JPWO2014171472A1 - 肌焼用鋼材と肌焼鋼部品 - Google Patents

Abstract

この肌焼用鋼材は、極値統計法を用いた介在物評価において、予測面積Ｓを３００００ｍｍ２としたとき、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の硫化物系介在物径（√ａｒｅａ）Ｓの予測値が４９μｍ以下であり、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の酸化物系介在物径（√ａｒｅａ）Ｏｘの予測値が８０μｍ以下であり；２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物が１ｍｍ２あたり２００個以下に制限されている。

Description

本発明は、肌焼用鋼材と肌焼鋼部品とに関し、特に、冷間鍛造性に優れ、かつ浸炭又は浸炭窒化焼入れ・焼戻し処理後に優れた焼戻し軟化抵抗が得られる、自動車、建設機械、産業機械用の部品に好適な肌焼用鋼材及び肌焼鋼部品に関する。
本願は、２０１３年０４月１８日に、日本に出願された特願２０１３−０８７８５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車、建設機械等に使用されている変速機、及び産業機械等に使用されている減速機は、主に歯車類によって構成される。これらの部品は、ＪＩＳ ＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０等の中炭素合金鋼を素材として用い、熱間鍛造、切削、冷間鍛造、あるいはこれらの組み合わせによって素材を部品の形状に成形した後に、浸炭焼入れ・焼戻し等の表面硬化処理を施すことで得られる。このうち、冷間鍛造で成形される部品は、素材の軟質化による金型寿命の向上を目的として、冷間鍛造の前に球状化焼鈍が行われる。冷間鍛造を行う際の課題は、冷間鍛造時の割れの発生防止及び金型寿命の向上である。従って、割れの起点となる介在物の生成の抑制と、素材の軟質化との両方を達成することができれば、冷間鍛造にかかわるコストを下げることができる。
一方、自動車等の高出力化及び燃費向上のため、歯車類の高強度化が強く求められている。従来、これらの部品の強度を高めるために、高強度化における大きな課題であった歯車の歯元曲げ疲労強度を向上させる技術の開発が行われてきた。しかしながら、近年、歯元曲げ疲労強度を飛躍的に高めることができるハードショットピーニングの適用拡大に伴い、歯車の高強度化を達成するための課題の重点が、歯元曲げ疲労強度の向上からピッチング強度の向上に移行している。

ピッチング強度を改善する（向上させる）ためには、歯車の浸炭層の焼戻し軟化抵抗を向上させることが有効である。焼戻し軟化抵抗を向上させる手段として、鋼の成分を改良する技術が提案されている。例えば、特許文献１には、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を規定し、これらの元素の合計含有量が一定値を超えると、焼戻し軟化抵抗が向上することが開示されている。しかしながら、これらの元素の合計含有量が多くなると、冷間鍛造前の素材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇する。また、例えば特許文献２には、Ｓｉの含有量が０．１５％を超えると、冷間鍛造時の変形抵抗が増大することが開示されている。このように、一般に、鋼の各成分（特にＳｉ）の含有量を高めると、焼戻し軟化抵抗向上効果が得られるものの、素材硬さが上昇する。すなわち、焼戻し軟化抵抗の向上と、冷間鍛造性の確保とはトレードオフの関係にある。そのため、焼戻し軟化抵抗と冷間鍛造性とを両立させた鋼材の開発が望まれている。特許文献３には、Ｓｉ、Ｃｒの含有量を増加させて焼戻し軟化抵抗を向上させた上で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計を所定の関係式で規定される値以下に制限することによって、焼戻し軟化抵抗と冷間鍛造性との両立を実現する方法が提案されている。しかしながら、特許文献３の技術は冷間鍛造時の割れの発生防止については考慮していない。そのため、冷間鍛造時に加工率が大きくなる部位に大きな介在物が存在している場合に介在物を起点とする割れが発生するという問題があり、依然として改善の余地が大きい。特許文献４〜１１には、介在物の大きさを制限した機械構造用鋼が記載されている。しかしながら、いずれの文献にも、冷間鍛造については記載されていない。特許文献１２には硫化物系、酸化物系、窒化物系介在物やそれらの複合介在物の大きさを制限して冷間鍛造性と被削性とを両立させた棒鋼・線材が記載されている。しかしながら、焼戻し軟化抵抗を向上させる技術については記載されていない。特許文献１３には、真空浸炭または真空浸炭窒化用の鋼材が記載されている。この鋼材では、極値統計法によって予想される累積分布関数が９９％時の〔（πＬＷ／４）^０．５〕で表される酸化物、酸化物を主体とする複合介在物、窒化物および窒化物を主体とする複合介在物の最大等価円直径が３５μｍ以下であることが記載されている。しかしながら、特許文献１３では真空浸炭または真空浸炭窒化を前提としている。
従って、焼戻し軟化抵抗の向上と冷間鍛造性（割れの防止及び素材硬さの上昇防止）との両方の特性を満足する鋼材の開発が依然として要望されている。

日本国特開２００３−２３１９４３号公報 日本国特開平６−２９９２４１号公報 日本国特開２００６−１９９９９３号公報 日本国特開２００１−２３４２７５号公報 日本国特開２００１−１３１６８５号公報 日本国特開２００１−１３１６８６号公報 日本国特開２００３−２６９４６０号公報 日本国特開２００６−６３４０２号公報 日本国特開２００７−２８９９７９号公報 日本国特開２００４−１４３５５０号公報 日本国特開２００５−１５４８８６号公報 日本国特開２００７−６３５８９号公報 日本国特開２０１０−１５０５６６号公報

本発明は上記の実状を鑑み、冷間鍛造性と焼戻し軟化抵抗とが優れた肌焼用鋼材と、その肌焼用鋼材からなる肌焼鋼部品とを提供することを目的とする。
なお、本発明において、焼戻し軟化抵抗に優れるとは、浸炭層の３００℃焼戻し硬さがＪＩＳ ＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０よりも高いことを示す。

