JPH0285343A - 疲労強度の優れた肌焼鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、例えば自動車、土木建設機械、産業機械に使
用される歯車、シャフト等の機械部品に使用される肌焼
鋼に関するものである。

（従来の技術及びその課題） 通常、肌焼鋼は機械加工後、浸炭焼入れ、焼戻しを行い
、自動車部品の歯車やシャフトとして使用される。

しかし、最近はエンジンの高出力化に伴い疲労強度の優
れた肌焼鋼が必要となってきており、従来使用されてい
たＪＩＳ規格の肌焼鋼（ＳＣｒ４２０、ＳＣｒ４２０等
）では最近の高出力エンジンには対応できず、歯元疲労
、歯面疲労による破壊が生じる。

従って、最近の高出力エンジンに対応できる高疲労強度
の肌焼鋼を開発することが産業上きわめて重要となって
きた。

また、最近コスト低減のため短時間浸炭が望まれている
。

短時間浸炭を可能とするためには、高温にて浸炭処理を
行う必要があるが、従来使用されていた肌焼＠　（ＪＩ
Ｓ　５Ｃｒ４２０、ＳＣＭ４２０等）では、９２５〜９
３０°Ｃが限界であり、それ以上の温度で浸炭処理を施
すと、結晶粒が粗大化し、熱処理歪を生じるという問題
があった。

本発明は上記した従来の問題点を解決し、優れた疲労強
度を有し、またこれと共に短時間浸炭を可能とした肌焼
鋼を提供することを目的としている。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは前記従来技術の問題点を解決すべく種々検
討を重ねた結果、肌焼鋼の化学組成を厳密に制御するこ
とにより、従来技術では到底達成できなかった高温疲労
強度及びこれと短時間浸炭を満足する肌焼鋼を見出した
のである。

すなわち、本発明の重要な改良点は、先ず請求項１につ
いては、 ■　鋼中のＳｉｓ　Ｍｎ、　Ｃｒの含有量を同時に３元
素とも低く抑える。

且つ、 ■、１中のＰとＳの含有量を同時に低く抑える或いはＰ
またはＳの含有量を低く抑える。

更に、 ■　鋼中にＮｂを添加する。

ことである。

次に、請求項２については、 ■°綱中のＳｉ、　Ｍｎ、　Ｃｒの含有量を３元素とも
同時に低く抑える。

■′鋼中にＮｂを添加する。

■′銅鋼中Ｎｂ、　Ｎの２元素を同時に添加する。

ことである。

本発明者等は、浸炭処理した歯車やシャフトの破壊事例
を詳細に調査した結果、歯面疲労は旧オーステナイト粒
界に沿って破壊した粒界破壊であることを、また歯元疲
労は浸炭処理工程中の浸炭異常層（粒界酸化及び不完全
焼入層からなる）の生成と密接な関係にあることを突止
めた。

更に歯面疲労の粒界破壊の起点は表層部の浸炭異常層で
あることを突止めた。

そして、浸炭異常層は請求項１及び２については上記■
及び■、又は■°及び■°を実施することにより、完全
にその生成を抑制できることを見出した。

まず、上記■、■″についてはＳｉ、　Ｍｎ５Ｃｒの３
元素のうち１種或いは２種の含有量のみを低く制御する
だけでは浸炭異常層の発生を防止できない。

更に、Ｓｉ、　Ｍｎ、　Ｃｒの３元素ともその含有量を
低く抑えても工業的な浸炭処理工程では完全に浸炭異常
層の発生を防止できない。

工業的な浸炭処理工程で完全に異常層の発生を防止する
ためには、上記■、■′のＮｂ添加も併用することが不
可欠である。

５１％　Ｍｎ、　Ｃｒ量の低減は主に浸炭時の旧オース
テナイト粒界の酸化を防止することに有効であり、一方
Ｎｂ添加は浸炭層のオーステナイトの焼入性向上を通じ
て不完全焼入層の防止に有効であることを新たな知見と
して見出した。

次に、歯面疲労による損傷を防止するには、旧オーステ
ナイト粒界を強化し、浸炭異常層の発生を防止する必要
があるが、上記■■■を実施することにより粒界が著し
く強化され、歯面疲労強度が著しく向上することを突止
めた°（請求項１）。

