WO2015133273A1 - 肌焼鋼鋼線 - Google Patents

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国男 橋口
雅之 堀本
秀樹 今高
徹也 大橋
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to a case-hardened steel wire.
  • automotive parts especially gears and shafts used in transmissions, are generally tempered after surface hardening treatment such as carburizing and quenching. It is manufactured by applying.
  • the above-mentioned “carburizing and quenching” generally uses low-carbon “skin-hardened steel” as raw material steel (dough steel), and infiltrates and diffuses C in a high temperature austenite region of Ac 3 points or more After that, it is a quenching process.
  • carburized parts such as the above gears require higher bending fatigue strength and higher pitching strength than ever before.
  • the “carburized part” will be described below by representing “the gear”.
  • the gear can ensure high bending fatigue strength and high pitching strength.
  • alloy elements such as Ni, Cr and Mo
  • Ni and Mo are both important elements that increase the depth of the carburized layer and the hardness of the core (fabric), and are elements that improve the temper softening resistance.
  • both Ni and Mo are non-oxidizing elements, they have the effect of improving the hardenability of the carburized layer without increasing the depth of the grain boundary oxide layer formed on the surface during gas carburizing. ing.
  • nickel chrome molybdenum steel such as SNCM220H defined in JIS G 4052 (2008) or “chromium molybdenum steel” such as SCM420H is used as “hardened steel” as a material of gears. Many.
  • Patent Literature 1 and Patent Literature 2 propose “hardened steel” and “gear steel with excellent surface fatigue strength”, respectively.
  • Patent Document 2 by mass, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.8% or less, Cr: 1.5 to 2.5% And, if necessary, further comprising at least one selected from Ni: 3.0% or less, Mo: 1.0% or less, and Cu: 1.0% or less, comprising the balance Fe and inevitable impurities, and
  • the amount of Si + Cr is in the range of 1.8 to 2.8%, and further has a surface hardened layer by carbonitriding or quenching and tempering after carbonitriding, and the amount of C + N from the surface to 0.1 mm is 1.0 to
  • a “steel for gears having excellent surface fatigue strength” characterized by being in the range of 2.0% is disclosed.
  • Patent Document 1 secures coarsening resistance during surface hardening treatment by adjusting the amounts of Al, Nb and N in the steel and actively regulates the upper limit values of S and O Although it has a technical idea of ensuring cold workability by doing so, no consideration is given to the form of precipitates. For this reason, the technique of patent document 1 cannot necessarily ensure high pitching strength to components, such as a gearwheel and a shaft.
  • Patent Document 2 has a Si + Cr content in the range of 1.8 to 2.8%, and further has a hardened surface layer by carbonitriding or quenching and tempering after carbonitriding, and is 0.
  • the surface fatigue strength is excellent by setting the C + N amount up to 1 mm in the range of 1.0 to 2.0%, no consideration is given to cold workability. For this reason, it is not always possible to ensure both high pitching strength and cold workability in parts such as gears and shafts.
  • An object of the present invention is a case-hardened steel having a low component cost, excellent bending fatigue strength, pitching strength, cold workability and coarse grain resistance, and suitable for use as a material for carburized parts such as gears and shafts.
  • the object of the present invention is to provide good workability in cold working such as cold forging, and to prevent the inclusion of expensive elements Ni and Mo, or their content as much as possible.
  • An object of the present invention is to provide a case-hardened steel wire capable of ensuring pitching strength and coarsening resistance.
  • the term “steel wire” refers to a steel material that has been hot rolled or forged into a rod shape, that is, “steel”, “wire”, or “burn-in coil” after spheroidizing and annealing, The shape is finished by drawing, drawing, etc., and the shape includes a so-called “bar” shape in addition to a coil shape.
  • the present inventors have made various studies in order to solve the above-described problems. As a result, first, the following findings (a) to (d) were obtained.
  • Coarse MnS is the starting point of cracking during cold forging. For this reason, it is necessary to reduce coarse MnS as much as possible in order to suppress cracking during cold forging.
  • the present inventors further ensured the hardenability corresponding to the Ni and Mo content reduction, and also optimized the Mn and S contents and their balance to suppress the formation of coarse MnS.
  • Various studies were conducted. As a result, the following findings (e) to (i) were obtained.
  • type B and type D large hard inclusions measured according to ASTM-E45-13 method A, that is, mainly Al It is necessary to suppress type B inclusions, which are 2 O 3 inclusions, and type D inclusions, which are mainly TiN inclusions, having a large thickness. This is because the large hard inclusions of type B and type D described above serve as starting points for fatigue failure.
  • the content of Ti and O (oxygen) among impurities is particularly 0.005% or less and 0.0020%, respectively. It is necessary to control the following.
  • secondary refining is repeated or during continuous casting. It is desirable to perform electromagnetic stirring.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having a circle-equivalent diameter of 100 nm or more at a position of 1 ⁇ 2 radius from the surface of the steel wire is 100 or less in 100 ⁇ m 2 . If the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 5 nm or more and less than 100 nm is 100 or more in 25 ⁇ m 2 , coarsening during carburizing and quenching is suppressed. be able to.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is the case-hardened steel wire shown below.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.10 to 0.24%, Si: 0.16 to 0.35%, Mn: 0.40 to 1.00%, S: 0.005 to 0.050%, Cr: 1.65 to 1.90%, Al: 0.015 to 0.060%, Nb: 0.005 to 0.060%, N: 0.0130 to 0.0250%, Cu: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, V: 0 to 0.20%, Ca: 0 to 0.0050%, Balance: Fe and impurities,
  • the values of Fn1, Fn2 and Fn3 represented by the following formulas (i), (ii) and (iii) are 15 ⁇ Fn1 ⁇ 150, 0.75 ⁇ Fn2 ⁇ 1.40 and 0.30, respectively.
  • the chemical composition is mass%, The case-hardened steel wire according to (1) above, which contains one or more selected from Cu: 0.05 to 0.20% and Ni: 0.05 to 0.20%.
  • the chemical composition is mass%, The case-hardened steel wire according to any one of (1) to (3), containing Ca: 0.0003 to 0.0050%.
  • the case-hardened steel wire of the present invention is excellent in cold workability and has low component cost, and the carburized parts made from this case-hardened steel wire are made of “chrome molybdenum” defined in JIS G 4052 (2008). It has bending fatigue strength, pitting strength, and coarse grain resistance, which are the same as or higher than those of carburized parts made of SCM420H of “steel”. For this reason, the case-hardened steel wire of the present invention is suitable for use as a material for carburized parts such as gears and shafts that require high bending fatigue strength and high wear resistance in order to reduce weight and torque. .
  • FIG. 5 is a front view when a coarse roller pitching large roller test piece is halved by a center line, and (b) is a cross-sectional view at the center line.
  • the unit of the dimension in the figure is “mm”.
  • FIG. 6 is a diagram showing a heat pattern of “carburization quenching-tempering” performed on the test piece shown in FIG. 5 in Examples. It is a figure which shows the finishing shape of the Ono type
  • the unit of the dimension in the figure is “mm”.
  • FIG. 10 It is a figure which shows the finishing shape of the roller pitching small roller test piece used in the Example.
  • the unit of the dimension in the figure is “mm”.
  • FIG. 10 (a) is a front view when a roller pitching large roller test piece is halved by a center line, and (b) is a cross-sectional view at the center line.
  • the unit of the dimension in the figure is “mm”.
  • C 0.10 to 0.24%
  • C is an essential element for ensuring the strength of carburized parts such as gears and shafts, and a content of 0.10% or more is necessary.
  • the content of C is too large, the hardness increases and machinability is lowered.
  • the content exceeds 0.24% the machinability is significantly lowered due to the increase in hardness.
  • the C content is 0.10 to 0.24%.
  • it is preferable that content of C is 0.13% or more, and it is preferable that it is 0.23% or less.
