移するためである。
スプライン軸受の表面の粗さが、Ｒａで２．５μｍ以下、かつＲｚで１５．０μｍ以下であれば、後述する摩耗試験において繰返し数４００万回での摩耗量（歯形部の摩耗高さ）が、０．４ｍｍ以下となり良好な耐摩耗性を示す。これは、スプライン軸受の表面の粗さがこの数値以下であれば、スプライン軸受の表面に欠けや剥離のようなチッピングが起こらないため、アブレッシブ摩耗が抑制され、後述する摩耗試験の初期の段階で凝着摩耗へ推移するためである。
ブローチ成形後の表面の粗さは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１ ２０１３に従い、測定装置に株式会社ミツトヨ製の“サーフテストＳＶ−３２００”を用いて、フィルタ：ＰＣ５０（ガウシアンフィルタＰＣ５０（Ｓ（ｘ）＝ｅｘｐ（−π（ｘ／（αλｃ））２）／（αλｃ）、ただし、α＝（ｌｎ２／π）０．５＝０．４６９７でうねり波長成分を除去する））、カットオフ：０．８ｍｍ（λｃ＝０．８ｍｍ）で、１０ｍｍの長さについて測定する。測定方向は、スプラインシャフトの軸方向と平行な方向で、ブローチ成形後の表面の粗さとは、ブローチ成形後のスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）で、スプラインシャフトの外歯歯車と接触する接触面の粗さとする。
表層でのマイクロビッカース硬さ：３００Ｈｖ以上
スプライン軸受の表層（スプライン軸受歯形部表面から２０μｍ深さ位置）でのマイクロビッカース硬さが３００Ｈｖ以上であれば、後述する摩耗試験において繰返し数４００万回での摩耗量（歯形部の摩耗高さ）が、０．４ｍｍ以下となり良好な耐摩耗性を示す。これは、表層でのマイクロビッカース硬さがこの数値以上であれば、相手部品であるスプラインシャフトがビッカース硬さで６５０Ｈｖ以上の浸炭材であっても、後述する摩耗試験の初期の段階でのアブレッシブ摩耗が抑制され、早期に凝着摩耗へ推移するためである。
スプライン軸受の表層（スプライン軸受歯形部表面から２０μｍ深さ位置）でのマイクロビッカース硬さが３００Ｈｖ以上であれば、後述する摩耗試験において繰返し数４００万回での摩耗量（歯形部の摩耗高さ）が、０．４ｍｍ以下となり良好な耐摩耗性を示す。これは、表層でのマイクロビッカース硬さがこの数値以上であれば、相手部品であるスプラインシャフトがビッカース硬さで６５０Ｈｖ以上の浸炭材であっても、後述する摩耗試験の初期の段階でのアブレッシブ摩耗が抑制され、早期に凝着摩耗へ推移するためである。
表層でのマイクロビッカース硬さは、０．４９Ｎの荷重で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４ ２００９に記載の方法で測定する。詳細には、スプライン軸受歯形部は、形状が同じな複数の歯から構成されているので、スプライン軸受歯形部からこれらの歯形部分を切り出して試料とし、最低２箇所の歯形部分で、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が接触して摺動する際の位置が等価な位置において、それぞれの箇所毎に各１０点の測定を行い、これらの平均値を算出する。
表層での平均粒界固溶炭素濃度：５〜１０ａｔ％
スプライン軸受の表層（スプライン軸受歯形部表面から４０μｍ深さ位置）での平均粒界固溶炭素濃度が、原子％で、５〜１０％であれば、後述する摩耗試験において繰返し数４００万回での摩耗量（歯形部の摩耗高さ）が、０．４ｍｍ以下となり良好な耐摩耗性を示す。
スプライン軸受の表層（スプライン軸受歯形部表面から４０μｍ深さ位置）での平均粒界固溶炭素濃度が、原子％で、５〜１０％であれば、後述する摩耗試験において繰返し数４００万回での摩耗量（歯形部の摩耗高さ）が、０．４ｍｍ以下となり良好な耐摩耗性を示す。
これは、表層での平均粒界固溶炭素濃度がこの数値の範囲であれば、後述する摩耗試験の最初期において、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が繰返し接触することで、フェライトの粒界に固溶していた炭素が粒内に拡散するためである。フェライトに炭素が拡散してフェライトが固溶強化で強化された結果、相手部品であるスプラインシャフトがビッカース硬さで６５０Ｈｖ以上の浸炭材であっても、後述する摩耗試験において、繰返し数が初期の段階でのアブレッシブ摩耗が抑制され、早期に凝着摩耗へ推移する。
表層での平均粒界固溶炭素濃度は、マイクロビッカース硬さに用いた前記の試料を用いて、スプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）で、スプラインシャフトの外歯歯車と接触する接触面の断面について、三次元アトムプローブ法にて測定する。
粒界および粒内に存在している固溶炭素濃度を測定するためには、三次元アトムプローブ法を用いることが適切である。１９８８年にオックスフォード大学のＡ．Ｃｅｒｅｚｏらにより開発された位置敏感型アトムプローブ（ｐｏｓｉｔｉｏｎ ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ ａｔｏｍ ｐｒｏｂｅ，ＰｏＳＡＰ）は、アトムプローブの検出器に位置敏感型検出器（ｐｏｓｉｔｉｏｎ ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ ｄｅｔｅｃｔｏｒ）を取り入れており、分析に際してマイクロチャンネルプレートと蛍光板にあるアパーチャー（プローブホール）を用いずに、検出器に到達した原子の飛行時間と位置を同時に測定するこができる装置である。