まず■については、前述の浸炭異常層防止策と同じであ
るため省略する。

次に■については、Ｐ及びＳ含有量を同時、或いはＰま
たはＳのいずれかの含有量を低減することによって粒界
破面率（粒界破壊を生じた破面の面積率）を従来の１０
０％から５０％程度まで軽減することができる。

しかし、本発明の目的である粒界破面率０％を達成する
には上記■のＮｂ添加も併用することが不可欠である。

Ｐ、Ｓは粒界を脆化させる作用があり、このＰ、Ｓを低
減することは粒界を強化するのに有効である。一方Ｎｂ
添加は結晶粒の微細化、浸炭層の焼入性向上の働き以外
に結晶粒界を強化する作用があることを今回新たな知見
として得た。

次に、本発明者等は浸炭温度を９２５．９５０．１００
０．１０５０．１１００°Ｃに変化させ、粗粒化特性に
及ぼす合金元素の影響を調査した結果、上記■゛を実施
することにより１０５０°Ｃまで粗粒化しないことを突
止めた（請求項２）。

なお、Ｎｂ、　Ｈの２元素のうち、両元素の単独添加で
は粗粒化は防止できない。

すなわち、請求項２に係る本発明の目的である１０００
°Ｃ加熱、短時間浸炭（通常６時間均熱→３時間に短縮
）を実現するためには、Ｎｂ５Ｎの２元素を同時に添加
する必要があり、２元素同時に添加することにより、Ｎ
ｂの窒化物或いはＮｂの炭窒化物の生成によって粗粒化
防止に有効であることを突止めた。

本発明は上記知見に基づいて成されたものであり、その
要旨は、「重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ
　：　０．０５％以下、Ｍｎ　：　０．３５％以下、Ｃ
ｒ　：　０．１０％以下、Ｍｏ　：　０．３５〜２．０
０％、Ｎｂ　：　０．０１０〜０．１００％、Ｐ、Ｓの
少なくとも１種以上が０．０１２％以下、更に必要に応
じてＮｉ　：　３．５０％以下、Ｃｕ　：　１．００％
以下、Δ１　：　ｏ、ｏｉｏ　〜０．１００　％、Ｖ　
：　０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．０１０〜ｏ、ｉ
ｏｏ％、Ｂ　：　０．０００３〜０．００５０％の１種
または２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物力
、）らなること」、及び「重量％で、Ｃ：０．１５〜０
．２５％、ｓｉ　：　ｏ、ｏｓ％以下、Ｍｎ　：　０．
３５％以下、ｃｒ：０、１０％以下、Ｍｏ　：　０．３
５〜２．００％、Ｎｂ　：　０．０１０〜０、１００％
、Ｎ　：　０．００５０〜０．０２００％、更に必要に
応じてＴｉ　：　０．０１０〜０．１００％、Ｃｕ　：
　１．００％以下、Ｎｉ：　３．５０％以下、Ａｌ　：
　０．０１０−０．１００％、Ｖ　：　０．０１〜０．
３０％、Ｂ　：　０．０００３〜０．００５０％の１種
または２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなること」である。

（作　　用） 請求項１の本発明は鋼中の化学組成を厳密に制御するこ
とにより、旧オーステナイ′ト粒界を強化し、同じく化
学組成を厳密に制御することにより、浸炭焼入処理時の
粒界酸化、不完全焼入層を防止し、結果として極めて優
れた疲労強度を有する肌焼鋼を出現せしめたのである。

また、請求項２の本発明は、鋼中の化学組成を厳密に制
御することにより、浸炭処理中の異常層の発生を防止す
ることによって優れた疲労強度を有し、更に高温時の粗
粒化を防止することによって短時間浸炭を可能とした、
即ち、高疲労強度・短時間浸炭の両者を満足した肌焼鋼
を出現せしめたのである。

以下にこれら発明の化学組成の限定理由を説明する１ ＣＴＣは綱に所定の静的強度を付与するのに必要な元素
であるが、反面靭性を劣化させる元素である。特に浸炭
処理を施す肌焼鋼においては、静的強度と靭性のバラン
スが必要であり、最低限の静的強度を得るには０．１５
％が必要である。

一方、請求項１では０．３５％を越えると、また請求項
２では０゜２５％を越えると靭性が急激に低下するため
、上限を０．３５％又は０．２５％とする。

Ｓｉ　：　Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素であり、また鋼
に所定の静的強度を付与するのに必要な元素である。し
かしＳＬは酸素との結合力が強いために、浸炭処理を施
す肌焼鋼においては、浸炭処理時に粒界にＳｉの酸化物
が生成し、粒界脆化を生じ歯元疲労、歯面疲労、曲げ疲
労強度を低下させる。