  • Si 0.16-0.35%
  • Si has an action of improving hardenability and a deoxidizing action. Further, Si has resistance to temper softening and has an effect of preventing the surface from being softened under the condition that the sliding surface such as a gear is exposed to a high temperature. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.16% or more of Si.
  • Si is an oxidizing element, when its content increases, Si is selectively oxidized by a small amount of H 2 O or CO 2 contained in the carburizing gas, and Si oxide is generated on the steel surface. Therefore, the depths of the grain boundary oxide layer and the incompletely quenched layer, which are carburized abnormal layers, are increased.
  • the Si content is set to 0.16 to 0.35%.
  • the Si content is preferably 0.18% or more, and preferably 0.30% or less.
  • the Si content is within the above range, and Fn2 and Fn3 represented by the above formulas (ii) and (iii) are 0.75 ⁇ Fn2 ⁇ 1.40 and 0.30 ⁇ Fn3 ⁇ 0. It is also necessary to satisfy 65.
  • Mn 0.40 to 1.00%
  • Mn has an action of improving hardenability and a deoxidizing action. Mn also has the effect of suppressing temper softening. In order to obtain these effects, a Mn content of 0.40% or more is necessary. However, if the Mn content increases, the hardness increases and the machinability decreases. In particular, when the content exceeds 1.00%, the machinability is significantly decreased due to the increase in hardness. Become.
  • Mn is an oxidizing element, so if its content increases, Mn oxide is generated on the steel surface, so the grain boundary oxide layer and incomplete quenching, which are carburizing abnormal layers. The depth of the layer increases.
  • the Mn content is set to 0.40 to 1.00%.
  • the Mn content is preferably 0.50% or more, and preferably 0.95% or less.
  • the content of Mn needs to satisfy 15 ⁇ Fn1 ⁇ 150 and 0.75 ⁇ Fn2 ⁇ 1.40 for Fn1 and Fn2 represented by the above formulas (i) and (ii) There is.
  • S 0.005 to 0.050% S combines with Mn to form MnS and has the effect of improving machinability. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.005% or more of S. However, if the S content exceeds 0.050%, coarse MnS is formed, and cold forgeability and bending fatigue strength are reduced. Therefore, the S content is set to 0.005 to 0.050%.
  • the content of S is preferably 0.010% or more, and preferably 0.040% or less.
  • Fn1 represented by the above formula (i) it is necessary for Fn1 represented by the above formula (i) to satisfy 15 ⁇ Fn1 ⁇ 150 within the above range of the S content.
  • Cr 1.65 to 1.90%
  • Cr has the effect of improving hardenability.
  • Cr has resistance to temper softening and has an effect of preventing the surface from being softened under the condition that the sliding surface of the carburized parts such as gears and shafts is exposed to high temperature.
  • a Cr content of 1.65% or more is required.
  • the Cr content increases, the hardness increases and machinability is reduced.
  • the content exceeds 1.90%, the machinability is significantly reduced as the hardness increases. Become.
  • Cr is an oxidizing element, so if its content increases, Cr oxide is generated on the steel surface, so the grain boundary oxidation layer, which is an abnormal carburizing layer, and incomplete The depth of the hardened layer increases. And when the depth of the carburizing abnormal layer is increased, the bending fatigue strength and the pitching strength are reduced. In particular, when the Cr content exceeds 1.90%, the bending fatigue strength due to the increase in the depth of the carburizing abnormal layer and The decrease in pitching strength becomes significant. Therefore, the Cr content is 1.65 to 1.90%. The content of Cr is preferably 1.85% or less.
  • the Cr content is within the above range, and Fn2 and Fn3 represented by the above formulas (ii) and (iii) are 0.75 ⁇ Fn2 ⁇ 1.40 and 0.30 ⁇ Fn3 ⁇ 0. It is necessary to satisfy 65.
  • Al 0.015 to 0.060%
  • Al has a deoxidizing action. Moreover, Al also has the effect
  • the Al content is less than 0.015%, it is difficult to obtain the above effect.
  • the Al content is excessive, the machinability is lowered due to the formation of hard and coarse Al 2 O 3 , and the bending fatigue strength is also lowered. In particular, when the Al content exceeds 0.060%, the machinability and bending fatigue strength are significantly reduced. Therefore, the Al content is set to 0.015 to 0.060%.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, and preferably 0.055% or less.
  • Nb 0.005 to 0.060%
  • Nb combines with C and N to form fine carbides, nitrides or carbonitrides to refine crystal grains, and has the effect of improving bending fatigue strength and pitching strength. To obtain this effect, an Nb content of 0.005% or more is necessary.
  • the Nb content is set to 0.005 to 0.060%.
  • the Nb content is preferably 0.015% or more, and preferably 0.050% or less.
  • N 0.0130 to 0.0250%
  • N has the effect of making the crystal grains finer by forming nitrides and improving the bending fatigue strength. In order to acquire this effect, it is necessary to contain N 0.0130% or more. However, when the content of N is excessive, coarse nitrides are formed and the toughness is reduced. In particular, when the content exceeds 0.0250%, the toughness and the cold forgeability are reduced. It becomes remarkable. In addition, type D large inclusions are easily generated, and bending fatigue strength and pitching strength are reduced. Therefore, the N content is 0.0130 to 0.0250%. The N content is preferably 0.0200% or less.
  • the case-hardened steel wire according to the present invention consists of the above-described elements from C to N, the balance being Fe and impurities, and further satisfying the conditions for Fn1, Fn2 and Fn3 described later, P in the impurities, It has a chemical composition in which the contents of Ti, Mo and O (oxygen) are limited to the ranges described below.
  • impurities in the “Fe and impurities” as the balance are those that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore or scrap, when industrially manufacturing steel materials. Point to.
  • Fn1 is smaller than 15, the content of S becomes excessive, and generation of coarse MnS is inevitable.
  • Fn1 is larger than 150, the Mn content is excessive and coarse MnS is generated in the central segregation part. Therefore, in any case, the bending fatigue strength is reduced, and cracks during cold forging are difficult to avoid. Therefore, for Fn1, 15 ⁇ Fn1 ⁇ 150.
  • Fn1 is preferably 30 or more, and preferably 100 or less.
  • Fn2 0.75 to 1.40
  • the grain boundary oxide layer and the incompletely hardened layer are carburized abnormal layers. It is necessary to reduce the depth.
  • the content of Cr, Si and Mn among the oxidizing elements is set in the above range, and the content balance of these elements is expressed by the following formula (ii).
  • Fn2 needs to be in the range of 0.75 to 1.40.
  • Fn2 Cr / (Si + 2Mn) (ii)
  • the element symbol in the said formula represents content in the mass% of the element.
  • Fn2 is smaller than 0.75 and larger than 1.40, the depth of the carburized abnormal layer is increased, so that the bending fatigue strength and the pitching strength are lowered. Therefore, suppose that 0.75 ⁇ Fn2 ⁇ 1.40 for Fn2.
  • Fn2 is preferably 0.80 or more, and preferably 1.30 or less.
  • Fn3 0.30 to 0.65
  • high-temperature strength that is, temper softening resistance
  • the content of Si and Cr must be within the above range
  • Fn3 represented by the following formula (iii) must be within the range of 0.30 to 0.65.
  • Fn3 Si ⁇ Cr (iii)
  • the element symbol in the said formula represents content in the mass% of the element.
  • Fn3 is less than 0.30, the temper softening resistance is low, and a desired pitching strength cannot be obtained.
  • Fn3 is larger than 0.65, the bending fatigue strength and the pitching strength are significantly reduced due to the increased depth of the carburized abnormal layer. Therefore, it is assumed that 0.30 ⁇ Fn3 ⁇ 0.65 for Fn3.
  • Fn3 is preferably 0.60 or less.