本発明者らは、上記課題を解決するため、焼戻し軟化抵抗を向上させるのに適した化学成分の調整と、冷間鍛造時の割れ発生の防止に必要な介在物のサイズ制御とについて鋭意検討した。その結果、（ｉ）Ｓｉ、Ｃｒは浸炭層の焼戻し軟化抵抗を増加する作用が大きいこと、（ｉｉ）球状化焼鈍後の硬さはＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計に依存し、それぞれの元素の寄与率が異なること、（ｉｉｉ）鋼中に存在する非金属介在物、特に硫化物系介在物のサイズを適切に制限することによって冷間鍛造時の割れの発生を防止できること等を見出し、本発明の完成に至った。
本発明の要旨は以下の通りである。

（１）本発明の一態様に係る肌焼用鋼材は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．４０〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｒ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ａｌ：０．００１〜０．２０％、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜０．２％、Ｎｉ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｓｂ：０〜０．０５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下に制限し、残部が鉄及び不純物であり、下記（α）式、及び（β）式を満足し；極値統計法を用いた介在物評価において、予測面積Ｓを３００００ｍｍ^２としたとき、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の硫化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｓの予測値が４９μｍ以下であり、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の酸化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｏｘの予測値が８０μｍ以下であり；２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物が１ｍｍ^２あたり２００個以下に制限されている。
１２×Ｓｉ（％）＋２５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋２×Ｍｏ（％）≦２５ ・・・（α）
３１×Ｓｉ（％）＋１５×Ｍｎ（％）＋２３×Ｃｒ（％）≧５０ ・・・（β）
ここで、（α）式、及び（β）式中の、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの元素の質量％での含有量である。

（２）上記（１）に記載の肌焼用鋼材では、前記化学成分が、質量％で、Ｎｂ：０．０１５〜０．１０％を含有してもよい。

（３）上記（１）に記載の肌焼用鋼材では、前記化学成分が、質量％で、Ｓｉ：０．５５〜１．５％を含有してもよい。

（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材では、前記化学成分が、質量％で、Ｃｕ：０．００１〜０．２％、Ｎｉ：０．００１〜１．５％、のうちの１種又は２種を含有してもよい。

（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材では、前記化学成分が、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．２０％、を含有してもよい。

（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材では、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種又は２種を含有してもよい。

（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材では、前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００１〜０．０５０％を含有してもよい。

（８）上記（１）〜（７）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材では、ミクロ組織が球状化炭化物組織を有してもよい。

（９）本発明の別の態様に係る肌焼鋼部品は、上記（１）〜（８）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材からなり、浸炭焼入れ焼戻し、または浸炭窒化焼入れ焼戻しの処理によって形成された表面硬化層を有する。

本発明の上記態様によれば、浸炭層の３００℃焼戻し硬さがＪＩＳ ＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０よりも優れ、かつ冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼材及び肌焼鋼部品を提供することができる。すなわち、焼戻し軟化抵抗及び冷間鍛造性に優れた肌焼用鋼材及び肌焼鋼部品を提供することができる。また、これらの肌焼用鋼材または肌焼鋼部品を用いることにより歯車の製造コストを低減することができ、なおかつ自動車、建設機械、産業機械用の高出力化及び燃費向上等に大きく寄与することが可能になる。

本発明の実施例で適用した、球状化焼鈍（ＳＡ：Ｓｐｈｅｒｏｉｄｉｚｉｎｇ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）のパターンを示す図である。

本発明者らは研究の結果、以下の（ａ）〜（ｄ）について明らかにした。

（ａ）冷間鍛造性の限界（冷間鍛造前の硬さの限界）は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの、それぞれの硬さの上昇作用を考慮した含有量の指標で決定できる。
本発明者らは、０．２％Ｃ鋼（Ｃ含有量が０．２％の鋼）に種々の合金元素を含有させた複数の鋼種に対して球状化焼鈍（ＳＡ）を行い、球状化焼鈍後の硬さに及ぼす各合金元素の影響を定量的に評価した。球状化焼鈍を行うと、パーライトなどを構成する鋼中の炭化物が球状化し、ミクロ組織が球状化炭化物組織を有することになる。炭化物が球状化すると、転位運動の障害となる炭化物間の間隔が大きくなり、それによって硬さが低下するため、望ましい。
調査の結果、本発明者らは、球状化焼鈍後の鋼の硬さは下記（１）式の左辺の形で表現できることを明らかにした。Ｓｉ、Ｍｎの係数が比較的高い理由は、これらの合金元素がフェライトに固溶し、固溶強化によって球状化焼鈍材の硬さを上げるためである。一方で、Ｃｒ、Ｍｏの係数が比較的小さいのは、これらの合金元素が球状化焼鈍時にセメンタイト中に濃化したり、合金炭化物の形で析出するので固溶強化量が小さいこと、及び、これらの炭化物は大きいため、析出強化量としては相対的に小さいことによる。
本発明者らは、下記（１）式の左辺の値が２５以下である場合には、球状化焼鈍後の鋼の硬さが過度に高くなることはないが、下記（１）式の左辺の値が２５を超えると球状化焼鈍後の鋼の硬さが過度に高くなり、冷間鍛造性を損なうことを明らかにした。

１２×Ｓｉ（％）＋２５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋２×Ｍｏ（％）≦２５ ・・・（１）
ここで、（１）式中の、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの成分の鋼中含有量（質量％）である。

（ｂ）鋼（特に浸炭層）の焼戻し軟化抵抗（３００℃焼戻し硬さ）は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの、それぞれの焼戻し軟化抵抗の増加作用を考慮した含有量の指標で表すことができる。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは浸炭層の焼戻し軟化抵抗を増加させる作用が大きい。これは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒが含有されると、焼戻し時に析出する鉄炭化物の粗大化が抑制されるためである。本発明者らは、各合金元素の影響を定量的に評価するため、浸炭層を模擬して、０．８％Ｃ鋼に対して種々の合金元素を含有させた鋼種に対して３００℃焼戻しを行い、焼戻し後の硬さ（３００℃焼戻し硬さ）に及ぼす各種の合金元素の影響を調査した。その結果、本発明者らは、各合金元素による浸炭層の３００℃焼戻し硬さの増加作用は、下記（２）式の左辺の形で表現できることを明らかにした。また、その左辺の値が５０以上である場合には３００℃焼戻し硬さが一般の浸炭部品よりも明瞭に向上し、優れたピッチング強度が得られるのに対して、５０未満である場合にはピッチング強度の改善が不十分であることを明らかにした。