特に０．０５％を越えるとＳｉの酸化物の生成が著しく
、本発明の目的である疲労強度の向上を実現するために
は後述のＭｎ、　Ｃｒ及びＮｂ１ｌに関する限定に加え
てＳｉを０．０５％以下に制限することが不可欠の要件
である。

Ｍｎ　：　ＭｎもＳｉ同様に鋼の脱炭に必要な元素であ
り、また鋼に焼入性を付与するのに有効な元素であるが
、酸素との結合力が強いためにＳｉ同様浸炭処理時に粒
界にＭｎ酸化物を生成し、粒界を脆化させ疲労強度を低
下させる。

特に０．３５％を越えるとＭｎ酸化物の生成が著しく、
本発明の目的である疲労特性の向上を実現するためには
前述のＳｉ及び後述のＣｒ、　Ｎｂ１ｉに関する限定に
加えてＭｎ量を０．３５％以下に制限する必要がある。

Ｃｒ　：　Ｃｒは鋼に焼入性を付与するのに有効な元素
である。また浸炭性を向上させるために、一般に肌焼鋼
には添加されることが多い。

しかし、Ｃｒも前述のＳｉＳＭｎと同様に酸素との結合
力が強いため、浸炭処理時に粒界にＣｒ酸化物を生成し
て粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる。

特に０．１０％を越えるとＣｒ酸化物の生成が著しくな
るため、本発明の目的である疲労特性の向上を実現する
ためには前述のＳｉ、　Ｍｎ及び後述のＮｂ量に関する
限定に加えてＣｒ１ｌを０．１０％以下に制限する必要
である。

Ｍｏ　：　Ｍｏは鋼に所定の焼入性を付与し静的強度を
向上させると共に、靭性を向上させるのに有効な元素で
ある。本発明においては、前述のＳｉ、　Ｍｎ、Ｃｒ量
に関する限定のもとで従来鋼と同等或いはそれ以上の焼
入性を与えるためにはＭａｉｌを０．３５％以上とする
必要がある。しかし、２．００％を越えて添加してもそ
の効果は飽和して経済性を損なう結果となるので２．０
０％を上限とする。

Ｎｂ　：　Ｎｂは本発明において浸炭異常層、特に表面
の不完全焼入層の発生を防止するのに極めて有効な元素
であり、前述のＳｉ、　Ｍｎ、　Ｃｒ量に関する限定に
加えてこのＮｂの添加によって浸炭異常層の発生を完全
に抑制することができるのである。

その効果を充分に発揮させるためには少なくくとも０．
０１０％以上の添加が必要である。

また、Ｎｂは結晶粒の微細化、浸炭層の焼入性付与に有
効な元素であるが、請求項２の発明においては後述のＮ
に課せられた要件を満足する条件のもとでＮｂを添加す
ると高温処理時の粗粒化防止効果がある。その効果を発
揮させるためには少なくとも０．０１０％以上の添加が
必要である。

しかしｏ、　ｉｏｏ％を越えて添加すると、部品の機械
加工時の切削性を損なう。更に、鋼の結晶粒を粗大化さ
せ、靭性を劣化させ、請求項２の発明においては高温処
理時の粗粒化防止効果を失うので０．１００％を上限と
する。

ＦＤＰは鋼に焼入性を付与するのに有効な元素であるが
、反面鋼の旧オーステナイト粒界に析出或いは濃縮し、
粒界を脆化させる作用がある。

特に後述のｓ４が０．０１２％を越える場合においてＰ
量が０．０１２％を越えると粒界脆化が著しい。従って
、特に請求項１に係る本発明の目的である歯面疲労強度
、歯元疲労強度の向上を実現するためには、後述のｓｌ
が０．０１２％を越える場合においては、Ｐ量を０．０
１２％以下に制限する必要がある。