この装置を用いれば試料表面に存在する合金中の全構成元素を、原子レベルの空間分解能で２次元マップとして表示することができるばかりでなく、電界蒸発現象を用いて試料表面を一原子層ずつ蒸発させることにより、２次元マップを深さ方向に拡張していき、３次元マップとして表示・分析ができる。
粒界観察には、粒界部を含むアトムプローブ（ＡＰ）用針状試料を作製するために、ＦＩＢ（収束イオンビーム）装置／日立製作所製ＦＢ２０００Ａを用い、切出した試料を電解研磨により、任意形状走査ビームで粒界部を針先端部になるようにする。上記のように加工した試料を、スプライン軸受歯形部表面から垂直方向に４０μｍの位置で、ＳＩＭ（走査イオン顕微鏡）のチャネリング現象により、結晶方位が違うことで、方位の異なる結晶粒界面にコントラストが生じることを利用して、観察しながら粒界を特定し、イオンビームで切断する。
なお、チャネリング現象とは、荷電粒子が結晶内の局所的な結晶場によって、結晶軸、あるいは結晶面の間に束縛され、ある特定方向にのみ進行する現象である。チャネリング現象が起こると、荷電粒子ビームは結晶軸や結晶面間に束縛されるため、全く異なる方向に散乱されるビーム強度をかなり低く抑えることができる。
三次元アトムプローブとして用いた装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰであり、測定条件は、試料位置温度約７０Ｋ、プローブ全電圧１０〜１５ｋＶ、パルス比２５％である。各試料の粒界、粒内について、本願発明の鋼に含有する全元素の原子の数をそれぞれ３回測定する。そして、分母を鋼に含有する全元素の原子の数とし、分子を炭素の原子の数とし、１００倍して％表示した原子密度を、粒界固溶炭素濃度（ａｔ％）とする。粒界、粒内それぞれ３回測定した値、すなわち合計６回測定した粒界固溶炭素濃度の値の平均値を代表値として、平均粒界固溶炭素濃度（ａｔ％）とする。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブを作製し、このスラブに対して、表２に示す条件で熱間圧延工程、第１冷却工程、巻取工程および第２冷却工程を順に施し、熱間圧延鋼板を製造した。なお、熱間圧延工程における仕上げ圧延は、７段式の連続圧延により行った。得られた熱間圧延鋼板の板厚を表２に併せて示す。
［金属組織］
得られた熱間圧延鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板の圧延方向断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔの位置から金属組織観察用の試験片を切り出した。
得られた熱間圧延鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板の圧延方向断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔの位置から金属組織観察用の試験片を切り出した。
そして、上記の試験片の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行った。得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライトおよびパーライトそれぞれの面積率、ならびにベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率を求めた。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行った。そして、得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を算出した。さらに圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求め、その値を残留オーステナイトの面積率とした。
そして、レペラエッチングし画像解析して求めた、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率から、Ｘ線回折測定により求めた残留オーステナイトの面積率を引くことで、その値をマルテンサイトの面積率とした。さらに、ナイタールエッチングし画像解析して求めたベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率から、レペラエッチングし画像解析して求めた、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を引くことで、ベイナイトの面積率を求めた。
この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を求めた。
