WO2014155906A1 - 肌焼鋼 - Google Patents

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    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces

Definitions

  • the present invention relates to a case hardening steel used for machine structural parts used in the fields of construction machinery and automobiles, and more particularly to a case hardening steel having excellent cold forgeability and excellent fatigue strength after carburizing treatment.
  • Patent Document 1 it is possible to reduce hardness and improve cold forgeability by reducing Si and reducing the amount of other alloy elements by the effect of improving the hardenability by solute B. Are listed.
  • Patent Document 2 discloses a skin that secures cold workability by combining Si and Mn, which are solid solution strengthening elements, to secure hardenability with solid solution B and manufacturing conditions. Proposals have been made for hardened steel.
  • the present invention has been developed in view of the above-described actual situation, and an object thereof is to propose a case-hardened steel which exhibits good forgeability even in the cold and has excellent fatigue strength after carburizing treatment.
  • the inventors of the present invention have been able to improve the coldness by appropriately controlling the addition amount of Si, Cr and Mn under an appropriate component composition. It has been found that case hardening steel excellent in forgeability and fatigue strength can be obtained.
  • the present invention is based on the above findings. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
  • the component composition further includes: Cu: 0.5% by mass or less, The case-hardened steel according to (1), containing one or more selected from Ni: 0.5% by mass or less and V: 0.1% by mass or less.
  • C 0.10 to 0.35 mass%
  • C 0.100% by mass or more
  • the toughness of the core part decreases, so the C content is limited to the range of 0.10 to 0.35% by mass.
  • it is the range of 0.25 mass% or less. More preferably, it is the range of 0.20 mass% or less.
  • Si 0.01-0.13 mass% Si is necessary as a deoxidizing agent, and at least 0.01% by mass or more must be added.
  • Si is an element that preferentially oxidizes at the carburized surface layer and promotes grain boundary oxidation. Further, it strengthens ferrite in a solid solution and increases deformation resistance, thereby degrading cold forgeability. Therefore, the upper limit is set to 0.13 mass%.
  • the content is 0.02 to 0.10% by mass. More preferably, it is 0.02 to 0.09 mass%.
  • Mn 0.30 to 0.80 mass%
  • Mn is an element effective for improving the hardenability, and requires addition of at least 0.30% by mass.
  • the upper limit was made 0.80% by mass.
  • it is 0.60 mass% or less, More preferably, it is 0.55 mass% or less.
  • P 0.02% by mass or less P is segregated at the grain boundary and lowers the toughness. Therefore, the lower the content, the better, but 0.02% by mass is acceptable. Preferably, it is 0.018 mass% or less. Further, there is no problem even if the lower limit is not particularly limited, but wasteful reduction in P increases the refining time and increases the refining cost, so from this point of view, it should be 0.012% or more.
  • S 0.03 mass% or less S exists as a sulfide inclusion and is an effective element for improving machinability. However, excessive addition causes a decrease in cold forgeability, so the upper limit is 0.03 mass%. It was. Further, the lower limit is not particularly limited, but may be 0.012% or more for ensuring machinability.
  • Al 0.01-0.045 mass% If Al is added excessively, N in the steel is fixed as AlN, thereby causing a hardenability effect of B. In order to stabilize the strength of the parts after the carburizing treatment, it is important not to develop the hardenability effect of B. For that purpose, the upper limit needs to be 0.045% by mass.
  • the average hardness and the measured hardness range from the surface of the carburized member to the inner 4 mm position when B is 10 ppm and N is 45 ppm and the addition amount of Al is 0.048 mass% and 0.043 mass%. 1 and 2 respectively.
  • the Al amount is 0.048 mass% (FIG. 1)
  • the distance between the upper broken line and the lower broken line) is larger than that in the case of Al: 0.043% by mass (FIG. 2), and it can be seen that there is a large variation in hardness at each depth position.
  • FIG. 3 shows the maximum value of the hardness variation when 10 ppm of B and 45 ppm of N are added and the addition amount of Al is changed (the vertical line between the upper broken line and the lower broken line in FIG. 1 or FIG. 2). Change in the maximum distance on the axis).