  • the contents of P, Ti, Mo and O in the impurities are P: 0.020% or less, Ti: 0.005% or less, Mo: 0.03% or less, and O, respectively. : It is necessary to limit to 0.0020% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity contained in the steel and segregates at the grain boundaries to embrittle the steel.
  • the content exceeds 0.020%, the degree of embrittlement becomes significant. Therefore, the P content is 0.020% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less.
  • Ti 0.005% or less Since Ti has a high affinity with N, it combines with N in steel to form TiN, which is a hard and coarse type D non-metallic inclusion, resulting in bending fatigue strength and pitching. The strength is lowered and the machinability is also lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.005% or less.
  • Mo 0.03% or less Mo is an expensive element, and if contained, the component cost increases. Further, when the content of Mo in the impurities varies, the mechanical properties are not stable. Therefore, the Mo content is set to 0.03% or less.
  • O 0.0020% or less
  • O oxygen
  • Si silicon
  • Al aluminum
  • the like in steel to generate an oxide.
  • the oxides in particular, Al 2 O 3 which is a non-metallic inclusion of type B is hard, so that machinability is lowered and bending fatigue strength and pitching strength are also lowered. Therefore, the content of O is set to 0.0020% or less.
  • the O content is preferably 0.0015% or less.
  • the case-hardened steel wire according to the present invention may contain one or more elements selected from the elements shown in the following ⁇ 1> to ⁇ 3>.
  • Cu 0 to 0.20% Since Cu has the effect
  • the amount of Cu is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.07% or more.
  • Ni 0 to 0.20%
  • Ni has an effect of improving hardenability. Furthermore, since Ni has a function of improving toughness and is a non-oxidizing element, the steel surface can be toughened without increasing the depth of the grain boundary oxide layer during carburizing. For this reason, in order to acquire these effects, you may contain Ni.
  • Ni is an expensive element, and excessive addition leads to an increase in component cost. In particular, when the Ni content exceeds 0.20%, the cost increase becomes large. Therefore, the amount of Ni in the case of inclusion is set to 0.20% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.07% or more.
  • the total amount in the case where the two kinds of Cu and Ni are combined and contained is 0.30% or less.
  • V has the effect of combining with C and N to form fine carbides, nitrides and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength and pitching strength.
  • V may be contained.
  • the V content is excessive, the hot ductility is deteriorated.
  • the V content exceeds 0.20%, the hot ductility is significantly reduced, such as hot rolling and hot forging. Surface scratches are likely to occur during hot working. Therefore, the V content in the case of inclusion is 0.20% or less.
  • the amount of V is preferably 0.10% or less.
  • the amount of V is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.07% or more.
  • Ca 0 to 0.0050%
  • Ca has the effect
  • excessive Ca addition leads to an increase in the component cost.
  • the Ca content exceeds 0.0050%, the machinability improving effect is saturated, so the cost is increased and the economy is impaired.
  • the Ca content in the case of inclusion is 0.0050% or less.
  • the amount of Ca is preferably 0.0030% or less.
  • the amount of Ca is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • a slab or steel ingot obtained by melting a case-hardened steel having the chemical composition described in the above section (A) and casting it is heated for 30 to 1200 minutes at a temperature of 1150 to 1350 ° C. Bulk rolling into steel slabs.
  • the steel slab is heated to a temperature of 1150 ° C. or lower, preferably 900 to 1150 ° C. for 15 to 120 minutes, and then the finishing temperature is set to 800 ° C. or higher.
  • the steel plate is cooled by cooling at a cooling rate in the temperature range of 800 to 500 ° C.
  • the hardness at a position of 50 ⁇ m from the more preferable surface is 230 or less in HV.
  • the minimum of the hardness of a 50 micrometer position from the surface of the case hardening steel wire which concerns on this invention will be about 130 in HV.
  • the case-hardened steel having the chemical composition described in the section (A) is melted in a vacuum melting furnace or in a converter. It is preferable to repeat secondary refining or to perform electromagnetic stirring during continuous casting.
  • the spheroidizing annealing method in producing the case-hardened steel wire according to the present invention is not particularly specified, and for example, an appropriate method is selected from a long-time heating method, a repeated heating cooling method, a slow cooling method, and an isothermal transformation method. do it. Furthermore, methods such as cold drawing and drawing are not particularly specified, and may be performed by a normal method.
  • (C) Precipitate at half the radius from the surface In the case-hardened steel wire according to the present invention, the total number of Al precipitates and Nb precipitates having a circle-equivalent diameter of 100 nm or more at a position of 1 ⁇ 2 radius from the surface is 100 in 100 ⁇ m 2. The total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 5 nm or more and less than 100 nm must be 100 or more in 25 ⁇ m 2 .
  • a fine precipitate having a pinning effect specifically, a circle
  • the number of precipitates having an equivalent diameter of 5 nm or more and less than 100 nm is reduced, and coarse precipitates adversely affect the pitching strength.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 100 nm or more is 100 per 100 ⁇ m 2 as the coarse precipitates. If it exceeds, not only the pinning effect can be secured, but also the pitching strength is lowered.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 100 nm or more is preferably 80 or less in 100 ⁇ m 2 , and is very preferably 0.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 5 nm or more and less than 100 nm is 25 ⁇ m 2 as the fine precipitates.
  • the number is 100 or more, the pinning effect is exerted, and coarsening during carburizing and quenching can be suppressed, and a good pitching strength can be secured stably.
  • the circle equivalent diameters of the Al precipitates and Nb precipitates as fine precipitates at a position 1/2 the radius from the surface are preferably 10 nm or more, and preferably 80 nm or less.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 5 nm or more and less than 100 nm at the above position is preferably 110 or more in 25 ⁇ m 2 , and the larger the better. .
  • Al precipitate specifically refers to “AlN”
  • Nb precipitate specifically refers to “NbC, NbN and Nb (CN)”.
  • the precipitate at the position of radius 1 ⁇ 2 from the surface is the production method described in the section (B), that is, the chemical composition described in the section (A).
  • a slab or steel ingot obtained by melting and casting a case-hardened steel is rolled into a steel slab, and the steel slab is hot-rolled and manufactured by adjusting the cooling conditions after the hot rolling is completed.
  • This can be obtained by spheroidizing annealing using a steel bar, a wire rod, etc., and then further drawing and drawing in a cold state.
  • Al and Nb are dissolved in the steel by heating at a temperature of 1150 to 1350 ° C. for 30 to 1200 minutes during the batch rolling described in the section (B), and also described in the section (B). This is because the Ostwald growth of precipitates is unlikely to occur in hot rolling of steel slabs.
  • Steels 1 to 22 having the chemical composition shown in Table 1 were melted by a converter or a vacuum melting furnace to produce a slab or an ingot.
  • steels 1 to 10 and 18 to 20 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • steels 12 and 13 are steels in which the content of individual elements is within the range defined by the present invention, but Fn1 is outside the conditions defined by the present invention, and steels 14 and 15 are individual elements. Although the content of is within the range defined by the present invention, Fn2 is a steel that deviates from the conditions defined by the present invention.
  • Steels 16 and 17 are steels in which Fn3 deviates from the conditions defined in the present invention, although the content of each element is within the range defined in the present invention.
  • the steels 21 and 22 are steels in which the content of at least one element deviates from the conditions defined in the present invention.
  • Steel 11 is steel corresponding to SCM420H specified in JIS G 4052 (2008), and is out of the conditions specified in the present invention.
  • steel bars having a diameter of 35 mm were produced from the ingot by the following steps [2] and [3].
  • each ingot was held at the temperature and time shown in Table 2, and then hot forged to produce a steel bar having a diameter of 45 mm.
  • Table 2 shows the forging finishing temperature of the steel bar and the cooling rate in the temperature range of 800 to 500 ° C.
  • Spheroidizing annealing The steel bar and the burn-in coil having a diameter of 35 mm were subjected to spheroidizing annealing that was held at 760 ° C. for 10 hours, gradually cooled to 650 ° C. over 9 hours, and then allowed to cool.