ＳＯ３は切削性を向上させるのに有効な元素であるが、
Ｐ同様鋼の旧オーステナイト粒界に析出或いは濃縮し、
粒界を脆化させる作用がある。

特に、前述のＰ量が０．０１２％を越える場合において
Ｓｉが０．０１２％を越えると粒界脆化が著しい。従っ
て特に請求項１に係る本発明の目的である歯面疲労強度
、歯元疲労強度の向上を実現するためには、前述のＰｆ
ｔが０．０１２％を越える場合においてはＳｉを０．０
１２％以下に制限する必要がある。

尚、ＰとＳｉは両方とも上記の上限以下にすることが望
ましい。しかし一方だけを０．０１２％以下にするだけ
でもよい。但し、一方が０．０１２％以下でも他方の上
限値は０．０３０％以下に抑えるべきである。それはい
ずれかが０．０３０％を越えると熱間加工性を損なうた
めである。

Ｎ：、Ｎは鋼に焼入性を付与し、静的強度を向上させる
が、請求項２の発明では前述のＮｂに課せられた要件を
満足するもとでＮを添加すると、高温処理時の粗粒化抑
制に効果があり、熱処理歪の防止に有効である。

その効果を発揮させるためには少なくとも０．００５０
％以上の添加が必要である。しかし現在の溶製技術では
、０．０２００％以上の添加は困難であり、上限を０．
０２００％とする。

本発明は、既に述べたＣ％　Ｓ１％　Ｍｎｓ　Ｃｒ−、
ＭＯ％　Ｎｂｓ及び請求項１の発明ではＰ、Ｓ、又請求
項２の発明ではＮに関する規定を骨子とするものである
が、必要に応じて下記の成分を、下記の限定範囲内で添
加することができる。

Ｃｕ　：　Ｃｕは鋼に所定の焼入性を付与し、静的強度
を上昇させるのに有効な元素である。その効果を発揮さ
せるために、適宜必要に応じて添加することができるが
、１％を越えて添加すると綱の熱間加工性が低下する。

更に静的強度も劣化させるので、１．００％を上限とす
る。

Ｎｉ　：　ＮｉはＣｕと同様に鋼に所定の焼入性を付与
し、静的強度を上昇させるのに有効な元素である。

また、Ｎｉは鋼の靭性を向上させるので所定の焼入性と
靭性を確保するために任意に添加することができる。更
にＮｉ添加は前述のＣ，ｓｉ、　Ｍｎ５Ｃｒ、　Ｍｏ、
　Ｎｂに対する限定範囲内で、浸炭部の焼入性を向上せ
しめ、特に大型歯車の場合に不完全焼入層の発生防止に
有効であり、疲労特性を向上させる。

しかし、３．５０％を越えて添加してもその効果が飽和
し、経済性を損なう結果となるので、３．５０％を上限
とする。

Ａｌ　：　Ａｌは鋼の結晶粒を微細化し、靭性を向上さ
せる効果を有する。その効果を発揮させるためには０．
０１０％以上の添加が必要である。一方、０．１００％
を越えて添加すると、鋼の清浄度が劣化し、切削性を損
なう。更に過剰なＡＩの添加はかえって鋼の結晶粒を粗
大化させ、靭性を劣化させるので、０．１００％を上限
とする。

■：ｖは鋼中で炭窒化物を析出させ、鋼の高温強度を増
加させるのに有効な元素である。高出力エンジン用の肌
焼鋼として使用中の歯車の温度上昇を想定した時、昇温
時の静的強度を向上させるためＶは有効であり、その効
果を発揮させるためには、０．０１％以上の添加が必要
である。

しかし、０．３０％を越えて添加すると熱間加工性が劣
化するので、０．３０％を上限とする。

Ｔｉ　：　ＴｉはＡ１と同様、鋼の結晶粒を微細化し、
靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果を発
揮させるためには、０．０１０％以上の添加が必要であ
る。一方、０．１００％を越えて添加すると綱の清浄度
が劣化し、切削性を損なう。更に過剰なＴｉの添加はか
えって鋼の結晶粒を粗大化させ、靭性を劣化させるので
、０．１００％を上限とする。

ＢＩＢは鋼の焼入性を向上させ、静的強度を上昇させる
のに有効な元素である。その効果を発揮させるためには
０．０００３％以上の添加が必要である。しかし、０．
００５０％を越えて添加するとかえって鋼の結晶粒を粗
大化させ、靭性を劣化させるので、０．００５０％を上
限とする。