  • the variation width of the hardness from the surface of the member after carburizing to the inside is reduced by making the amount of Al added 0.045% by mass or less. From the above results, the upper limit of the Al amount is 0.045% by mass.
  • the lower limit is set to 0.01% by mass.
  • the content is 0.01 to 0.040% by mass, and more preferably 0.015 to 0.035%.
  • Cr 0.5 to 3.0 mass% Cr is an element that contributes not only to hardenability but also to improving resistance to temper softening, and also useful for promoting the spheroidization of carbides. On the other hand, if it exceeds 3.0 mass%, excessive carburization and the formation of retained austenite are promoted, and the fatigue strength is adversely affected. Therefore, the Cr content is limited to the range of 0.5 to 3.0% by mass. The range is preferably 0.7 to 2.5% by mass.
  • B 0.0005-0.0040 mass% B has the effect of reducing the solid solution N by combining with N in the steel. Therefore, it is possible to reduce the dynamic strain aging at the time of cold forging by the solid solution N. Contributes to lowering deformation resistance. For this purpose, the addition of 0.0005% or more is necessary. On the other hand, if it exceeds 0.0040%, the deformation resistance reducing effect is saturated, and rather the toughness is reduced. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0040% by mass. Limited to range. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0030% by mass.
  • Nb 0.003 to 0.080 mass% Nb forms NbC in the steel and suppresses the coarsening of austenite grains during the carburizing heat treatment due to the pinning effect. In order to obtain this effect, at least 0.003% by mass or more must be added. On the other hand, if added over 0.080% by mass, there is a risk of reducing the coarsening suppression ability and deterioration of fatigue strength due to coarse precipitation of NbC, so 0.080% by mass or less. Preferably, it is 0.010 to 0.060% by mass. More preferably, the content is 0.015 to 0.045% by mass.
  • Ti 0.005 mass% or less Ti is important to avoid mixing into steel as much as possible. Ti easily binds with N to form coarse TiN, and simultaneous addition with Nb makes coarse precipitates more likely to cause a decrease in fatigue strength, so the upper limit of the amount of Ti contained as impurities Is 0.005 mass%. More preferably, it is 0.003 mass% or less.
  • N 0.0080% by mass or less N is dissolved in steel and causes dynamic strain aging during cold forging and increases deformation resistance. Therefore, it is necessary to avoid contamination as much as possible. Therefore, the mixing amount of N is limited to 0.0080% by mass or less. Preferably, it is 0.0070 mass% or less, More preferably, it is 0.0065 mass% or less.
  • the deformation resistance increase amount was calculated based on the case where Si and Mn were not added. As shown in FIG. 4, when 3.0 [% Si] +1.0 [% Mn] is less than 1, the increase in deformation resistance is reliably suppressed.
  • the experiment whose result is shown in FIG. 4 was performed under the following conditions.
  • C 0.18 mass%
  • Si no addition
  • Mn no addition
  • P 0.012 mass%
  • S 0.012 mass%
  • Al 0.034 mass%
  • Cr 1.7 mass%
  • B 0.0013 mass%
  • Nb Including 0.030% by mass and N: 0.0052% by mass
  • the balance is based on steel consisting of Fe and unavoidable impurities, with Si varied in the range of 0.03-0.20% by mass and Mn in the range of 0.34-1.2% by mass.
  • 12 types of steel were hot-rolled to a diameter of 40 mm, and then the deformation resistance was measured by the cold forgeability evaluation method described later. Based on the deformation resistance when Si and Mn were not added, the deformation resistance increased. The amount was compared.
  • the basic component of this invention selects from Cu: 0.5 mass% or less, Ni: 0.5 mass% or less, and V: 0.1 mass% or less as needed. 1 type, or 2 or more types can be contained. That is, Cu is an element effective for improving the hardenability, and is preferably added at 0.05% by mass or more. However, addition of a large amount causes deterioration of the surface properties of the steel material and increase of the alloy cost, so the upper limit is set to 0.5. It was set as mass%.