  • each steel wire having a diameter of 33 mm is longitudinally cut from the surface at a half radius position, that is, parallel to the length direction, and an extracted replica sample is prepared from the cut surface by a general method. did.
  • test pieces were prepared from the remaining steel wires having a diameter of 33 mm obtained as described above by the steps [6] to [8] below. Furthermore, the test piece shown in [6] was cut out from a steel bar of SCM420H specified in JIS G 4052 (2008) having a diameter of 140 mm prepared separately.
  • Machining (roughing or finishing): From the center of each steel wire having a diameter of 33 mm, a coarse notched Ono type rotating bending fatigue test piece shown in FIG. 1, parallel to the rolling direction or the forging axis, the coarse shape roller pitching small roller shown in FIG. A test piece, a test piece for evaluation of cold workability shown in FIG. 3, and a test piece for evaluation of coarse grain resistance shown in FIG. 4 were cut out.
  • a steel bar having a diameter of 140 mm was manufactured by rolling the slab of SCM420H defined in JIS G 4052 (2008) melted using a converter, and this was held at 920 ° C. for 2 hours. Later, the coarse roller pitching large roller test piece shown in FIG. 5 was cut out from what was allowed to cool in the atmosphere and normalized.
  • the unit of the dimension in each of the above cut-out test pieces shown in FIGS. 1 to 5 is “mm”, and the three types of inverted triangle symbols in the figure are the description table 1 of JIS B 0601 (1982). Is a “finishing symbol” indicating the surface roughness described in 1.
  • G attached to the finish symbol means an abbreviation of a processing method indicating “grinding” defined in JIS B 0122 (1978).
  • each steel wire having a diameter of 33 mm was subjected to a non-metallic inclusion investigation after water quenching. Details of the survey method will be described later.
  • notched rotary bending fatigue test piece and roller pitching small roller test piece were subjected to the above treatment in a suspended state by passing a wire through a hole processed for suspension.
  • Cp in FIGS. 6 and 7 represents the carbon potential.
  • 130 ° C. oil quenching indicates quenching in oil at an oil temperature of 130 ° C.
  • AC indicates air cooling.
  • test piece was thrown into the quenching oil so that it could be uniformly quenched.
  • the unit of dimension in each of the above-mentioned test pieces shown in FIGS. 8 to 10 is “mm”, and the two types of inverted triangle symbols in the above figures are shown in the explanation table 1 of JIS B 0601 (1982). It is a “finish symbol” indicating the surface roughness described.
  • G attached to the finish symbol means an abbreviation of a processing method indicating “grinding” defined in JIS B 0122 (1978).
  • ⁇ (wave dash) in FIG. 8 is a “waveform symbol”, which means that it is a dough, that is, it remains on the surface subjected to the carburizing and quenching treatment of [7].
  • Hardness measurement at 50 ⁇ m position from the surface The HV (Vickers hardness) at 10 points 50 ⁇ m from the surface of the test piece for mirror-polished hardness measurement is in accordance with “Vickers hardness test-test method” described in JIS Z 2244 (2009). Then, the test force was 0.98N and measured with a Vickers hardness tester, and the arithmetic average value of the 10 points was set to a hardness of 50 ⁇ m position from the surface.
  • ⁇ 2 Investigation of precipitates at a half radius position from the surface:
  • the extracted replica sample produced by the above general method is used using a transmission electron microscope (hereinafter referred to as “TEM”) equipped with an energy dispersive X-ray analyzer (hereinafter referred to as “EDX”).
  • TEM transmission electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray analyzer
  • the total precipitation density was investigated for AlN, which is an Al precipitate, and NbC, NbN, and Nb (CN), which are Nb precipitates.
  • the content and shape of Al and Nb in the precipitates were confirmed by elemental analysis by EDX, 20 fields of view were observed with a TEM magnification of 30000, and the Al precipitates and Nb precipitates were analyzed by image analysis. The areas were calculated, converted into circle areas, and the equivalent circle diameter was determined.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 100 nm or more was counted and converted into the number per 100 ⁇ m 2 area.
  • the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 5 nm or more and less than 100 nm was counted and converted to the number per area of 25 ⁇ m 2 .
  • ⁇ 4 Investigation of anti-coagulation characteristics: The test piece of FIG. 4 produced as described in [6] above was compressed by 70% in height with a hydraulic press at room temperature and with the length in the length direction. Thereafter, in order to simulate heating by carburization, the test piece was heated to 950 ° C. and held for 5 hours, and then water quenching was performed, and each test piece was longitudinally cut to include the central axis, that is, in the height direction. Was cut into parallel to the substrate, embedded in resin so that the cut surface was the test surface, and polished so that the surface had a mirror finish.
  • non-metallic inclusions of type B and type D that have a large thickness specifically, the thickness exceeds 4 ⁇ m and is 12 ⁇ m or less, respectively.
  • the thickness exceeds 4 ⁇ m and is 12 ⁇ m or less, respectively.
  • more than 8 ⁇ m and 13 ⁇ m or less were measured, and each grade was determined.
  • type B and type D non-metallic inclusions having a large thickness are referred to as “BH” and “DH”, respectively.
  • HV at any 10 points at a depth of 0.03 mm from the surface of the test piece is The test force was set to 0.98 N and measured with a micro Vickers hardness meter, and the value was arithmetically averaged to evaluate the surface hardness.
  • the HV at any 10 points in the core that is the portion of the fabric that is not affected by carburization is measured with a micro Vickers hardness tester with a test force of 2.94 N, The values were arithmetically averaged to evaluate the core hardness.
  • the coarse roller pitching small roller test piece carburized and quenched and tempered as described in [7] also crosses the 26.2 mm diameter portion and uses the above-mentioned Ono-type rotary bending fatigue test piece with a notch. Surface hardness and core hardness were measured in the same manner as in
  • the coarse roller pitching small roller test piece carburized and quenched and tempered as described in [7] above is further subjected to water cooling after tempering at 300 ° C. for 1 hour using a vacuum furnace. Also, the surface hardness was measured by the same method as described above.
  • the mirror-finished test piece was tested in accordance with “Vickers hardness test-test method” described in JIS Z 2244 (2009).
  • the test force is 2.94N, measured with a micro Vickers hardness tester, the depth from the surface when HV is 550 is measured, and the minimum value measured at any 10 locations is effective The hardened layer depth was used.
  • the above-mentioned resin-filled test piece is polished again, and the surface portion of the test piece is arbitrarily observed with an optical microscope at a magnification of 1000 times in a state where it is not corroded while being mirror-finished.
  • the oxide layer observed along the grain boundary in the part was defined as the grain boundary oxide layer, and the depth of the grain boundary oxide layer was evaluated by arithmetically averaging the depths.
  • test piece was corroded with nital for 0.2 to 2 seconds, and the surface part of the test piece was arbitrarily observed with an optical microscope at a magnification of 1000 times with 10 visual fields.
  • the incompletely hardened layer was used as an incompletely hardened layer, and the depth of the incompletely hardened layer was evaluated by arithmetically averaging the depths.
  • slip rate is a value calculated by the following formula, where “V1” is the tangential speed of the roller pitching small roller test piece surface and “V2” is the tangential speed of the roller pitching large roller test piece surface Point to. ⁇ (V2-V1) / V1 ⁇ ⁇ 100
  • test numbers 12 to 22 of comparative examples that deviate from the conditions specified in the present invention, at least one of cold workability, coarse grain resistance, bending fatigue strength and pitching strength is present. Inferior.
  • test number 12 since Fn1 of steel 12, that is, [Mn / S] is below the range specified in the present invention, cold workability is inferior. Further, the bending fatigue strength is 490 MPa, which is lower than the test number 11.