３１×Ｓｉ（％）＋１５×Ｍｎ（％）＋２３×Ｃｒ（％）≧５０ ・・・（２）
ここで、（２）式中の、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）は、それぞれの成分の鋼中の含有量（質量％）である。

上記より、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを上記（１）式と、上記（２）式とを同時に満たす範囲で含有させることによって、焼戻し軟化抵抗の増加と素材硬さの低下（冷間鍛造性の確保）とが両立できる。

（ｃ）鋼中に存在する非金属介在物（硫化物系、酸化物系、窒化物系）、特に硫化物系介在物のサイズを制限することによって冷間鍛造時の割れの発生を防止できる。
鋼中に存在する大きな介在物は、割れの起点となる。そのため、工業的な規模で安定した量産を行うためには、部品の素材について、広い領域で介在物の分布状況を評価する必要がある。割れの起点となる大きな介在物の存在は「極値統計法」で推定することができる。極値統計法とは、ある母集団から複数個の試験片を採取し、個々の試験片に存在する最大の介在物の大きさを顕微鏡法にて測定し、その面積の平方根を極値確率紙にプロットすることにより、母集団あるいは任意の面積（または体積）中に存在する最大の介在物の粒径（√ａｒｅａ）を予測する方法である。鋼中の非金属介在物の評価に極値統計法を適用する具体的な手段としては、例えば、非特許文献；金属疲労 微小欠陥と介在物の影響、村上敬宜著、等に記載された方法に準じて行うことができる。本実施形態では、以下の通りとした。（ｉ）１視野の面積（検査基準面積：Ｓ_０）を例えば１０ｍｍ×１０ｍｍとし、面積Ｓ_０が重複しないように各供試材につきそれぞれ３０視野の光学顕微鏡観察を行う。（ｉｉ）３０視野のそれぞれに存在している最大介在物の粒径の測定を行ってその面積の平方根（√ａｒｅａ）を極値確率紙にプロットを行う。（ｉｉｉ）予測面積Ｓを３００００ｍｍ^２として最大介在物の粒径（√ａｒｅａ）を予測する。
なお、介在物の測定は、酸化物、硫化物のそれぞれの介在物について行う必要がある。これは、酸化物の粒径分布・硫化物の粒径分布はそれぞれ異なるものであり、別々に評価するべきであるからである。極値統計法は、比較的簡便であり、かつ信頼性が高い。

（ｄ）硫化物系介在物については、その存在頻度が大きい。そのため、冷間鍛造時の割れの発生を防止するためには、極値統計法で推定される最大サイズに加えて、ある大きさ以上の硫化物系介在物の単位面積あたりの数（個数密度）についても制限する必要がある。

以下、本発明の一実施形態に係る肌焼用鋼材（本実施形態に係る肌焼用鋼材と言う場合がある。）及び本発明の一実施形態に係る肌焼鋼部品（本実施形態に係る肌焼鋼部品と言う場合がある。）について詳細に説明する。まず、本実施形態に係る肌焼用鋼材の成分の限定理由について説明する。成分は、表層部の浸炭による炭素量の増加の影響を受けない芯部の成分を指す。成分の含有量の％は質量％を意味する。

（Ｃ：０．０５〜０．３０％）
Ｃは浸炭焼入れ・焼戻し後の、部品の芯部の強度を得るために必須の元素である。また、Ｃ含有量は、芯部の硬さを決定し、浸炭層の有効硬化層深さにも影響する。そこで、本実施形態ではＣ含有量の下限を０．０５％とする。しかし、Ｃ含有量が多すぎると靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．３０％とする。より望ましいＣ含有量は、０．１０〜０．２５％である。

（Ｓｉ：０．４０〜１．５％）
Ｓｉは浸炭層の焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｓｉ含有量の下限を０．４０％とする。しかし、Ｓｉ含有量が多すぎると球状化焼鈍後の硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を１．５％とする。望ましいＳｉ含有量は、０．４５〜１．０％である。コストの増加を抑えて焼戻し軟化抵抗を向上させる場合、Ｓｉ含有量の下限を０．５５％とすることがより望ましい。

（Ｍｎ：０．２〜１．０％）
Ｍｎは鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することによって熱間延性を改善し、鋼の製造工程（連続鋳造、熱間圧延）におけるキズの発生を防止する。更に、ＭｎＳは切削性を向上させる働きを有する。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．２％とする。しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると球状化焼鈍後の硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．０％とする。望ましいＭｎ含有量は、０．４〜０．７％である。

（Ｓ：０．００１〜０．０５０％）
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成して切削性を向上させる効果がある。この効果を得るため、Ｓ含有量の下限を０．００１％とする。しかし、Ｓ含有量が多すぎるとＭｎＳ等の、いわゆる硫化物系介在物の量が多くなり、またそのサイズも粗大化する。後述のように、粗大な硫化物系介在物が数多く存在する場合には、冷間鍛造時にその粗大な硫化物系介在物が割れの起点となる。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０５０％とする。望ましいＳ含有量は、０．００５〜０．０２０％である。

（Ｃｒ：１．０〜２．０％）
Ｃｒは焼入性を向上させるだけでなく、焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。加えて、Ｃｒは比較的含有量が多くても球状化焼鈍後の硬さの上昇への影響が少ないという特徴がある。そのため、Ｃｒ含有量の下限を１．０％とする。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると焼戻し軟化抵抗の向上効果は飽和するため、Ｃｒ含有量の上限を２．０％とする。望ましいＣｒ含有量は、１．３〜１．６％である。

（Ｍｏ：０．０２〜０．８％）
Ｍｏは焼入性を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは浸炭加熱時に鋼表層部において選択酸化されることによって表層部の焼入性を低下させる場合がある。そのような場合、焼入れ時に不完全焼入れ層が形成され、曲げ疲労強度、ピッチング強度低下の要因となる。一方、Ｍｏは上記元素よりも酸化傾向が低いため、表層部の不完全焼入れ層の低減に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｏ含有量の下限を０．０２％とする。しかし、Ｍｏ含有量が多すぎると球状化焼鈍後の硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下するため、Ｍｏ含有量の上限を０．８％とする。望ましいＭｏ含有量は、０．０５〜０．５％である。

（Ａｌ：０．００１〜０．２０％）
Ａｌは鋼中で微細な窒化物を形成することによってオーステナイト結晶粒を微細化する効果がある。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．００１％とする。しかし、Ａｌ含有量が０．２０％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．２０％とする。望ましいＡｌ含有量は、０．０１５〜０．０５０％である。