  • Ni and V are effective elements for improving hardenability and toughness, and are preferably 0.05% by mass or more and 0.01% by mass or more, respectively. However, since they are expensive, the upper limit is 0.5% by mass and 0.1% by mass, respectively. did.
  • the obtained bar steel was evaluated for cold forgeability.
  • the cold forgeability was evaluated by two items of deformation resistance and limit upsetting rate. That is, the diameter of the rolled steel bar is 15 mm and the height is 22.5 mm so that the position at a depth of 1/4 of the diameter D of the steel bar from the outer peripheral surface (hereinafter referred to as 1 / 4D position) is the axis center. A cylindrical specimen was collected.
  • a conical groove having a bottom surface of 2 mm ⁇ and a center angle of 120 ° was produced at the center position of the upper and lower surfaces of the obtained cylindrical test piece, and this was used as a constraining groove. Further, a cylindrical test piece with a notch provided in the side surface of the cylindrical test piece was provided with a V shape extending in the height direction.
  • 5A is a top view showing the shape of a notched cylindrical test piece used for cold forgeability evaluation
  • FIG. 5B is a side view thereof
  • FIG. 5C is FIG. It is a figure which shows the detailed dimension of the V-shaped groove
  • Reference numeral 1 is a V-shaped groove
  • 2 is a surface to be compressed (upper and lower surfaces)
  • 3 is a conical groove (restraint groove).
  • a compression test was performed by applying a compressive load to the surface 2 to be compressed in a state where the upper and lower surfaces of the test piece were constrained, and the deformability and deformation resistance were measured.
  • Deformability is evaluated by the maximum compression ratio (called limit upsetting ratio) until cracking occurs from the bottom of the V-groove 1, and deformation resistance is deformation stress when the compression ratio is 60% (60% deformation resistance). Called). If the limit upsetting rate is 50% or more and the deformation resistance value is 800 MPa or less, it can be said that the cold forgeability is excellent.
  • a rotating bending test piece for evaluation of bending fatigue strength and a roller pitching test piece for evaluation of surface fatigue strength were collected from a 1 / 4D position of the steel bar, and these test pieces were subjected to 930 ° C. for 3 hours, After carburizing at a carbon potential of 1.0% by mass, the oil was cooled at 60 ° C. and tempered at 180 ° C. for 1 hour. Each test piece after carburizing was subjected to a rotating bending fatigue test and a roller pitching test. The rotating bending fatigue test was performed at a rotational speed of 3500 rpm, and the fatigue limit strength of 10 7 times was evaluated.
  • the roller pitching test was evaluated with a strength of 10 7 times (limit strength at which pitting occurs on the surface of the test piece) under the conditions of a slip rate of 40% and an oil temperature of 80 ° C. The obtained results are shown in Table 2. If the bending fatigue strength is 800 MPa or more and the surface fatigue strength is 3500 MPa or more, it can be said that the fatigue strength is excellent.