（実　施　例） その１）　請求項１について 下記第１表に本発明で規制する鋼の化学成分及び比較鋼
の化学成分を示す。

供試材は１５０　ｋｇ真空溶解炉にて溶製した後、鋼塊
を１２５０°Ｃに１時間加熱し、１００　ｍｍ径及び３
０ｍａ＋径に鍛伸し、以下の調査工程にて調査を行った
。

歯車疲労試験については、１００　ｍ径の鍛伸材を９２
５°Ｃに５時間加熱後空冷して焼準し、第２図に示す歯
車試験片１に加工後、炭素ポテンシャル１．０、浸炭温
度９２５°ＣＸ６時間という浸炭処理条件で浸炭を施し
、油焼入れし、しかる後１７０°Ｃで６０分焼戻し処理
を行い、更にショットピーニング（０，６ａｍ径、４７
ｍ／Ｓ、１５分）処理を施し、動力循環式歯車疲労試験
機にて歯車疲労特性（歯面疲労、歯元疲労）について調
査を行った。

尚、歯面疲労については１０７回にて破壊を生じなかっ
た歯車の歯面の損傷程度を目視観察した。

粒界破面率は、破壊歯車の破面を電子顕微鏡にて観察し
、更に画像処理装置にて粒界破壊をした面積率を測定し
た。

更に、歯元疲労強度は、１０７回において破壊を生じな
かった強度（疲労限）にて評価した。

合わせて浸炭部の結晶粒度及び浸炭異常層深さを測定し
た。

上記第１表から明らかなように歯面疲労は本発明で規定
する化学成分を有する本発明鋼及び、比較鋼の中でＳｉ
、　Ｍｎ、　Ｃｒ、　Ｎｂ、　Ｐ、　Ｓの規定を満足し
な鋼（Ｎｏ、１９．２０．２４．２８．２９．３０．３
２．３３．３４）は規定を外れたその他の比較鋼に比し
、全く損傷していないことがわかる。

同じ（、第１表から明らかなように、歯元疲労強度のに
ついても本発明で規定する化学成分を有する本発明鋼は
比較鋼に比し、３０〜４０％、更に比較鋼のＮａ３７．
３８で示す従来鋼５Ｃｒ４２０、Ｓ０Ｍ４２０に比し約
２倍の疲労強度の向上が認められる。

次に粒界破面率についても第１表から明らかなように本
発明で規定する化学成分を有する本発明鋼及び比較鋼の
中でＳｉ、　Ｍｎ、　Ｃｒ、　Ｎｂ、　Ｐ、　Ｓの規定
を満足ＬＪ、：Ｉ（ｋ１９．２０．２４．２８．２９．
３０．３２．３３．３４）は粒界破面率は０％で粒界破
壊は全く認められない。

即ち、歯面疲労及び歯元疲労強度の向上を図るにはＳｉ
、　Ｍｎ％Ｃｒｓ　Ｎｂ、、Ｐ、　Ｓ量を請求項１の本
発明が規定する範囲内に抑える必要がある。

静的曲げ試験については３０ｍｍ径鍛伸材を９２５°Ｃ
に１時間加熱後、空冷して焼準し、第３図に示すような
静的曲げ試験片２に加工後、炭素ポテンシャル１．０、
浸炭温度９２５°ＣＸ６時間という浸炭処理条件で浸炭
を施し、油焼入れし、しかる後１７０°Ｃで６０分焼戻
し処理を行い、更にショットピーニング（０，６ｍｍ径
、４７ｍ／Ｓ、１５分）処理を施し、１０−”／Ｓの歪
速度で静的曲げ強度を調査した。

尚、静的曲げ強度は亀裂発生荷重にて評価した。

その結果を同じく上記第１表に示す。

第１表から明らかなように、ｃｌが請求項１の本発明の
規定から外れた鋼（Ｎｏ、１９）　、Ｃｕ１ｔが上限に
外れた鋼（Ｎα３０）　、Ｍｏ量が下限に外れたｍ（Ｎ
α２４）は、本発明鋼及びその他の比較鋼に比し、静的
曲げ強度が低下することがわかる。

シャルピー衝撃試験については３０ＩｎＩ１１径の鍛伸
材を９２５°Ｃに１時間加熱後空冷して焼準し、２５Ｉ
ｎＩ１１径に切削した後、９２５°ＣＸ１時間で水焼入
れを施し、更に１７０°Ｃで１時間焼戻し処理を行い、
しかる後ＪＩＳ３号（２ｍｍ　Ｕノツチ）シャルピー試
験片に加工を行い、常温にて衝撃特性を調査した。