（Ｎ：０．００３〜０．０３％）
Ｎは鋼中でＡｌあるいはＮｂ、Ｖと窒化物を形成することによってオーステナイト結晶粒を微細化する効果を有する。この効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００３％とする。しかし、Ｎ含有量が過剰になると鋼の熱間延性が低下し、鋼の製造工程（連続鋳造、熱間圧延）におけるキズの発生が顕著になる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０３％とする。望ましいＮ含有量は、０．００７〜０．０２％である。

（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは不純物元素であり、鋼の靭性を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下に制限する。望ましくは、０．０２０％以下に制限する。

（Ｏ：０．００２０％以下）
Ｏは不純物元素であり、Ａｌ、Ｓｉ等と酸化物を形成する。Ｏ含有量が増加すると、いわゆる酸化物系介在物の量が多くなり、またそのサイズも粗大になる。後述するように、粗大な酸化物系介在物が存在する場合にはそれが冷間鍛造時の割れの起点となる。そのため、Ｏ含有量を０．００２０％以下に制限する。望ましくは、Ｏ含有量を０．００１５％以下、より望ましくは、０．０００５％以下に制限する。

（Ｔｉ：０．００５％以下）
Ｔｉは、本実施形態においては不可避的に混入し、ＴｉＮのような窒化物を形成する元素である。Ｔｉの量が増加すると、いわゆる窒化物系介在物の量が多くなり、またそのサイズも粗大になる。粗大な窒化物系介在物が存在する場合にはそれが冷間鍛造時の割れの起点となる。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５％以下に制限する。望ましくは、Ｔｉ含有量を０．００３％以下に制限する。

本実施形態に係る肌焼用鋼材は、上述の化学成分を有することを基本とするが、さらに以下の成分を含有していてもよい。以下の元素は必ずしも含有させる必要はない。そのため、含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。

（Ｃｕ：０．２％以下）
ＣｕはＭｏと同様に焼入性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｃｕは酸化傾向が低い元素であり、表層部の不完全焼入れ層を低減するために有効な元素である。これらの効果を得る場合、Ｃｕ含有量の下限を０．００１％とすることが望ましい。しかし、Ｃｕ含有量が多すぎると鋼の熱間延性が低下し、鋼の製造工程（連続鋳造、熱間圧延）におけるキズの発生が顕著になる。そのため、Ｃｕ含有量の上限を０．２％とする。なお、Ｃｕを含有させる場合にはＣｕ含有量の１／２程度のＮｉを同時に含有させると、熱間延性の低下が軽減される。より望ましいＣｕ含有量は、０．０５〜０．１５％である。

（Ｎｉ：１．５％以下）
ＮｉはＭｏ、Ｃｕと同様に焼入性を向上するのに有効な元素である。また、Ｎｉは酸化傾向が低い元素であり、表層部の不完全焼入れ層を低減するために有効な元素である。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量の下限を０．００１％とすることが望ましい。しかし、Ｎｉは、コストへの影響が大きい元素であるため、Ｎｉ含有量の上限を１．５％とする。より望ましいＮｉ含有量は、０．０５〜１．０％である。

（Ｎｂ：０．１０％以下）
Ｎｂは鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化する効果を有する。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量の下限を０．００１％とすることが望ましい。特に、冷間鍛造後に焼準や焼鈍を行わない場合、あるいは浸炭温度が９３０℃よりも高温の場合などにはオーステナイト結晶粒の粗大化が起こりやすいため、粗大化の防止のためにＮｂ炭窒化物の量を増加させることが有効である。そのため、Ｎｂ含有量の下限を０．０１５％とすることがより望ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とする。望ましいＮｂ含有量の上限は、０．０５０％である。

（Ｖ：０．２０％以下）
Ｖは鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化する効果を有する。この効果を得る場合、Ｖ含有量の下限を０．０１％とすることが望ましい。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。より望ましいＶ含有量は、０．０５〜０．１５％である。

（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａはいわゆる硫化物系介在物を微細化することによって、硫化物系介在物が冷間鍛造時に割れの起点となることを防止する効果を有する。この効果を得る場合、Ｃａ含有量の下限を０．０００１％とすることが望ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．００５０％とする。より望ましいＣａ含有量は０．０００５〜０．００１５％である。

（Ｍｇ：０．００５０％以下）
Ｍｇはいわゆる硫化物系介在物を微細化することによって、硫化物系介在物が冷間鍛造時に割れの起点となることを防止する効果を有する。この効果を得る場合、Ｍｇ含有量の下限を０．０００１％とすることが望ましい。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０％とする。より望ましいＭｇ含有量は０．０００５〜０．００１５％である。

（Ｓｂ：０．０５０％以下）
Ｓｂは熱間圧延、球状化焼鈍時の脱炭を抑制する効果を有する。この効果を得る場合、Ｓｂ含有量の下限を０．０００１％とすることが望ましい。しかしＳｂ含有量が０．０５０％を超えるとその効果が飽和する。そのため、Ｓｂ含有量の上限を０．０５０％とする。より望ましいＳｂ含有量は、０．００１〜０．０１０％である。

次に、本実施形態に係る肌焼用鋼材における、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量について、冷間鍛造性及び焼戻し軟化抵抗の観点から説明する。

本実施形態に係る肌焼用鋼材において、冷間鍛造性の観点からは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を、下記（１）式を満足するように、すなわち、下記（１）式の左辺の値が２５以下になるように、制御する必要がある。なぜなら、球状化焼鈍材の冷間鍛造性（冷間鍛造前の硬さ）の限界は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの、それぞれの球状化焼鈍材の硬さへの影響度を考慮して決定しなければならないからである。下記（１）の左辺においてＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素の係数が異なるのは、元素によって冷間鍛造性（冷間鍛造前の硬さ）へ寄与する程度が異なるからである。
なお、下記（１）式の左辺の望ましい範囲は２４．５以下、より望ましい範囲は２３以下である。
１２×Ｓｉ（％）＋２５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋２×Ｍｏ（％）≦２５ ・・・（１）