また、以下の手順で、フェライトおよびパーライトの平均円相当径（直径）を求めた。フェライトの場合は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１ ２０１３ 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に従い、附属書Ｃ 切断法による評価に基づいた切断法を用いて、前記試料のフェライトの個数を測定し、画像解析により測定したフェライトの面積から円相当径（直径）を求めた。パーライトの場合は、パーライトノジュールの平均円相当径（直径）と同意であり、ＪＩＳ Ｇ ０５５１ ２０１３ 鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に従い、附属書Ｃ 切断法による評価に基づいた切断法を用いて、前記試料のパーライトノジュールの個数を測定し、画像解析により測定したパーライトノジュールの面積から円相当径（直径）を求めた。
さらに、パーライトの平均炭素濃度は、各試料から透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、ＥＥＬＳの組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察して、ラメラ組織であるものをパーライトと特定した後に測定した。任意のパーライトを２０個選択し、ＥＥＬＳの測定ビーム径を３μｍ程度まで拡大にして、パーライトの平均炭素濃度を測定した。
［機械的性質］
機械特性のうち引張強度特性（引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ｔ−ＥＬ））は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗもしくは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１に準拠して評価した。
機械特性のうち引張強度特性（引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ｔ−ＥＬ））は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗもしくは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１に準拠して評価した。
［ブローチ成形性］
続いて、図１に示すように、各熱延鋼板に対して、ブローチ加工を用いた成形を施した。ブローチ成形には株式会社不二越製のハードブローチ盤ＨＷ−５００８を用いた。ＪＩＳ Ｂ ４２３９ ２００９のＢ１００２４４５記載のインボリュートスプラインブローチを用いて、ＪＩＳ Ｂ １６０３ １９９５の表１のモジュールｍ＝１に示された、インボリュート形状のスプライン軸受歯形部の加工を実施した。
続いて、図１に示すように、各熱延鋼板に対して、ブローチ加工を用いた成形を施した。ブローチ成形には株式会社不二越製のハードブローチ盤ＨＷ−５００８を用いた。ＪＩＳ Ｂ ４２３９ ２００９のＢ１００２４４５記載のインボリュートスプラインブローチを用いて、ＪＩＳ Ｂ １６０３ １９９５の表１のモジュールｍ＝１に示された、インボリュート形状のスプライン軸受歯形部の加工を実施した。
ブローチ鋼具には窒化酸化処理したＳＫＨ５５鋼を用いた。ブローチ成形条件は切削長１６ｍｍ、内径１８ｍｍ、歯高さ１ｍｍ、歯上辺長１．２ｍｍ、歯下辺長２．４ｍｍ、切削速度は７ｍ／ｍｉｎで、切削油は出光興産ダフニーマーグプラスを用いた。このブローチ成形により明らかな割れ欠けが生じたものを×（不合格）、外観上割れ欠けが生じなかったものを○（合格）とした。
［スプライン軸受歯形部表面の粗さ］
ブローチ成形したスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）で、スプラインシャフトの外歯歯車と接触する接触面となる歯形面の粗さを、ＪＩＳ Ｂ ０６０１ ２０１３に従い、測定装置に株式会社ミツトヨ製の“サーフテストＳＶ−３２００”を用いて、フィルタ：ＰＣ５０（ガウシアンフィルタＰＣ５０（Ｓ（ｘ）＝ｅｘｐ（−π（ｘ／（αλｃ））２）／（αλｃ）、ただし、α＝（ｌｎ２／π）０．５＝０．４６９７でうねり波長成分を除去する））、カットオフ：０．８ｍｍ（λｃ＝０．８ｍｍ）で、１０ｍｍの長さについて測定した。測定方向は、スプラインシャフト軸と平行な方向で、ブローチ成形後の表面の粗さとは、スプライン軸受歯の接触面となる歯形面の粗さとした。
ブローチ成形したスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）で、スプラインシャフトの外歯歯車と接触する接触面となる歯形面の粗さを、ＪＩＳ Ｂ ０６０１ ２０１３に従い、測定装置に株式会社ミツトヨ製の“サーフテストＳＶ−３２００”を用いて、フィルタ：ＰＣ５０（ガウシアンフィルタＰＣ５０（Ｓ（ｘ）＝ｅｘｐ（−π（ｘ／（αλｃ））２）／（αλｃ）、ただし、α＝（ｌｎ２／π）０．５＝０．４６９７でうねり波長成分を除去する））、カットオフ：０．８ｍｍ（λｃ＝０．８ｍｍ）で、１０ｍｍの長さについて測定した。測定方向は、スプラインシャフト軸と平行な方向で、ブローチ成形後の表面の粗さとは、スプライン軸受歯の接触面となる歯形面の粗さとした。
［スプライン軸受歯形部表面から２０μｍでのマイクロビッカース硬さ］