  • test number 13 since Fn1 of steel 13, that is, [Mn / S] exceeds the range defined in the present invention, cold workability is inferior. Further, the bending fatigue strength is 480 MPa, which is lower than the test number 11.
  • test number 14 since Fn2 of steel 14, that is, [Cr / (Si + 2Mn)] is below the range defined in the present invention, the bending fatigue strength is 480 MPa, which is lower than test number 11. Also, the pitching strength is 1950 MPa, which is lower than the test number 11.
  • test number 15 since Fn2 of steel 15, that is, [Cr / (Si + 2Mn)] exceeds the range defined in the present invention, the bending fatigue strength is 470 MPa, which is lower than test number 11. Also, the pitching strength is 1950 MPa, which is lower than the test number 11.
  • test number 16 since the Fn3 of steel 16, that is, [Si ⁇ Cr] is below the range defined in the present invention, the pitching strength is 1850 MPa, which is lower than test number 11.
  • test number 17 Fn3 of steel 17, that is, [Si ⁇ Cr] exceeds the range specified in the present invention, so the bending fatigue strength is 490 MPa, which is lower than test number 11. Also, the pitching strength is 1900 MPa, which is lower than the test number 11.
  • test number 18 Although the chemical composition of the steel 18 is within the range specified by the present invention, the hardness at the position of 50 ⁇ m from the surface is 254 in HV, which is higher than the specification of the present invention, so that it is cold workability. Is inferior.
  • test number 19 Although the chemical composition of steel 19 is within the range defined by the present invention, Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 100 nm or more at a position 1/2 the radius from the surface. And the total number of Al precipitates and Nb precipitates having an equivalent circle diameter of 5 nm or more and less than 100 nm is within the range defined by the present invention. Below. For this reason, the anti-roughening property and the pitching strength are inferior to those of Test No. 11.
  • test number 21 the contents of Mn, S and O of steel 21 are higher than the values specified in the present invention, and the Cr content is also higher than the values specified in the present invention. Therefore, the cold workability is inferior, and large hard inclusions of type B of grade 2.5 are observed.
  • the bending fatigue strength is 480 MPa and the pitching strength is 1850 MPa, which is lower than that of test number 11.
  • test number 22 the Ti content of steel 22 is higher than the value specified in the present invention. Therefore, a large type D inclusion of type 1.5 of class 1.5 is observed, and the bending fatigue strength is 470 MPa and the pitching strength is 1900 MPa, which is lower than test number 11.
  • the case-hardened steel wire of the present invention is excellent in cold workability and has a low component cost, and the carburized parts made from this case-hardened steel wire are made of “chrome molybdenum” defined in JIS G 4052 (2008). It has bending fatigue strength, pitting strength, and coarse grain resistance, which are the same as or higher than those of carburized parts made of SCM420H of “steel”. For this reason, the case-hardened steel wire of the present invention is suitable for use as a material for carburized parts such as gears and shafts that require high bending fatigue strength and high wear resistance in order to reduce weight and torque. .

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Abstract

　化学組成が、質量％で、C：0.10～0.24％、Si：0.16～0.35％、Mn：0.40～1.00％、S：0.005～0.050％、Cr：1.65～1.90％、Al：0.015～0.060％、Nb：0.005～0.060％、N：0.0130～0.0250％、Cu：0～0.20％、Ni：0～0.20％、V：0～0.20％、Ca：0～0.0050％、残部：Fe及び不純物であり、〔15≦Mn／S≦150〕、〔0.75≦Cr／（Si＋2Mn）≦1.40〕及び〔0.30≦Si×Cr≦0.65〕を満足し、不純物中のP≦0.020％、Ti≦0.005％、Mo≦0.03％及びO≦0.0020％であり、表面から50μm位置の硬さがHVで250以下、表面から半径の1／2位置において、円相当直径≧100nm及び5nm≦円相当直径＜100nmのAl析出物とNb析出物との合計の個数が各々、100個／100μm2以下及び100個／25μm2以上である肌焼鋼鋼線。

Description

肌焼鋼鋼線
　本発明は、肌焼鋼鋼線に関する。
　自動車部品、なかでもトランスミッションに用いられる歯車、シャフトなどの部品は、曲げ疲労強度向上および面疲労強度（ピッチング強度）向上の観点から、一般に、浸炭焼入などの表面硬化処理を行った後、焼戻しを施して製造されている。
　なお、上記の「浸炭焼入」は、一般に、素材鋼（生地の鋼）として低炭素の「肌焼鋼」を使用し、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入する処理である。
　近年、自動車に、軽量化・高トルク化が要求されている。このため、上記歯車など浸炭部品には、従来にも増して高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とが必要となっている。なお、本明細書においては、以下「浸炭部品」を「歯車」で代表させて説明することがある。
　肌焼鋼にＮｉ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素を多量に含有させると、歯車に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保させることができる。なかでも、ＮｉおよびＭｏはいずれも、浸炭層の深さおよび芯部（生地）の硬さを大きくする重要な元素であり、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素である。しかも、ＮｉおよびＭｏはともに非酸化性の元素であるため、ガス浸炭の際に表面に生成する粒界酸化層の深さを増大させることなく浸炭層の焼入性を向上させる効果も有している。
　このため、歯車の素材となる「肌焼鋼」には、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＮＣＭ２２０Ｈなどの「ニッケルクロムモリブデン鋼」またはＳＣＭ４２０Ｈなどの「クロムモリブデン鋼」が使用されることが多い。
　しかしながら、合金元素を増量すると成分コストの上昇を招くという問題がある。特に近年のＮｉおよびＭｏの価格高騰の状況を踏まえて、ＮｉおよびＭｏの含有量を極力抑えて成分コストを低くすることが求められている。
　例えば、特許文献１および特許文献２には、それぞれ「はだ焼鋼」および「面疲れ強度の優れた歯車用鋼」が提案されている。
　具体的には、特許文献１に、機械構造用はだ焼鋼において、質量で、Ａｌ：０．０２～０．０６％、Ｎ：０．０１５～０．０３％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％でかつ次式、
　Ｎ（％）≧－０．２×Ｎｂ（％）＋０．０２８
　Ａｌ（％）≧２．０×｛Ｎ（％）－０．１５×Ｎｂ（％）｝
の範囲で含有させ、さらにＯ≦１５ｐｐｍ、Ｓ≦０．０１５％に規制したことを特徴とする「はだ焼鋼」が開示されている。
　また、特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｃｒ：１．５～２．５％であり、必要に応じてさらに、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつＳｉ＋Ｃｒ量が１．８～２．８％の範囲であり、さらに、浸炭窒化または浸炭浸窒後焼入焼戻しによる表面硬化層を有し、表面から０．１ｍｍまでのＣ＋Ｎ量が１．０～２．０％の範囲であることを特徴とする、「面疲れ強度の優れた歯車用鋼」が開示されている。
特開昭５８－４５３５４号公報 特開平９－２９６２５０号公報
　特許文献１で開示された技術は、鋼中のＡｌ、ＮｂおよびＮの量を調整することによって表面硬化処理時に耐粗粒化特性を確保するとともに、ＳおよびＯの上限値を積極的に規制することにより冷間加工性を確保するという技術的思想を有するものの、析出物の形態についての配慮がなされていない。このため、特許文献１の技術は、必ずしも、歯車、シャフトなどの部品に高いピッチング強度を確保させることができるというものではない。