また、本実施形態に係る肌焼用鋼材において、焼戻し軟化抵抗の観点からは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量を、下記（２）式の左辺の値が５０以上になるように制御する必要がある。ギヤやＣＶＴのようなパワートレイン部品は、使用中に他部品と接触する位置が接触によって局部的に発熱し、焼戻しを受けて軟化する。この軟化がピッチング疲労特性の劣化の支配因子である。従って、ピッチング疲労強度を向上させるためには浸炭層の焼戻し軟化抵抗である３００℃焼戻し硬さを向上させることが有効である。（２）式の左辺の値が５０以上であれば、ピッチング疲労強度が向上する。左辺の値は、望ましくは５３以上、より望ましくは５５以上である。
３１×Ｓｉ（％）＋１５×Ｍｎ（％）＋２３×Ｃｒ（％）≧５０ ・・・（２）

次に、本実施形態に係る肌焼用鋼材における、硫化物系介在物の大きさ、及び数について説明する。

本実施形態において硫化物系介在物とは、Ｓを含有する介在物であって、例えばＭｎＳ、ＣａＳ、ＭｇＳ、（Ｍｎ，Ｃａ，Ｍｇ）Ｓ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＦｅＳ等を指す。
本実施形態に係る肌焼用鋼材においては、極値統計法を用いた介在物評価を行った場合に、予測面積Ｓ＝３００００ｍｍ^２中に存在する最大の硫化物系介在物径である（√ａｒｅａ）_Ｓの予測値が４９μｍ以下であり、かつ２０μｍを超える長さであると共に２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物が１ｍｍ^２あたり２００個以下である必要がある。

冷間鍛造によって大きな塑性加工を受けた場合、大きな硫化物系介在物が鋼中に存在していると、介在物とマトリックスとの界面が割れの起点となり、最終的に大きな冷鍛割れに成長する場合がある。しかしながら、硫化物系介在物の径が４９μｍ以下であれば、割れの起点とならず無害である。一方でが、４９μｍを超える硫化物系介在物は割れの起点となる。そのため、（√ａｒｅａ）_Ｓの上限を４９μｍとした。

硫化物系介在物は、後述する酸化物系介在物や窒化物系介在物と比べて量が多いため存在頻度が高い。また、硫化物系介在物は熱間加工によって細長く伸長するため、冷鍛割れへの影響が大きい。例えば、長さ２０μｍ、厚み２μｍの硫化物系介在物の（√ａｒｅａ）_Ｓは６．３μｍであり、上記で制限した最大硫化物系介在物径（４９μｍ）より小さいが、これ以上の長さ・厚みを持つ硫化物系介在物が１ｍｍ^２あたり２００個を超えて存在している場合は、実質大きな介在物が存在していることと変わらず、冷間加工時に割れの発生が頻発する。従って、硫化物系介在物については、介在物径のみならず、ある大きさ以上の介在物の数についても規定する必要がある。すなわち、２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚み、を有する硫化物系介在物を１ｍｍ^２あたり２００個以下にする必要がある。硫化物系介在物の長さ及び厚み、または、個数が上記範囲を超えると、割れが発生しやすい。硫化物系介在物のサイズを計測する際には、長径を長さ、短径を厚みとする。
長さが２０μｍ以下のＭｎＳは、その厚みが小さい範囲ではこの制限には当てはまらないが、仮にその厚みが極めて大きい場合、例えば２０μｍを超えるものが存在している場合を考えると、厚みが長さ、長さが厚みになるので、この制限に当てはまることになる。
なお、硫化物系介在物、酸化物系介在物については、小さい方が望ましいので、その粒径の下限は０μｍであある。また、２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物は、少ない方が望ましいので、その個数密度の下限は０個／ｍｍ^２である。

次に、本実施形態に係る肌焼用鋼材における、酸化物系介在物の大きさについて説明する。

本発明で言う酸化物系介在物とは、Ｏを含有する介在物であって、例えばＡｌ_２Ｏ_３、ＣａＯ、Ｃｒ_２Ｏ_３、ＭｎＯ、ＮｂＯ、ＳｉＯ_２、ＭｇＯ、ＺｒＯ_２、Ｔｉ_ｘＯ_ｙ、Ｎｂ_２Ｏ_５、ＦｅＯ_ｘ、あるいはこれらの複合したもの等を指す。

本実施形態に係る肌焼用鋼材においては、極値統計法を用いた介在物評価において、予測面積Ｓ＝３００００ｍｍ^２中に存在する最大の酸化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｏｘの予測値が８０μｍ以下であることが好ましい。

これは、冷間鍛造によって大きな塑性加工を受けた場合、大きな酸化物系介在物が鋼中に存在すると、介在物とマトリックスとの界面が割れの起点となり、最終的には大きな冷鍛割れに成長するためである。（√ａｒｅａ）_Ｏｘが８０μｍ以下の酸化物系介在物は無害であるが、８０μｍを超える酸化物系介在物は割れの起点となる。従って、酸化物系介在物のサイズを上記のように規定する必要がある。

本実施形態に係る肌焼鋼部品は、上記の肌焼用鋼材に対して、浸炭焼入れ焼戻し、または浸炭窒化焼入れ焼戻しの処理を施すことによって得られる。すなわち、肌焼鋼部品は、肌焼用鋼材からなる。そのため、本実施形態に係る肌焼鋼部品は、上述した本実施形態に係る肌焼用鋼材の化学成分、介在物と、実質的に同一の化学成分、介在物を有している。従って、肌焼鋼部品の化学成分、介在物を制御するためには、肌焼用鋼材において、所定の化学成分、介在物を有するように制御すればよい。
ただし、肌焼鋼部品は、浸炭焼入れ焼戻し、または浸炭窒化焼入れ焼戻し処理を経るので、表面硬化層を有しており、この点が、肌焼用鋼材とは異なる。

本実施形態に係る肌焼用鋼材及び、肌焼鋼部品の好ましい製造条件について説明する。

本実施形態では、二次精錬において、ＲＨ真空脱ガス処理を、総処理時間が３０分以上、そのうち、１Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気での処理時間が１５分以上となる条件で行う（精錬工程）。上述の条件で精錬を行うことで、酸化物系介在物の大きさ、及び数を所定の範囲に制御することができる。また、この精錬工程では、化学成分が上述した好ましい範囲となるように調整する。