スプライン軸受歯形部表面から垂直方向に２０μｍの位置でのマイクロビッカース硬さを、０．４９Ｎの荷重、１５ｓの押し付け時間で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４ ２００９に記載の方法で測定した。詳細には、スプライン軸受歯形部は、形状が同じな複数の歯から構成されているので、スプライン軸受歯形部からこれらの歯形部分を切り出して試料とし、最低２箇所の歯形部分で、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が接触して摺動する際の位置が等価な位置において、それぞれの箇所毎に各１０点の測定を行い、これらの平均値を算出した。
スプライン軸受歯形部表面から垂直方向に２０μｍの位置でのマイクロビッカース硬さを、０．４９Ｎの荷重、１５ｓの押し付け時間で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４ ２００９に記載の方法で測定した。詳細には、スプライン軸受歯形部は、形状が同じな複数の歯から構成されているので、スプライン軸受歯形部からこれらの歯形部分を切り出して試料とし、最低２箇所の歯形部分で、スプラインシャフトの外歯歯車とスプライン軸受歯形部が接触して摺動する際の位置が等価な位置において、それぞれの箇所毎に各１０点の測定を行い、これらの平均値を算出した。
［スプライン軸受歯形部表面から４０μｍでの平均粒界固溶炭素濃度］
マイクロビッカース硬さに用いた前記の試料を用いて、ブローチ成形したスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）で、スプラインシャフトの外歯歯車と接触する接触面の断面について、スプライン軸受歯形部表面から垂直方向に４０μｍの位置での平均粒界固溶炭素濃度を、三次元アトムプローブ法にて測定した。粒界観察には、粒界部を含むＡＰ用針状試料を作製するためにＦＩＢ（収束イオンビーム）装置／日立製作所製ＦＢ２０００Ａを用い、切出した試料を電解研磨により、任意形状走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。
マイクロビッカース硬さに用いた前記の試料を用いて、ブローチ成形したスプライン軸受の内歯歯車（スプライン軸受歯形部）で、スプラインシャフトの外歯歯車と接触する接触面の断面について、スプライン軸受歯形部表面から垂直方向に４０μｍの位置での平均粒界固溶炭素濃度を、三次元アトムプローブ法にて測定した。粒界観察には、粒界部を含むＡＰ用針状試料を作製するためにＦＩＢ（収束イオンビーム）装置／日立製作所製ＦＢ２０００Ａを用い、切出した試料を電解研磨により、任意形状走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。
上記のように加工した試料を、スプライン軸受歯形部表面から垂直方向に４０μｍの位置で、ＳＩＭ（走査イオン顕微鏡）のチャネリング現象により、結晶方位が違うことで、方位の異なる結晶粒界面にコントラストが生じることを利用して、観察しながら粒界を特定し、イオンビームで切断した。
三次元アトムプローブとして用いた装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰで、測定条件は、試料位置温度約７０Ｋ、プローブ全電圧１０〜１５ｋＶ、パルス比２５％である。各試料の粒界、粒内について、鋼に含有する全元素の原子の数をそれぞれ３回測定した。そして、分母を鋼に含有する全元素の原子の数とし、分子を炭素の原子の数とし、１００倍して％表示した原子密度を、粒界固溶炭素濃度（ａｔ％）とした。粒界、粒内それぞれ３回測定した値、すなわち合計６回測定した粒界固溶炭素濃度の値の平均値を代表値として、平均粒界固溶炭素濃度（ａｔ％）とした。
［摩耗試験］
耐摩耗性は次に述べる摩耗試験で評価した。熱延鋼板にＳＣｒ４２０浸炭材（Ｈｖ≧６５０）を面圧１５０ＭＰａで接触させ（接触面積２ｍｍ×１０ｍｍ）、±１ｍｍのストロ−クで接触面積の長手方向（１０ｍｍの方向）に所謂ＡＴＦ（オートマチックトランスミッションフルード：自動変速機油）中で摺動させることで摩耗を発生させ、０．４ｍｍまで摩耗する耐久回数で評価した。
耐摩耗性は次に述べる摩耗試験で評価した。熱延鋼板にＳＣｒ４２０浸炭材（Ｈｖ≧６５０）を面圧１５０ＭＰａで接触させ（接触面積２ｍｍ×１０ｍｍ）、±１ｍｍのストロ−クで接触面積の長手方向（１０ｍｍの方向）に所謂ＡＴＦ（オートマチックトランスミッションフルード：自動変速機油）中で摺動させることで摩耗を発生させ、０．４ｍｍまで摩耗する耐久回数で評価した。
実車走行での実用的な耐摩耗性を発現するためには、上記方法による耐久回数で４００万回以上、好ましくは５００万回以上が必要である。本実施例においては、摺動回数が４００万回でスプライン軸受３の内歯歯車３ａ（スプライン軸受歯形部）の摩耗量が、０．４ｍｍ以下の基準を満足したものを○（合格）、しなかったものを×（不合格）とした。
これらの測定結果を表３および４に示す。
表３および４から分かるように、本発明の規定を満足する本発明例では、優れたブローチ成形性を示すとともに、加工後には優れた耐摩耗性を有している。
これらに対して、比較例では、ブローチ成形性および加工後の耐摩耗性の少なくともいずれかが劣る結果となった。