  • V-shaped groove Compressed surface (upper and lower surfaces) 3 Conical groove (restraint groove)

Abstract

　冷間においても良好な鍛造性を示すとともに、浸炭処理後には優れた疲労強度を有する肌焼鋼について提案する。　適切な成分組成の下にSi、CrおよびMnの添加量を適切に管理することによって、冷間鍛造性並びに疲労強度に優れた肌焼鋼を提供する。

Description

肌焼鋼
　本発明は、建産機や自動車の分野で用いられる機械構造部品に供する肌焼鋼、特に冷間鍛造性に優れ、かつ浸炭処理後の疲労強度に優れた肌焼鋼に関する。
　例えば、自動車部品等は棒鋼を冷間成形して製造されるため、その素材には高い冷間鍛造性が要求される。そのため、素材に軟化焼鈍を施して炭化物を球状化し、冷間鍛造性を高めることが行われている。また、鋼の成分組成の観点からは、変形抵抗に大きく影響するSiを低減するなどの提案がなされている。
　ここに、特許文献１には、Siを低減し、また固溶Ｂによる焼入れ性向上効果分だけ他の合金元素を減量することによって、硬さを低くし、冷間鍛造性を向上させることが記載されている。
　また、特許文献２には、固溶強化元素であるSiおよびMnを低減して焼入れ性を固溶Ｂで確保する成分系と、製造条件とを組み合わせることにより、冷間加工性を確保する肌焼鋼についての提案がなされている。
特許第3623313号公報 特許第3764586号公報
　上記の特許文献１および２に記載の技術では、Ｂによる焼入れ性向上効果を利用しているが、Ｂの焼入れ性向上効果は冷却速度による影響が大きく、一方、冷間鍛造品は複雑な形状を有する場合がほとんどであるため、浸炭焼入れ時における部品内部の冷却速度は不均一となりやすく、結果として、浸炭処理後の寸法精度の低下や、部品強度不足を生じるという問題があった。また、Ｂの焼入れ性効果を低減させない目的で、Tiを添加しているが、Tiの窒化物は鋳造時の凝固段階で生じるため、粗大になりやすく、疲労破壊の起点となり部品寿命を低下させてしまうという問題もあった。
　本発明は、上記の実状に鑑み開発されたものであり、冷間においても良好な鍛造性を示すとともに、浸炭処理後には優れた疲労強度を有する肌焼鋼について提案することを目的とする。
　発明者らは、上記の目的を達成すべく、肌焼鋼の成分組成について鋭意研究した結果、適切な成分組成の下にSi、CrおよびMnの添加量を適切に管理することによって、冷間鍛造性並びに疲労強度に優れた肌焼鋼が得られることを見出した。
　本発明は上記の知見に立脚するものである。すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）Ｃ：0.10～0.35質量％、
　Si：0.01～0.13質量％、
　Mn：0.30～0.80質量％、
　Ｐ：0.02質量％以下、
　Ｓ：0.03質量％以下、
　Al：0.01～0.045質量％、
　Cr：0.5～3.0質量％、
　Ｂ：0.0005～0.0040質量％、
　Nb：0.003～0.080質量％および
　Ｎ：0.0080質量％以下
を下記（１）及び（２）を満足する範囲で含有し、不純物として含まれるTiを0.005質量％以下に抑制し、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する肌焼鋼。
　　　　　　　　　　　　記
　3.0[％Si]＋9.2[％Cr]＋10.3[％Mn]≧10.0　　・・・（１）
　3.0[％Si]＋1.0[％Mn]＜1.0 　　　　　　　　・・・（２）
　　但し、[％Ｍ]は、元素Ｍの含有量(質量％)
（２）前記成分組成は、さらに、
　Cu：0.5質量％以下、
　Ni：0.5質量％以下および
　Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記（１）に記載の肌焼鋼。
　本発明によれば、優れた冷間鍛造性と高い疲労強度とを両立させた肌焼鋼を提供することができる。
Alを0.048質量％含む鋼材の、浸炭後部材の表面から内部４mm位置までの平均硬度および測定された硬度範囲を示すグラフである。 Alを0.043質量％含む鋼材の、浸炭後部材の表面から内部４mm位置までの平均硬度および測定された硬度範囲を示すグラフである。 Al含有量と硬度のバラツキの最大値との関係を示すグラフである。 SiおよびMnの添加量バランスと変形抵抗上昇量との関係を示すグラフである。 限界据込率評価用のＶ溝付き冷間鍛造試験片の形状を示す図である。
　以下、本発明の肌焼鋼において、その鋼組成を上記の範囲に限定した理由について詳しく説明する。
Ｃ：0.10～0.35質量％