続いて、精錬工程において化学成分を調整した溶鋼を連続鋳造により鋳片にする（鋳造工程）。連続鋳造によって鋳片を製造するにあたって、鋳造速度を０．４５ｍ／ｍｉｎ以上にすることが望ましい。鋳造速度を０．４５ｍ／ｍｉｎ以上とすることで、硫化物系介在物の大きさ及び数を、上述の範囲に制御することができる。鋳造速度が０．４５ｍ／ｍｉｎ未満の場合には鋼の凝固時に粗大な硫化物系介在物が晶析出する。望ましい鋳造速度は０．５０〜１．５ｍ／ｍｉｎである。
さらに、鋳造に際し、鋳片厚み方向１／４部における液相線温度から固相線温度までの冷却速度が５〜２００℃／ｍｉｎとなるように鋳片を冷却することが望ましい。冷却速度が５℃／ｍｉｎ未満では、硫化物系介在物が粗大に析出するだけでなく、連続鋳造の生産性も悪化するため望ましくない。また、冷却速度が２００℃／ｍｉｎ超であると、連続鋳造時に鋳片に割れが生じる可能性が高まるため望ましくない。
冷却条件と２次デンドライトアーム間隔とには、相関がある。そのため、２次デンドライトアーム間隔を測定することで、上記冷却速度を算出することができる。具体的には、冷却速度は凝固後の鋳片厚み方向凝固組織の２次デンドライトアームの間隔を用いて、下記（３）式により計算で求めることができる。
Ｒｃ＝（λ２／７７０）^{（−１／０．４１）}・・・（３）
Ｒｃ：冷却速度（℃／ｍｉｎ）、λ２：２次デンドライトアームの間隔（μｍ）

上記鋳造工程により得られた鋳片に対し、分塊圧延を行い、鋼片を得る（分塊圧延工程）。分塊圧延の際の加熱温度は、不可避的に生じた粗大な硫化物を一旦マトリックスに固溶させるため、１２４０℃以上にすることが望ましい。さらに望ましい加熱温度は、１２６０℃以上である。分塊圧延の減面率は、硫化物系介在物の厚みを減少させるため、４０％以上にする必要がある。望ましい減面率は４５％以上である。また、分塊圧延中、又は分塊圧延後の冷却速度が遅い場合には、固溶したＭｎＳが再び粗大な硫化物として析出することから、分塊圧延及びその後の冷却過程における１２４０〜１０００℃までの冷却速度を０．７℃／ｓ以上にする必要がある。さらに望ましい冷却速度は、１．５℃／ｓ以上である。この冷却速度は、表面温度の実測値から求められる冷却速度である。

上記鋼片を肌焼用鋼材（棒鋼または線材）とするため、棒鋼圧延または線材圧延を行う。棒鋼圧延または線材圧延の際の加熱時には、ＭｎＳの成長、粗大化を防止するため、加熱温度を１２００℃以下にすることが望ましい。より望ましい加熱温度は、１０００〜１１５０℃である。また、鋳片から棒鋼圧延または線材圧延完了までの総減面率（分塊圧延と、棒鋼圧延または線材圧延とのトータルの減面率）は６５％以上にする。総減面率が６５％未満の場合には硫化物系介在物の伸長に伴う厚みの減少が不十分となり、冷鍛割れの発生に対して有害な、大きな厚みを持つ硫化物系介在物の数を減らすことができない。総減面率の好適範囲は９０％以上である。

上記肌焼用鋼材に対し、さらに、浸炭焼入れ焼戻し、または、浸炭窒化焼入れ焼戻しの処理を施すことで、肌焼鋼部品が得られる。浸炭焼入れ焼戻し、浸炭窒化焼入れ焼戻しは、公知の方法で行えばよい。

以下に、実施例により本発明を更に説明する。
表１−１、表１−２に示す組成（化学成分）を有する転炉溶製鋼について、表２の条件でＲＨ真空脱ガス処理を行い、引き続いて表３の条件で連続鋳造を行い、その後必要に応じて均熱拡散処理を行い、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材（鋼片）を得た。なお、表１−１、表１−２の残部は鉄及び不純物であり、空欄は、意図的に添加していないことを示す。

次に表４に示す条件の熱間圧延によって加工を行って棒鋼形状とし、その後、一部の棒鋼については、図１の条件で球状化焼鈍処理（ＳＡ）を行った。また、一部の棒鋼についてはＳＡを行わない棒鋼に対して熱間鍛造（加熱温度：１２５０℃、据え込み率５０％）を行い、円盤状の鍛造素形材に成形し、その後鍛造素形材に対してＳＡを行った。その他、一部の棒鋼及び鍛造素形材に対してはＳＡを行わなかった。このようにして製造した棒鋼及び鍛造素形材を素材とし、種々の特性を評価した。
また、その後、素材から直径１６ｍｍ、長さ２４ｍｍの円柱試験片を切削加工によって採取した。この円柱試験片に据え込み率５０％、歪速度１．０の条件で据込み冷間加工を行った。次いで浸炭を模擬するため、冷間加工を行った円柱試験片を９５０℃で５時間加熱保定した後、直ちに水冷して模擬浸炭後のオーステナイト組織をマルテンサイト組織の旧オーステナイト粒界として凍結した。次に模擬浸炭を行った試験片の圧延方向断面の旧オーステナイト粒組織を観察し、ＪＩＳ結晶粒度番号を測定した。粗大粒の定義をＪＩＳ Ｇ ０５５１の結晶粒度番号で５番以下とし、断面内の全ての視野において一つでも粗大粒が発生しているものを粗大粒有りと判定した。

本発明の肌焼用鋼材及び肌焼鋼部品はＳＡを行ってよいが必須ではない。実際に部品を製造する際に冷間加工を行わない場合、又はＳＡを行わなくても冷間加工が可能である場合にはＳＡを行わなくても良く、その場合は高強度鋼として使用することができる。

まず、棒鋼及び鍛造素形材の直径の１／４深さ位置のビッカース硬さ（測定荷重１０ｋｇｆ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準じて測定した。測定点数は一つの材料につき４点とし、平均値を求めた。硬さがＨＶ１５５以上のものは、冷間鍛造時の変形抵抗が大きくなり金型の寿命が顕著に低下するので、冷間鍛造性が劣ると判定した。