具体的には、試験Ｎｏ．６はスラブ加熱温度が高すぎるため、フェライト粒径が大きく、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．７はスラブ加熱温度が低すぎるため、粗圧延の荷重が上限をオーバーして仕上げ圧延ができず、成品が得られなかった。
試験Ｎｏ．９は仕上げ圧延終了温度が低すぎるため、成形性が劣化し、ブローチ成形時に割れが発生した。試験Ｎｏ．１０は仕上げ圧延終了温度が高すぎるため、第二相であるパーライトの面積率が小さく、耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．１１は仕上げ圧延終了温度が低すぎることに加えて、有効累積歪みが高すぎるため、フェライトの平均円相当径が過度に細粒化して、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．１２は前段三段の累積歪みが低すぎるため、フェライトの平均円相当径が粗大化して、耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．１３は冷却開始までの時間が短すぎるため、フェライトの平均円相当径が過度に細粒化して、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．１４は冷却開始までの時間が長すぎるため、フェライトの平均円相当径が粗大化して、耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．１５は第１冷却工程における平均冷却速度が低すぎるため、フェライトの平均円相当径が粗大化して、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．１７は第１冷却終了温度が高すぎるため、フェライトの平均円相当径が粗大化して、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．１８は第１冷却終了温度が低すぎるため、目的とするミクロ組織が得られず、耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．１９は巻取り温度が高すぎるため、フェライトの平均円相当径が粗大化して、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．２０は巻取り温度が低すぎるため、目的とするミクロ組織が得られず、耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．２１は第２冷却工程における５５０℃までの平均冷却速度が高すぎるため、パーライトの平均炭素濃度が低く、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．２２は第２冷却工程における５５０℃までの平均冷却速度が低すぎるため、目的とするミクロ組織が得られず、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．２３は第２冷却工程における５５０℃からの平均冷却速度が高すぎるため、パーライトの平均炭素濃度が低く、耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．３９はＣ含有量が高すぎるため、第二相であるパーライトの面積率が大きく耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．４０はＣ含有量が低すぎるため、第二相であるパーライトの面積率が小さく耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．４１はＳｉ含有量が高すぎるため、第二相であるパーライトの面積率が小さく耐摩耗性が劣化している。
試験Ｎｏ．４２はＭｎ含有量が低すぎるため、強度が低く、耐摩耗性が劣化している。試験Ｎｏ．４３はＭｎ含有量が高すぎるため、スラブ割れが発生し、成品が得られなかった。
以上の実施例により、本発明の効果（優れた耐摩耗性と成形性の両立）が確認された。
本発明によれば、ブローチ成形性に優れた熱延鋼板およびブローチ成形後の耐摩耗性に優れたスプライン軸受を得ることが可能になる。したがって、ブローチ成形によるスプライン軸受歯形部を加工したままで、熱処理をすることなく、優れた耐摩耗性を有する自動車のトランスミッション部品の製造が可能である熱延鋼板を、低コストで安定的に供給できる。また、コストアップを伴わずに耐摩耗性に優れる自動車のトランスミッション部品の製造ができる。
１．ブローチ
２．スプライン軸受素材
３．スプライン軸受
３ａ．内歯歯車
４．スプライン軸
４ａ．外歯歯車
２．スプライン軸受素材
３．スプライン軸受
３ａ．内歯歯車
４．スプライン軸
４ａ．外歯歯車
Claims (8)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０２５〜０．２２０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ｐ ：０．０５０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であって、
鋼板の圧延方向断面において、鋼板の厚さをｔとしたときに、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