その結果を同じく上記第１表に示す。

第１表から明らかなように・Ａｌ量が請求項１の本発明
の規定から上下限に外れた比較＃（Ｎａ２８．２９）、
Ｎｂ１１が上限に外れた比較１１２１（Ｎα３２）、Ｂ
ｉｔが上限に外れた比較鋼（Ｎα３４）、及びＴｉ量が
上限に外れた比較Ｅ　（Ｎａ３３）は、結晶粒が粗大化
し、衝撃値が劣っていることがわかる。

以上の実施例から明らかなように、請求項１の本発明は
５１５Ｍｎ５Ｃｒ、　ＰＳＳを低く抑え、且つＮｂを添
加することによって浸炭層及び母材のオーステナイトを
粒界を強化し、優れた歯面疲労強度と、歯元疲労強度を
兼ね備えた鋼を出現せしめたのである。

その２）請求項２について 第２表に請求項２の本発明で規制する鋼の化学成分及び
比較鋼の化学成分を示す。

供試材は、前記実施例その１）と同様、１５０　ｋｇ真
空溶解炉にて溶製した後、鋼塊を１２５０°Ｃに１時間
加熱し、１００　ｍｍ径、３０ｍｍ径に鍛伸し、以下の
調査工程にて調査を行った。

まず３０ｆｌＩＩ１１径の鋼材を９２５°Ｃに１時間加
熱後空冷して焼準した後２５閣径に旋削し、第１図に示
す温度条件で浸炭処理を行い、粗粒化調査を行った。

また、合わせて浸炭深さ（硬度Ｈｖ５５０の位置の表面
からの深さ）を測定した。

これらの結果を第３表に示す。

尚、粗粒化判定は、比較法にて粒度を測定し、平均粒度
番号よりも最大値の粒度番号が３以上小さいもの（粒度
番号が小さくなる程、粒径は太き（なる）が１個でも存
在する場合は粗粒化と判断した。

また、平均粒度番号が５以下のものについても粗粒化と
判断した。

次に１００　ｍｍ径の鋼材を９２５°Ｃに５時間加熱後
空冷して焼準した後、第２図に示す歯車試験片ｌに加工
し、炭素ポテンシャル１．０、浸炭温度９２５°Ｃ１ｔ
ｏｏｏ℃、均熱時間６時間、３時間の条件にて浸炭処理
を施した。しかる後１７０°Ｃで６０分焼戻し処理ヲ行
い、更にショットピーニング（０，６ｍ径、４７ｍ／Ｓ
、１５分）処理を施し、動力循環式歯車疲労試験機にて
疲労強度を調査した。

その結果を第３表に示す。

尚、疲労強度は１０７回にて破壊を生じなかった強度（
疲労限界）にて評価した。

また、合わせて浸炭深さを調査した。

静的曲げ試験については３０ｍａ＋径の鍛伸材を９２５
゛Ｃに１時間加熱後、空冷して焼準し、第３図に示すよ
うな静的曲げ試験片２に加工後、炭素ポテンシャル１．
０、浸炭温度９２５°ＣＸ６時間という浸炭処理条件で
浸炭を施し、油焼入れし、しかる後１７０　’Ｃで６０
分焼戻し処理を行い、更にショットピニング（０，６１
１１Ｉ１１径、’　４７ｍ　／　Ｓ　、　１５分）処理
を施して１０−”／Ｓの歪速度で静的曲げ強度を調査し
た。

尚、静的曲げ強度は亀裂発生荷重にて評価した。

その結果を下記第３表に示す。

シャルピー衝撃試験については３０皿径の鍛伸材を９２
５“Ｃに１時間加熱後空冷して焼準し、２５ｍｍ径に切
削した後９２５℃×１時間で水焼入れを施し、更に１７
０°Ｃで１時間焼戻し処理を行い、しかる後ＪＩＳ３号
（２ａｍ　Ｕノツチ）シャルピー試験片に加工を行い、
常温にて衝撃特性を調査した。