棒鋼の直径の１／４近傍の位置、鍛造素形材の場合は鍛造素形材の直径の１／４近傍の位置において、光学顕微鏡で観察を行い、介在物測定を行った。予測面積Ｓ＝３００００ｍｍ^２中に存在する最大の硫化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｓ、及び最大の酸化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｏｘの予測値は、１視野の面積（検査基準面積：Ｓ_０）を１０ｍｍ×１０ｍｍとし、面積Ｓ_０が重複しないように３０視野の光学顕微鏡観察を行い、３０視野のそれぞれに存在している最大介在物の径（√ａｒｅａ）の測定を行って極値確率紙にプロットを行い、予測面積Ｓを３００００ｍｍ^２として最大介在物の径（√ａｒｅａ）を予測することによって決定した。介在物の測定は、酸化物（酸化物系介在物）、硫化物（硫化物系介在物）のそれぞれについて独立して評価を行った。

上記の介在物の測定と同時に、各視野中の２０μｍの長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物の個数を測定した。この個数を３０視野全て合計し、総測定面積（３０００ｍｍ^２）で割ることにより、２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物の面積１ｍｍ^２中の存在個数を測定した。

次に、鋼材の冷間鍛造時の割れ発生に対する指標として、限界圧縮率を測定した。棒鋼及び鍛造素形材の長手方向に平行な向きから限界圧縮率測定用の試験片（φ６ｍｍ×９ｍｍ、切り欠き形状：３０°、深さ０．８ｍｍ、先端部の曲率半径０．１５ｍｍ）を作成した。限界圧縮率の測定は拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／ｍｉｎのスピードで冷間圧縮を行い、切り欠き近傍に長さ０．５ｍｍ以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率を算出し、これを割れ発生の圧縮率とした。この試験を１つの水準についてｎ＝１０行い、累積破損確率が５０％の圧縮率を求めることによって限界圧縮率とし、限界加工率の指標とした。ＪＩＳ−ＳＣｒ４２０のＳＡ材の限界圧縮率がおよそ６５％であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる、６８％以上の高い値を示すものは限界加工率が優れると判断し、逆に６８％未満のものは劣ると判定した。

次に、浸炭後の部品の耐ピッチング特性の指標である３００℃焼戻し硬さを測定した。３００℃焼戻し硬さを測定するため、まず素材の棒鋼（ＳＡ材、及びＳＡなし材）から、浸炭用の試験片（φ２０ｍｍ×３０ｍｍ）を採取した。その後、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。ガス浸炭はカーボンポテンシャル０．８％で、雰囲気温度：９５０℃、保持時間：５時間 → 雰囲気温度：８５０℃、保持時間：０．５時間 → １３０℃油焼入れ → 焼戻し温度：１５０℃、保持時間：９０分となる条件で行った。その後、表層部の組織を調査するため、試験片の長手方向の中央部近傍を長手方向と垂直方向に切断し、断面の顕微鏡試料を作成した。組織観察のためこの試料に２％ナイタールで腐食を行い、浸炭層の表層部を顕微鏡によって観察した。浸炭層の表層部に生成している不完全焼入れ層（主にパーライト及び／またはベイナイトからなる非マルテンサイト組織が存在している層）の深さを測定した。不完全焼入れ層の深さが深い場合にはピッチング特性に悪影響を与えること、及びＪＩＳ−ＳＣｒ４２０の不完全焼入れ層の深さが２５μｍ程度であることから、不完全焼入れ層の深さが２５μｍよりも深いものはピッチング特性の向上が不十分であると判定した。
また、３００℃焼戻し硬さを求めるため、更に、焼戻し温度：３００℃、保持時間：９０分の焼戻しを行った。その後、試験片の長手方向の中央部近傍を長手方向と直角方向に切断し、断面のビッカース硬さを測定した。硬さの測定位置は表面から５０μｍ深さの位置とし、測定荷重は３００ｇｆとした。また、１つの試験片について５個所を測定し、平均値を求めた。ＪＩＳ−ＳＣｒ４２０の３００℃焼戻し硬さがＨＶ６４０であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる、ＨＶ６７０以上の値を示すものはピッチング特性に優れ、ＨＶ６７０に満たないものはピッチング特性が不十分であると判定した。

表２に、ＲＨ条件の影響をまとめた。表２のＲＨ条件Ｎｏ．１−３では、ＲＨ真空脱ガス処理の総処理時間と１Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気での処理時間とがいずれも望ましい範囲を外れていた。また、１−４は１Ｔｏｒｒ以下の減圧雰囲気での処理時間が望ましい範囲を外れていた。また、ＲＨ条件Ｎｏ．１−Ｂは、ＲＨ真空脱ガス処理の総処理時間が望ましい範囲を外れていた。これらの条件を採用した製造条件Ｎｏ．２０、２３、４２、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆでは、溶鋼中の酸化物の浮上除去が不十分であり、棒鋼中に存在している酸化物系介在物が大きかった。また、その結果として限界圧縮率が劣っていた。これに対して、ＲＨ条件が適正であるＲＨ条件Ｎｏ．１−１、１−２、１−Ａを採用した製造Ｎｏ．１、９、２では酸化物系介在物が小さく、ＳＡ材の限界圧縮率も良好であった。

表３に鋳造条件の影響をまとめた。表３の鋳造条件Ｎｏ．２−８は、鋳造速度が望ましい範囲から外れていた。また、鋳造条件Ｎｏ．２−９は鋳片厚み方向１／４部における液相線温度から固相線温度までの冷却速度が小さいため、棒鋼中に存在している硫化物系介在物が大きかった。その結果、鋳造条件Ｎｏ．２−８またはＮｏ．２−９を採用した製造Ｎｏ．６４、６５、６６、６７は、いずれも限界圧縮率が低下していた。これに対して、連続鋳造条件が適正である鋳造条件Ｎｏ．２−１〜２−７を採用した製造Ｎｏ．１、２、５３〜５８では、硫化物系介在物が小さく、限界圧縮率も良好であった。