パーライト：２．５〜２０．０％、
残留オーステナイト：８．０％未満、
マルテンサイト：２．５％未満、
ベイナイト：２．０％未満、
残部：フェライトであり、
フェライトの平均円相当径が１０．０〜１００．０μｍ、
パーライトの平均円相当径が３．０〜１８．０μｍ、であり、
パーライトの平均炭素濃度が、質量％で、０．８０〜１．５０％である、
熱延鋼板。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ ：０〜０．３００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｃｒ：０〜２．００％、および
Ｍｏ：０〜１．００％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の熱延鋼板。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｂ ：０〜０．０１００％、
を含有する、
請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、および
ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱延鋼板。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷ、
から選択される１種以上を合計で１．０００％以下含有する、
請求項１から請求項４までのいずれかに記載の熱延鋼板。 - 請求項１から請求項５までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
請求項１から請求項５までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に対して、熱間圧延工程、第１冷却工程、巻取工程および第２冷却工程を順に施す熱延鋼板の製造方法であり、
前記熱間圧延工程は、３段以上の多段仕上圧延を含み、
前記多段仕上圧延における最前段から３段の圧延における累積歪みが、０．００３〜０．３００であり、
前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記式５で求められるＡｒ３〜Ａｒ３＋８０℃の温度であり、
前記第１冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、１．００〜３．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、４５０〜７００℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取工程では、４５０〜７００℃の巻取り温度で巻取り、
前記第２冷却工程では、
前記巻取り温度が５５０℃を超える場合は、該巻取り温度から５５０℃まで、３０〜１００℃／ｈの平均冷却速度で冷却し、５５０℃から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取り温度が５５０℃以下の場合は、該巻取り温度から１００℃まで、３０℃／ｈ未満の平均冷却速度で冷却する、
熱延鋼板の製造方法。
Ａｒ３＝９７０−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ） ・・・（式５）
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。 - 請求項１から請求項５までのいずれかに記載の熱延鋼板に対してブローチ加工による成形が施されたスプライン軸受であって、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．５μｍ以下であり、かつ最大高さ粗さ（Ｒｚ）が１５．０μｍ以下であり、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から２０μｍ深さ位置でのマイクロビッカース硬さが３００Ｈｖ以上であり、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から４０μｍ深さ位置での平均粒界固溶炭素濃度が、原子％で、５〜１０％である、
スプライン軸受。 - 請求項１から請求項５までのいずれかに記載の熱延鋼板を用いたスプライン軸受の製造方法であって、
請求項１から請求項５までのいずれかに記載の熱延鋼板をブローチ加工により成形してスプライン軸受とすることによって、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面における算術平均粗さ（Ｒａ）を２．５μｍ以下、かつ最大高さ粗さ（Ｒｚ）を１５．０μｍ以下とし、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から２０μｍ深さ位置でのマイクロビッカース硬さを３００Ｈｖ以上とし、
前記スプライン軸受の内歯歯車の表面から４０μｍ深さ位置での平均粒界固溶炭素濃度を、原子％で、５〜１０％とする、
スプライン軸受の製造方法。
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