　冷間鍛造品に施す浸炭熱処理後の焼入れにより、該鍛造品中心部の硬度を高めるために、0.10質量％以上のＣを必要とする。一方、Ｃの含有量が0.35質量％を超えると、芯部の靭性が低下するため、Ｃ量は0.10～0.35質量％の範囲に限定した。好ましくは、0.25質量％以下の範囲である。より好ましくは、0.20質量％以下の範囲である。
Si：0.01～0.13質量％
　Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも0.01質量％以上の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促進する元素であり、また、フェライトを固溶強化し変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させる。そのために、上限を0.13質量％とする。好ましくは0.02～0.10質量％である。さらに好ましくは、0.02～0.09質量％である。
Mn：0.30～0.80質量％
　Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30質量％の添加を必要とする。しかし、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を0.80質量％とした。好ましくは0.60質量％以下であり、より好ましくは0.55質量％以下である。
Ｐ：0.02質量％以下
　Ｐは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.02質量％までは許容される。好ましくは、0.018質量％以下である。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、無駄な低Ｐ化は精錬時間の増長や精錬コストを上昇させてしまうため、かような観点からは0.012％以上にするとよい。
Ｓ：0.03質量％以下
　Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.03質量％とした。また、下限については特に限定しないが、被削性の確保のために0.012％以上としてもよい。
Al：0.01～0.045質量％
　Alを過剰に添加すると、鋼中のＮをAlNとして固定することによって、Ｂの焼入れ性効果を発現させてしまう。浸炭処理後の部品強度を安定化させるためには、Ｂの焼入れ性効果を発現させないことが重要であり、そのためには、上限を0.045質量％とする必要がある。
　ここで、Ｂを10ppmおよびＮを45ppm含み、かつAlの添加量を0.048質量％と0.043質量％とした場合の、浸炭後部材の表面から内部４mm位置までの平均硬度及び測定された硬度範囲を、図１および図２にそれぞれ示す。
　図１および図２から明らかなように、Al量が0.048質量％の場合（図１）には、表面からの各深さ位置（図中の横軸）における、測定された硬度範囲（図中の上の破線と下の破線との間隔）が、Al：0.043質量％の場合（図２）よりも大きく、各深さ位置における硬度のバラツキが大きいことがわかる。
　図３には、Ｂを10ppmおよびＮを45ppm含み、かつAlの添加量を変化させた場合の、硬度のバラツキの最大値（図１あるいは図２における、上の破線と下の破線との縦軸上の間隔の最大値）の変化を示す。
　同図から明らかなように、Alの添加量を0.045質量％以下にすることによって、浸炭後部材の表面から内部に向かう硬度のバラツキ幅が小さくなることがわかる。以上の結果から、Al量の上限値は0.045質量％とする。
　なお、図１～図３に結果を示した実験は、次の条件にて行った。すなわち、実験に用いた鋼は、Ｃ：0.16質量％、Si：0.09質量％、Mn：0.53質量％、Ｐ：0.012質量％、Ｓ：0.012質量％、Cr：1.9質量％、Ｂ：0.0015質量％、Nb：0.025質量％およびＮ：0.0065質量％を含み、さらにAlを上述のとおりの添加量とし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼とした。これらの鋼を、直径25mmの丸棒に加工した後、930℃、３時間、カーボンポテンシャル1.0質量％の浸炭を実施後、60℃で油冷し、180℃、１時間の焼戻し処理を施した。この焼戻し処理を施した丸棒の断面の表面から内部４mm位置までの硬度を同一断面内で深さ位置毎に10箇所ずつ測定し、各表面からの深さ位置における、ビッカース硬度の平均値、最大値および最小値を求めた。
　一方、Alは脱酸に有効な元素でもあるため、下限を0.01質量％とする。好ましくは、0.01～0.040質量％であり、さらに好ましくは0.015～0.035％である。
Cr：0.5～3.0質量％