表４に圧延条件の影響をまとめた。表４の圧延条件Ｎｏ．３−６、３−Ｂは熱間圧延の総減面率が望ましい範囲を外れていた。その結果、これらの条件を採用した製造Ｎｏ．６８、６９では、圧延によるＭｎＳの厚みの減少が不十分となり、厚みの大きな硫化物系介在物が数多く存在していた。また、これにより、製造Ｎｏ．６８、６９は、限界圧縮率が低下していた。これに対して、熱間圧延の総減面率が適正である圧延条件Ｎｏ、３−１〜３−５、３−Ａを採用した製造Ｎｏ．１、５９〜６３では、厚みが大きく、かつ伸長している硫化物系介在物の数が少なく、限界圧縮率も良好であった。

表５−１、表５−２、表６、表７に各製造条件で得られた鋼の介在物測定結果及び特性を示す。表５−１、表５−２、表６はＳＡを行った素材、表７はＳＡを行わなかった素材の結果を示している。
表５−１、表５−２、表６から分かるように、全てが本願発明の範囲である製造Ｎｏ．１〜１５、５３〜６３はＳＡ後硬さ、限界圧縮率、浸炭層の３００℃焼戻し硬さ、不完全焼入れ層厚さの全てが優れていた。また、Ｎｂを含む製造Ｎｏ．１、８、９、１１については、さらに粗大粒も観察されなかった。
これに対し、化学成分または製造条件の少なくとも１つが望ましい範囲を外れた製造Ｎｏ．１６〜５２、６４〜６９、ａ〜ｆについては、ＳＡ後硬さ、限界圧縮率、浸炭層の３００℃焼戻し硬さ、不完全焼入れ層厚さのいずれかが目標値を満たしていなかった。さらに、製造Ｎｏ．２０、２３、３１、３４、４２、４５ではＯ含有量が高く、酸化物系介在物の最大√ａｒｅａが本願発明の範囲を外れていた。また、製造Ｎｏ．２２、３３、４４はＳ含有量が本願発明の範囲を超えていたため、硫化物系介在物の最大√ａｒｅａが本願発明の範囲を外れていた。
また、表７から分かるように、ＳＡを行わなかった素材についても、全てが本願発明の範囲である製造Ｎｏ．１０１〜１１５は浸炭層の３００℃焼戻し硬さ、不完全焼入れ層厚さに優れていた。一方で、化学成分または製造条件の少なくとも１つが望ましい範囲を外れた製造Ｎｏ．１１６〜１１８、１２４、１２６、１２８、１２９、１３５、１３６、１３８、１３９、１４６、１４８、１５０、１５１では、３００℃焼戻し硬さまたは不完全焼入れ層硬さが劣っていた。この傾向は、ＳＡ材と同様であった。

本発明の肌焼用鋼材及び肌焼鋼部品を用いれば、焼戻し軟化抵抗と冷間鍛造性とに優れた肌焼用鋼材及び肌焼鋼部品を提供することができる。また、これらを用いることにより歯車の製造コストを低減することができ、なおかつ自動車、建設機械、産業機械用の高出力化及び燃費向上等に大きく寄与することが可能になる。

（１）本発明の一態様に係る肌焼用鋼材は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．４０〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｒ：１．００〜２．００％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ａｌ：０．００１〜０．２０％、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜０．２％、Ｎｉ：０〜１．５％、Ｖ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｓｂ：０〜０．０５０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下に制限し、残部が鉄及び不純物であり、下記（α）式、及び（β）式を満足し；極値統計法を用いた介在物評価において、予測面積Ｓを３００００ｍｍ^２としたとき、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の硫化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｓの予測値が４９μｍ以下であり、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の酸化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｏｘの予測値が８０．０μｍ以下であり；２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物が１ｍｍ^２あたり２００個以下に制限されている。
１２×Ｓｉ（％）＋２５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋２×Ｍｏ（％）≦２５．０ ・・・（α）
３１×Ｓｉ（％）＋１５×Ｍｎ（％）＋２３×Ｃｒ（％）≧５０．０ ・・・（β）
ここで、（α）式、及び（β）式中の、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの元素の質量％での含有量である。

（９）本発明の別の態様に係る肌焼鋼部品は、上記（１）〜（８）のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材からなり、浸炭層を有する。

Claims (9)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．４０〜１．５％、
   Ｍｎ：０．２〜１．０％、
   Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
   Ｃｒ：１．０〜２．０％、
   Ｍｏ：０．０２〜０．８％、
   Ａｌ：０．００１〜０．２０％、
   Ｎ：０．００３〜０．０３％、
   Ｎｂ：０〜０．１０％、
   Ｃｕ：０〜０．２％、
   Ｎｉ：０〜１．５％、
   Ｖ：０〜０．２０％、
   Ｃａ：０〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０〜０．００５０％、
   Ｓｂ：０〜０．０５０％
   を含有し、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｏ：０．００２０％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以下
   に制限し、残部が鉄及び不純物であり、下記（１）式、及び（２）式を満足し；
   極値統計法を用いた介在物評価において、予測面積Ｓを３００００ｍｍ^２としたとき、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の硫化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｓの予測値が４９μｍ以下であり、前記予測面積Ｓ中に存在する最大の酸化物系介在物径（√ａｒｅａ）_Ｏｘの予測値が８０μｍ以下であり；
   ２０μｍを超える長さ及び２μｍを超える厚みを有する硫化物系介在物が１ｍｍ^２あたり２００個以下に制限されている；
   ことを特徴とする肌焼用鋼材。
   １２×Ｓｉ（％）＋２５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋２×Ｍｏ（％）≦２５ ・・・（１）
   ３１×Ｓｉ（％）＋１５×Ｍｎ（％）＋２３×Ｃｒ（％）≧５０ ・・・（２）
   ここで、（１）式及び（２）式中の、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれの元素の質量％での含有量である。
2. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｎｂ：０．０１５〜０．１０％
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼用鋼材。
3. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｓｉ：０．５５〜１．５％
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼用鋼材。
4. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｃｕ：０．００１〜０．２％、
   Ｎｉ：０．００１〜１．５％、
   のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材。
5. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｖ：０．０１〜０．２０％、
   を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材。
6. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
   のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材。
7. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｓｂ：０．０００１〜０．０５０％
   を含有することを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材。
8. ミクロ組織が球状化炭化物組織を有することを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材。
9. 請求項１〜８のいずれか一項に記載の肌焼用鋼材からなり、浸炭焼入れ焼戻し、または浸炭窒化焼入れ焼戻しの処理によって形成された表面硬化層を有することを特徴とする、肌焼鋼部品。

Images