　特許文献２で開示された技術は、Ｓｉ＋Ｃｒ量が１．８～２．８％の範囲であり、さらに、浸炭窒化または浸炭浸窒後焼入焼戻しによる表面硬化層を有し、表面から０．１ｍｍまでのＣ＋Ｎ量が１．０～２．０％の範囲とすることで面疲れ強度に優れるという技術的思想を有するものの、冷間加工性に対する配慮がなされていない。このため、必ずしも、歯車、シャフトなどの部品に高いピッチング強度と冷間加工性をともに確保させることができるというものではない。
　本発明の目的は、成分コストが低く、しかも、曲げ疲労強度、ピッチング強度、冷間加工性および耐粗粒化特性に優れ、歯車、シャフトなど浸炭部品の素材として用いるのに好適な肌焼鋼鋼線を提供することである。より具体的には、本発明の目的は、冷間鍛造など冷間加工する際に、良好な加工性を具備するとともに、高価な元素であるＮｉおよびＭｏを含有させないか、極力それらの含有量を低減した場合であっても、浸炭部品に対して、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈを素材鋼とする場合と同じ程度あるいはそれを上回る、曲げ疲労強度、ピッチング強度および耐粗粒化特性を確保させることができる肌焼鋼鋼線を提供することである。
　なお、本明細書でいう「鋼線」とは、熱間で棒状に圧延または鍛造された鋼材、すなわち、「棒鋼」、「線材」または「バーインコイル」を球状化焼鈍した後、さらに冷間で伸線、引抜加工などして仕上げたものを指し、その形状としては、コイル状に巻かれたものの他にいわゆる「棒状」のものを含む。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず、下記（ａ）～（ｄ）の知見を得た。
　（ａ）ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とを確保するためには、鋼の成分組成を、ＮｉおよびＭｏ含有量低減のために生ずる焼入性の低下を抑止することができるものとする必要がある。
　（ｂ）粗大なＭｎＳの生成によって、曲げ疲労強度の低下が生じるので、高い曲げ疲労強度の確保のためには、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが必要である。
　（ｃ）粗大なＭｎＳは、冷間鍛造時の割れの起点となる。このため、冷間鍛造時の割れを抑制するためにも粗大なＭｎＳを極力少なくする必要がある。
　（ｄ）粗大なＭｎＳを極力少なくするためには、ＭｎとＳとの個々の含有量の制御だけではなく、ＭｎとＳとの含有量バランスを適正化することが必要である。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ〕の式で表されるＦｎ１について、〔１５≦Ｆｎ１≦１５０〕に制御することによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができる。このため、高い曲げ疲労強度を確保するとともに、良好な冷間鍛造性を確保して冷間鍛造時の割れを抑制するためには、ＭｎおよびＳの個々の含有量を制御するとともに、それらが前記の関係式を満たすようにする必要がある。
　そこでさらに本発明者らは、ＮｉおよびＭｏの含有量低減に見合う分の焼入性を確保し、しかも、ＭｎとＳの含有量とそのバランスを適正化して粗大なＭｎＳの生成を抑制した鋼について、種々の検討を行った。その結果、下記（ｅ）～（ｉ）の知見を得た。
　（ｅ）粗大なＭｎＳの生成を抑制するだけでは、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とを確保することはできない。粗大なＭｎＳの生成の抑制に加えて、浸炭異常層の深さ、つまり、粒界酸化層および不完全焼入層の深さを小さくすることも必要である。
　（ｆ）酸化性の元素、なかでも、Ｃｒ、ＳｉおよびＭｎの含有量バランスを適正化することによって浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さを小さくすることができる。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の式で表されるＦｎ２について、〔０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０〕に制御することによって、浸炭異常層の深さを小さくすることが可能となり、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とを確保することができる。
　（ｇ）ＮｉおよびＭｏの含有量を極力抑えた成分組成の場合に、浸炭焼入後の高温強度すなわち焼戻し軟化抵抗を確保するには、ＳｉとＣｒとの含有量バランスを適正化することが必要である。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、〔Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ〕の式で表されるＦｎ３について、〔０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５〕に制御することによって、高い焼戻軟化抵抗が確保できて、高いピッチング強度が得られる。
　（ｈ）高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とを確保するためには、ＡＳＴＭ－Ｅ４５－１３のＡ法に準拠して測定したタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物、つまり、主にＡｌ２Ｏ３系介在物であるタイプＢの介在物および主にＴｉＮ系介在物であるタイプＤの介在物のうちで厚さの大きいもの、を抑制する必要がある。これは、上述したタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物が疲労破壊の起点となるためである。
　（ｉ）上記のタイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物を抑制するためには、不純物のうちでも特にＴｉおよびＯ（酸素）の含有量をそれぞれ、０．００５％以下および０．００２０％以下に制御する必要がある。また、タイプＢおよびタイプＤの大型の硬質介在物を抑制するためには、真空溶解炉で溶製するか、転炉で溶製する場合には、二次精錬を繰り返すか、連続鋳造の際に電磁攪拌を行うことが望ましい。
　さらに本発明者らは、上記（ｃ）および（ｄ）に加え、一層冷間加工性を高め、しかも浸炭焼入時の耐粗粒化特性を確保するための検討を加えた。その結果、下記（ｊ）および（ｋ）の知見を得た。
　（ｊ）冷間加工、なかでも冷間鍛造は、熱間加工材に球状化焼鈍を施した後、さらに伸線、引抜加工などを行って実施することが多い。したがって、良好な冷間加工性を確保するには、上記伸線、引抜加工などを施した後の鋼線の硬さを極力低くする必要がある。具体的には鋼線の表面から５０μｍ位置の硬さを、ＨＶで２５０以下にすれば高い冷間加工性が得られる。
　（ｋ）浸炭焼入時の粗粒化を抑制するためには、ピン止めに有効でない粗大な析出物を極力少なくし、ピン止め粒子となる微細な析出物を多数分布させる必要がある。具体的には、鋼線の表面から半径の１／２位置において、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、１００μｍ２中に１００個以下、かつ円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、２５μｍ２中に１００個以上であれば、浸炭焼入時の粗粒化を抑制することができる。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す肌焼鋼鋼線にある。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１０～０．２４％、
　Ｓｉ：０．１６～０．３５％、
　Ｍｎ：０．４０～１．００％、
　Ｓ：０．００５～０．０５０％、
　Ｃｒ：１．６５～１．９０％、
　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、
　Ｎ：０．０１３０～０．０２５０％、
　Ｃｕ：０～０．２０％、
　Ｎｉ：０～０．２０％、
　Ｖ：０～０．２０％、
　Ｃａ：０～０．００５０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記の（ｉ）式、（ii）式および（iii）式で表されるＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３の値が、それぞれ、１５≦Ｆｎ１≦１５０、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５を満足し、
　不純物中のＰ、Ｔｉ、ＭｏおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０３％以下およびＯ：０．００２０％以下であって、
　表面から５０μｍ位置の硬さがＨＶで２５０以下であり、
　表面から半径の１／２位置において、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、１００μｍ２中に１００個以下、かつ円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、２５μｍ２中に１００個以上である、肌焼鋼鋼線。
　　Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（ｉ）
　　Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（ii）
　　Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ・・・（iii）
　ただし、上記式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｕ：０．０５～０．２０％および
　Ｎｉ：０．０５～０．２０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の肌焼鋼鋼線。
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｖ：０．０５～０．２０％を含有する、上記（１）または（２）に記載の肌焼鋼鋼線。
　（４）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３～０．００５０％を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の肌焼鋼鋼線。
　本発明の肌焼鋼鋼線は冷間加工性に優れるとともに成分コストが低く、しかも、この肌焼鋼鋼線を素材とする浸炭部品は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈを素材とする浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る、曲げ疲労強度、ピッチング強度および耐粗粒化特性を具備している。このため、本発明の肌焼鋼鋼線は、軽量化・高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性が要求される歯車、シャフトなど浸炭部品の素材として用いるのに好適である。
実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた冷間加工性評価用の試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で行った耐粗粒化特性評価用の試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の粗形状を示す図である。この図５において、（ａ）は粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、図１および図２に示す試験片に施した「浸炭焼入－焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例において、図５に示す試験片に施した「浸炭焼入－焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上げ形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の仕上げ形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の仕上げ形状を示す図である。この図１０において、（ａ）はローラーピッチング大ローラー試験片を中心線で半割りにした場合の正面図で、また（ｂ）は中心線における断面図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　（Ａ）化学組成：