　Crは、焼入性のみならず、焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が0.5質量％に満たないと、その添加効果に乏しく、一方、3.0質量％を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.5～3.0質量％の範囲に限定した。好ましくは0.7～2.5質量％の範囲である。
Ｂ：0.0005～0.0040質量％
　Ｂは、鋼中でＮと結合することによって、固溶Ｎを低減させる効果があり、そのため、固溶Ｎによる冷間鍛造時の動的ひずみ時効を低減することが可能であり、鍛造時の変形抵抗を下げることに寄与する。このためには、0.0005％以上の添加が必要であり、一方で、0.0040％を超えると、変形抵抗低減効果は飽和し、むしろ靱性の低下を招くことから、Ｂ量は0.0005～0.0040質量％の範囲に限定した。より好ましくは、0.0005～0.0030質量％の範囲である。
Nb：0.003～0.080質量％
　Nbは、鋼中でNbCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒の粗粒化をピン止め効果により抑制する。この効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上の添加が必要である。一方、0.080質量％を超えて添加すると、粗大なNbCの析出による粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、0.080質量％以下とする。好ましくは、0.010～0.060質量％である。さらに好ましくは、0.015～0.045質量％である。
Ti：0.005質量％以下
　Tiは、鋼中への混入を極力回避することが肝要である。Tiは、Ｎと結合して粗大なTiNを形成しやすく、また、Nbとの同時添加は粗大析出物をより生じやすくし、疲労強度の低下を招くことから、不純物として含まれるTi量の上限を0.005質量％とする。より好ましくは、0.003質量％以下とする。
Ｎ：0.0080質量％以下
　Ｎは、鋼中に固溶し、冷間鍛造時に動的ひずみ時効を生じ、変形抵抗を増大させてしまうため、混入を極力回避する必要がある。従って、Ｎの混入量を0.0080質量％以下に制限する。好ましくは、0.0070質量％以下であり、さらに好ましくは、0.0065質量％以下である。
　以上、本発明の基本成分の適正組成範囲について説明したが、本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分であり、特にSi、MnおよびCrについて、次式（１）及び（２）の関係を満足させることが重要である。
　3.0[％Si]＋9.2[％Cr]＋10.3[％Mn]≧10.0　　・・・（１）
　3.0[％Si]＋1.0[％Mn]＜1.0 　　　　　　　　・・・（２）
　　但し、[％Ｍ]は、元素Ｍの含有量(質量％)
　上掲（１）式は、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗性に影響を与える因子であり、この（１）式を満足しないと、浸炭処理後の疲労強度不足を引き起こしてしまう。また、上掲(２)式は、冷間鍛造性に影響を与える因子であり、(２)式を満たす場合、SiとMnによる固溶強化を抑えることができ、冷間鍛造時の変形抵抗を低減し金型寿命を向上させることができる。
　ここで、SiとMnの添加量のみを変化させた場合につき、SiおよびMnが無添加の場合をベースとして変形抵抗上昇量を算出した。その結果を図４に示すように、3.0[％Si]＋1.0[％Mn]が１未満になると、変形抵抗上昇量が確実に抑制されることがわかる。なお、図４に結果を示した実験は、次の条件にて行った。
　すなわち、Ｃ：0.18質量％、Si：無添加、Mn：無添加、Ｐ：0.012質量％、Ｓ：0.012質量％、Al：0.034質量％、Cr：1.7質量％、Ｂ：0.0013質量％、Nb：0.030質量％およびＮ：0.0052質量％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼をベースとし、Siを0.03～0.20質量％の範囲で、Mnを0.34～1.2質量％の範囲で種々変化させた12種類の鋼を、直径40mmに熱間圧延したのち、後述する冷間鍛造性評価方法にて変形抵抗を測定し、SiおよびMnが無添加の場合の変形抵抗を基準とし、変形抵抗上昇量を比較した。
　以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、その他にも必要に応じて、更に、Cu：0.5質量％以下、Ni：0.5質量％以下およびＶ：0.1質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