その結果を下記第３表に示す。

第３表から明らかなように、浸炭粗粒化テストの結果は
、本発明で規定する化学成分を有する本発明鋼及び比較
鋼の中でＮ、Ｎｂの規定を満足した鋼（ＮｃＬ１６．１
７．１８．２９．３０．３１．３２．３３．３４）はそ
の他の比較鋼が９５０°Ｃで粗粒化しているのに比べ１
０５０°Ｃまで粗粒化しないことがわかる。尚、比較鋼
の中ｒ　Ｔ　ｉ、Ｎｂ、Ｂ、ＡＩが本規定から高目に外
レタ比較ｗ４（Ｎａ２２．２５．２６．２７）ハ、９２
５°Ｃでも既に粗粒化している。

歯車疲労試験において、本発明で規定する化学成分を有
する本発明鋼は、浸炭均熱温度１０００’Ｃ１浸炭均熱
時間３時間（従来のｌ／２）でも、浸炭深さは従来の９
２５℃、６時間浸炭処理の場合の浸炭深さと同等であり
、且つ、歯車の疲労強度（疲労限界）も従来鋼の従来浸
炭方法の約１．５倍である。尚、比較鋼においてＮｂ、
　Ｎの規定を満足した鋼（ＮｃＬ１６．１７．１８．２
９．３０．３１．３２．３３．３４）以外は、浸炭１０
００℃では粗粒化によって熱処理歪が生じ、テスト不可
であった。

静的曲げ試験において本発明で規定する化学成分を有す
る本発明鋼は従来鋼（ＳＣｒ４２０、ＳＣｒ４２０　）
の約１．５倍の値を示している。尚、比較鋼の中でｃｌ
の規定を低目に外れた！２１（Ｎα１６）及びＣｕが高
目に外れたｍ（Ｎα３４）は静的曲げ強度が他の鋼に比
べ劣っている。

シャルピー衝撃値についても本発明で規定する化学成分
を有する本発明鋼は比較鋼（Ｎα３５．３６）で示した
従来鋼の２〜４倍の値を示している。尚、比較鋼の中で
、Ｃｉｉが本規定から高目に外れた鋼（随１７）は靭性
が劣化し、Ｔｉ５Ｎｂ、　Ｂ５Ａｌ量が本規定から高目
に外れた鋼（Ｎα２２．２５．２６．２７）は粗粒化に
よって靭性が同じく劣っている。

以上の実施例から明らかなようにＳｉ、　Ｍｎ、　Ｃｒ
を極力低減し、Ｎｂ、　Ｎを添加することによって高疲
労強度、短時間浸炭の両者を満足した鋼を出現せしめた
のである。

（発明の効果） 以上説明したように、請求項１の本発明に係る肌焼鋼は
、肌焼鋼の化学組成を厳密に制御すると共に、■鋼中の
Ｓｉ、　Ｍｎ、　Ｃｒの含有量を同時に３元素とも低く
抑え、且つ■鋼中のＰとＳの含有量を同時又はどちらか
一方を低く抑え、更に■鋼中にＮｂを添加することによ
り、極めて優れた疲労強度を備えさせることができる。

また請求項２の本発明に係る肌焼鋼は、請求項１の前記
■、■と共に、■に代えて鋼中のＮｂ、　Ｈの２元素を
同時に添加することにより、前記請求項１と同様、極め
て優れた疲労強度を備えさせると共に、更に短時間の浸
炭を可能とする効果を有する。

【図面の簡単な説明】

第１図は浸炭粗粒化テストのヒートパターンを示す図、
第２図は歯車試験片の形状を示す図、第３図は静的曲げ
試験片の形状を示す図である。 １は歯車試験片、２は静的曲げ試験片。 第１！！！ 時間 第２図 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．
   ０５％以下、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．１０％
   以下、Ｍｏ：０．３５〜２．００％、Ｎｂ：０．０１０
   〜０．１００％、Ｐ、Ｓの少なくとも１種以上が０．０
   １２％以下、更に必要に応じてＮｉ：３．５０％以下、
   Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００
   ％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０
   ．１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の１種
   または２種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
   らなることを特徴とする疲労強度の優れた肌焼鋼。 （２）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０
   ．０５％以下、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．１０
   ％以下、Ｍｏ：０．３５〜２．００％、Ｎｂ：０．０１
   ０〜０．１００％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
   、更に必要に応じてＴｉ：０．０１０〜０．１００％、
   Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：３．５０％以下、Ａｌ：
   ０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０１〜０．３０％
   、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種
   以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成ること
   を特徴とする疲労強度の優れた肌焼鋼。