　すなわち、Cuは、焼き入れ性の向上に有効な元素であり、好ましくは0.05質量％以上で添加するが、多量の添加は鋼材の表面性状の劣化や合金コストの増加を招くため、上限を0.5質量％とした。
　NiおよびＶは、焼入れ性や靭性の向上に有効な元素であり、好ましくはそれぞれ0.05質量％以上および0.01質量％以上であるが、高価であることから上限をそれぞれ0.5質量％および0.1質量％とした。
　以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製し、該溶鋼から作製したブルームに熱間圧延を施して40mmφの棒鋼に成形した。得られた棒鋼について、冷間鍛造性の評価を行った。
　ここで、冷間鍛造性は、変形抵抗および限界据込率の２項目で評価した。
　すなわち、圧延ままの棒鋼の、外周面から棒鋼の直径Ｄの1/4の深さの位置（以下、1/4Ｄ位置と称する）が軸中心となるように、直径15mmおよび高さ：22.5mmの円柱状の試験片を採取した。得られた円柱状の試験片の上下面の中心位置に、底面が２mmφで中心角度が120°の円錐状の溝を作製し、これを拘束溝とした。また、円柱状の試験片の側面には、高さ方向に延びるＶ字状の設け、切欠き付円柱試験片とした。なお、図５（ａ）は冷間鍛造性評価のために使用した切欠き付き円柱試験片形状を示す上面図、図５（ｂ）は、その側面図、図５（ｃ）は、図５（ｂ）に示すＶ字状の溝の詳細寸法を示す図である。参照符号１はＶ字状の溝、２は被圧縮面（上下面）および３は円錐状の溝（拘束溝）である。
　冷間鍛造性の評価は、この試験片の上下面を拘束した状態で被圧縮面２に圧縮荷重を加えて圧縮試験を行い、変形能と変形抵抗を測定した。変形能は、Ｖ溝１の溝底から割れが発生するまでの最大圧縮率（限界据込率と呼ぶ）で評価し、変形抵抗は圧縮率：60 ％のときの変形応力（60％変形抵抗と呼ぶ）で評価した。限界据込率が50 ％以上、変形抵抗値が800MPa以下であれば、冷間鍛造性は優れているといえる。
　次に、疲労特性は、曲げ疲労と面疲労の２項目で評価した。
　すなわち、上記の棒鋼の1/4Ｄ位置から曲げ疲労強度の評価用の回転曲げ試験片と、面疲労強度の評価用のローラーピッチング試験片を採取し、これらの試験片に930℃、３時間、カーボンポテンシャル1.0質量％の浸炭を実施後、60℃で油冷し、180℃、１時間の焼戻し処理を施した。浸炭後の各試験片につき、回転曲げ疲労試験およびローラーピッチング試験を行った。回転曲げ疲労試験は、回転数3500rpmで実施し、107回の疲労限強度を評価した。また、ローラーピッチング試験は、すべり率40％、油温80℃の条件で107回強度(試験片表面にピッチングが発生する限界強度)で評価した。得られた結果を表２に示す。曲げ疲労強度が800MPa以上、面疲労強度が3500MPa以上であれば、疲労強度は優れているといえる。
　表２に示すとおり、本発明に従う発明例はいずれも、冷間鍛造性に優れかつ疲労強度にも優れていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　１　Ｖ字状の溝
　２　被圧縮面（上下面）
　３　円錐状の溝（拘束溝）

Claims (2)

  1. 　Ｃ：0.10～0.35質量％、
    　Si：0.01～0.13質量％、
    　Mn：0.30～0.80質量％、
    　Ｐ：0.02質量％以下、
    　Ｓ：0.03質量％以下、
    　Al：0.01～0.045質量％、
    　Cr：0.5～3.0質量％、
    　Ｂ：0.0005～0.0040質量％、
    　Nb：0.003～0.080質量％および
    　Ｎ：0.0080質量％以下
    を下記（１）及び（２）を満足する範囲で含有し、不純物として含まれるTiを0.005質量％以下に抑制し、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する肌焼鋼。
    　　　　　　　　　　　　記
    　3.0[％Si]＋9.2[％Cr]＋10.3[％Mn]≧10.0　　・・・（１）
    　3.0[％Si]＋1.0[％Mn]＜1.0 　　　　　　　　・・・（２）
    　　但し、[％Ｍ]は、元素Ｍの含有量(質量％)
  2. 　前記成分組成は、さらに、
    　Cu：0.5質量％以下、
    　Ni：0.5質量％以下および
    　Ｖ：0.1質量％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
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