　Ｃ：０．１０～０．２４％
　Ｃは、歯車、シャフトなど浸炭部品の強度確保のために必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多すぎると硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．２４％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．１０～０．２４％とする。なお、Ｃの含有量は、０．１３％以上であることが好ましく、０．２３％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ：０．１６～０．３５％
　Ｓｉは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。また、Ｓｉは焼戻し軟化に対する抵抗を有し、歯車などの摺動表面が高温にさらされた状況下において、表面の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、０．１６％以上のＳｉを含有する必要がある。しかしながら、Ｓｉは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、浸炭ガス中に含まれる微量のＨ２ＯまたはＣＯ２によってＳｉが選択酸化され、鋼表面にＳｉ酸化物が生成されるので、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く。また、Ｓｉの含有量が多くなると、焼戻し軟化に対する抵抗効果が飽和するだけでなく、浸炭性を阻害し、さらに被削性が低下する。特に、Ｓｉの含有量が０．３５％を超えると、浸炭異常層の深さ増大および浸炭性の阻害による表面硬さ低下によって、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなり、被削性の低下も著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１６～０．３５％とする。Ｓｉの含有量は、０．１８％以上であることが好ましく、０．３０％以下であることが好ましい。
　なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、前記の（ii）式および（iii）式で表されるＦｎ２およびＦｎ３が、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５を満たす必要もある。
　Ｍｎ：０．４０～１．００％
　Ｍｎは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。また、Ｍｎは焼戻し軟化を抑制する効果も有する。これらの効果を得るには、０．４０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が１．００％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。しかも、Ｓｉと同様に、Ｍｎは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、鋼表面にＭｎ酸化物が生成されるので、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招き、特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４０～１．００％とする。Ｍｎの含有量は、０．５０％以上であることが好ましく、０．９５％以下であることが好ましい。
　なお、Ｍｎの含有量は上記の範囲において、前記の（ｉ）式および（ii）式で表されるＦｎ１およびＦｎ２が、１５≦Ｆｎ１≦１５０および０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０も満たす必要がある。
　Ｓ：０．００５～０．０５０％
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用がある。この効果を得るには、０．００５％以上のＳを含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、冷間鍛造性および曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．００５～０．０５０％とする。Ｓの含有量は、０．０１０％以上であることが好ましく、０．０４０％以下であることが好ましい。
　なお、Ｓの含有量は上記の範囲において、前記の（ｉ）式で表されるＦｎ１が、１５≦Ｆｎ１≦１５０も満たす必要がある。
　Ｃｒ：１．６５～１．９０％
　Ｃｒは、焼入性を向上させる効果を有する。Ｃｒは、焼戻し軟化に対する抵抗を有し、歯車、シャフトなど浸炭部品の摺動表面が高温にさらされた状況下において、表面の軟化を防ぐ効果もある。これらの効果を得るには、１．６５％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなると、硬さが大きくなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が１．９０％を超えると、硬さ上昇に伴う被削性の低下が著しくなる。しかも、ＳｉおよびＭｎと同様に、Ｃｒは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、鋼表面にＣｒ酸化物が生成されるので、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招き、特に、Ｃｒの含有量が１．９０％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を１．６５～１．９０％とする。Ｃｒの含有量は、１．８５％以下であることが好ましい。
　なお、Ｃｒの含有量は上記の範囲において、前記の（ii）式および（iii）式で表されるＦｎ２およびＦｎ３が、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５も満たす必要がある。
　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％
　Ａｌは、脱酸作用を有する。また、Ａｌには、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化して鋼を強化する作用もある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１５％未満では、前記の効果を得難い。一方、Ａｌの含有量が過剰になると、硬質で粗大なＡｌ２Ｏ３形成による被削性の低下をきたし、さらに、曲げ疲労強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０６０％を超えると、被削性および曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１５～０．０６０％とする。Ａｌの含有量は、０．０２０％以上であることが好ましく、０．０５５％以下であることが好ましい。
　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％
　Ｎｂは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、０．００５％以上のＮｂ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．０６０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延、熱間鍛造など熱間加工時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５～０．０６０％とする。Ｎｂの含有量は、０．０１５％以上であることが好ましく、０．０５０％以下であることが好ましい。
　Ｎ：０．０１３０～０．０２５０％
　Ｎは、窒化物を形成することにより結晶粒を微細化させ、曲げ疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｎを０．０１３０％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、粗大な窒化物を形成して靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０２５０％を超えると、靱性の低下および冷間鍛造性の低下が著しくなる。また、タイプＤの大型介在物が生成されやすくなり、曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する。したがって、Ｎの含有量を０．０１３０～０．０２５０％とする。なお、Ｎの含有量は、０．０２００％以下であることが好ましい。
　本発明に係る肌焼鋼鋼線は、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、さらに後述するＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３についての条件を満足し、不純物中のＰ、Ｔｉ、ＭｏおよびＯ（酸素）の含有量を後述する範囲に制限した化学組成を有するものである。
　なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。
　Ｆｎ１：１５～１５０
　ＭｎおよびＳの含有量が、上述した範囲にあっても、粗大なＭｎＳが生成すると、曲げ疲労強度の低下が生じる。したがって、高い曲げ疲労強度を確保するためには、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが必要である。しかも、上記の粗大なＭｎＳは、冷間鍛造時の割れの起点ともなるので、冷間鍛造時の割れを抑制するためには、粗大なＭｎＳを極力少なくすることが必要である。このためには、ＭｎおよびＳの含有量のバランスが重要であり、下記（ｉ）式で表されるＦｎ１を一定範囲内とする必要がある。
　　Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（ｉ）
　ただし、上記式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　Ｆｎ１が１５より小さい場合には、Ｓの含有量が過剰となって粗大なＭｎＳの生成が避けられない。一方、Ｆｎ１が１５０より大きい場合には、Ｍｎの含有量が過剰となって中心偏析部において粗大なＭｎＳが生成する。そのため、いずれの場合にも、曲げ疲労強度の低下を招き、しかも、冷間鍛造時の割れを避け難い。したがって、Ｆｎ１について、１５≦Ｆｎ１≦１５０とする。Ｆｎ１は、３０以上であることが好ましく、１００以下であることが好ましい。
　Ｆｎ２：０．７５～１．４０
　ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度とを具備させるためには、焼入性を確保しつつ、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層の深さを小さくする必要がある。そして、そのためには酸化性の元素のうちで、特に、Ｃｒ、ＳｉおよびＭｎの含有量を前記の範囲にしたうえで、これらの元素の含有量バランスとしての下記（ii）式で表されるＦｎ２を０．７５～１．４０の範囲内とする必要がある。
　　Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（ii）
　ただし、上記式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　Ｆｎ２が０．７５より小さい場合および１．４０より大きい場合にはいずれも、浸炭異常層の深さが大きくなるので、曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下してしまう。したがって、Ｆｎ２について、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０であることとする。Ｆｎ２は、０．８０以上であることが好ましく、１．３０以下であることが好ましい。
　Ｆｎ３：０．３０～０．６５
　ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、高いピッチング強度を具備させるためには、高温強度すなわち焼戻し軟化抵抗を向上させる必要があり、具体的には、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素のうちで、特に、ＳｉおよびＣｒの含有量を前記の範囲にしたうえで、下記（iii）式で表わされるＦｎ３を０．３０～０．６５の範囲内とする必要がある。
　　Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ・・・（iii）
　ただし、上記式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　Ｆｎ３が０．３０より小さい場合は、焼戻し軟化抵抗が低く、所望のピッチング強度が得られない。一方、Ｆｎ３が０．６５より大きい場合は、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が著しくなる。そのため、Ｆｎ３について、０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５であることとする。Ｆｎ３は、０．６０以下であることが好ましい。
　さらに、本発明においては、不純物中のＰ、Ｔｉ、ＭｏおよびＯは、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０３％以下およびＯ：０．００２０％以下に制限する必要がある。
　以下、このことについて説明する。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、脆化の程度が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２０％以下とする。Ｐの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５％以下
　Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いので、鋼中のＮと結合して硬質で粗大なタイプＤの非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させ、さらに、被削性も低下させてしまう。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５％以下とする。
　Ｍｏ：０．０３％以下
　Ｍｏは、高価な元素であり、含有させると成分コストの上昇につながる。また、不純物中のＭｏの含有量が変動した場合には、機械的性質が安定しなくなる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０３％以下とする。
　Ｏ：０．００２０％以下
　Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉ、Ａｌなどと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、タイプＢの非金属介在物であるＡｌ２Ｏ３は硬質であるため、被削性を低下させ、さらに、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、Ｏの含有量を０．００２０％以下とする。Ｏの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
　本発明に係る肌焼鋼鋼線は、下記の〈１〉～〈３〉に示される元素から選択される１種以上を含有してもよい。
　〈１〉Ｃｕ：０～０．２０％およびＮｉ：０～０．２０％
　〈２〉Ｖ：０～０．２０％
　〈３〉Ｃａ：０～０．００５０％
　以下、上記の任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　〈１〉Ｃｕ：０～０．２０％およびＮｉ：０～０．２０％
　ＣｕおよびＮｉは、いずれも、焼入性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入性を得たい場合には以下の範囲で含有してもよい。
　Ｃｕ：０～０．２０％
　Ｃｕは、焼入性を高める作用を有するので、さらなる焼入性向上のためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕは高価な元素であるとともに、含有量が多くなると熱間加工性の低下を招き、特に、０．２０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、含有させる場合のＣｕの量を０．２０％以下とする。
　一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすることがより好ましい。
　Ｎｉ：０～０．２０％
　Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、靱性を向上させる作用を有し、非酸化性の元素であるため、浸炭時に粒界酸化層の深さを増大させずに鋼表面を強靱化することもできる。このため、これらの効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、過度の添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｎｉの含有量が０．２０％を超えると、コスト上昇が大きくなる。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．２０％以下とする。
　一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすることがより好ましい。
　なお、上記のＣｕおよびＮｉの２種を複合して含有させる場合の合計量は、０．３０％以下とすることが好ましい。
　〈２〉Ｖ：０～０．２０％
　Ｖは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度およびピッチング強度を向上させる効果を有するので、こうした効果を得るためにＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．２０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延、熱間鍛造など熱間加工時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、含有させる場合のＶの量を０．２０％以下とする。なお、Ｖの量は、０．１０％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすることがより好ましい。
　〈３〉Ｃａ：０～０．００５０％
　Ｃａは、被削性を改善する作用を有する。このため、被削性向上のためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、過度のＣａ添加は成分コストの上昇につながり、特に、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、被削性向上効果が飽和するのでコストが嵩むばかりであって経済性が損なわれる。しかも、Ｃａの含有量が０．００５０％を超える場合には、粗大な酸化物を形成して曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下も招く。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５０％以下とする。なお、Ｃａの量は、０．００３０％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａの量は、０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
　（Ｂ）表面から５０μｍ位置の硬さ：
　冷間加工素材である鋼線の硬さが高い場合には、冷間加工、なかでも冷間鍛造時に、表面疵による冷間加工割れを抑制することができない。しかしながら、鋼線の硬さが低い場合には、具体的には、鋼線の表面から５０μｍ位置の硬さがＨＶで２５０以下の場合には、高い冷間加工性が得られるので、厳しい加工を強いられる部品の冷間加工時の割れを防ぐことができる。
　例えば、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する肌焼鋼を溶製後、鋳造して得た鋳片または鋼塊を、１１５０～１３５０℃の温度で３０～１２００分加熱してから分塊圧延して鋼片とする。次いで、熱間圧延後の硬さを低めに調整するために、上記の鋼片を１１５０℃以下、好ましくは９００～１１５０℃の温度に１５～１２０分加熱した後、仕上げ温度を８００℃以上として熱間圧延し、熱間圧延終了後、８００～５００℃の温度域の冷却速度を１．０℃／秒以下、好ましくは０．１～１．０℃／秒の条件で冷却して棒鋼、線材などを製造する。これを球状化焼鈍した後、さらに、減面率を５％以上、好ましくは５～１５％として、冷間で伸線、引抜加工などして仕上げれば、鋼線の表面から５０μｍ位置の硬さを上記の範囲に制御することができる。
　なお、より好ましい表面から５０μｍ位置の硬さは、ＨＶで２３０以下である。上記のようにして製造した場合、本発明に係る肌焼鋼鋼線の表面から５０μｍ位置の硬さの下限はＨＶで１３０程度となる。
　また、本発明に係る肌焼鋼鋼線を製造するに際して、（Ａ）項で述べた化学組成を有する肌焼鋼は、真空溶解炉で溶製するか、転炉で溶製する場合には、二次精錬を繰り返すか、または連続鋳造の際に電磁攪拌を行うことが好ましい。
　本発明に係る肌焼鋼鋼線を製造するに際しての球状化焼鈍方法は、特に規定するものではなく、例えば、長時間加熱法、繰返し加熱冷却法、徐冷法および等温変態法から適宜の方法を選択すればよい。さらに、冷間での伸線、引抜加工などの方法も特に規定するものではなく、通常の方法で行えばよい。
　（Ｃ）表面から半径の１／２位置における析出物：
　本発明に係る肌焼鋼鋼線は、表面から半径の１／２位置において、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、１００μｍ２中に１００個以下、かつ円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、２５μｍ２中に１００個以上でなければならない。
　浸炭焼入時の粗粒化を抑制するためには、ピン止めに有効でない粗大な析出物を極力少なくし、ピン止め粒子となる微細な析出物を多数分布させる必要がある。
　結晶粒界をピン止めする効果が小さい粗大な析出物、具体的には、円相当直径が１００ｎｍ以上の析出物が多く存在すると、ピン止め効果を有する微細な析出物、具体的には、円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の析出物の数が少なくなり、しかも、粗大な析出物はピッチング強度に悪影響を及ぼす。特に、表面から半径の１／２位置において、上記粗大な析出物として、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、１００μｍ２中に１００個を超えると、ピン止め効果が確保できないばかりか、ピッチング強度の低下が生じてしまう。
　上記円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数は、１００μｍ２中に８０個以下であることが好ましく、０であれば極めて好ましい。
　なお、微細な析出物であっても、円相当直径が５ｎｍ未満の析出物の場合は、余りにも小さいため、ピン止め粒子としての効果が得難い。このため、粗大な析出物の数を制限するとともに、ピン止め粒子となる微細な析出物である円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の析出物を多数分布させることによって、浸炭焼入時の粗粒化を抑制することができるとともに、良好なピッチング強度が得られる。特に、表面から半径の１／２位置において、上記微細な析出物として、円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、２５μｍ２中に１００個以上である場合に、ピン止め効果が発揮されて浸炭焼入時の粗粒化を抑制することができ、しかも、安定して良好なピッチング強度を確保することができる。
　上記表面から半径の１／２位置における微細な析出物としてのＡｌの析出物およびＮｂの析出物の円相当直径は、１０ｎｍ以上であることが好ましく、８０ｎｍ以下であることが好ましい。
　また、上記位置における円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数は、２５μｍ２中に１１０個以上であることが好ましく、多ければ多いほどよい。
　なお、本発明の「Ａｌの析出物」とは、具体的には「ＡｌＮ」を指し、また「Ｎｂの析出物」とは、具体的には「ＮｂＣ、ＮｂＮおよびＮｂ（ＣＮ）」を指す。
　本発明に係る肌焼鋼鋼線の、上記表面から半径の１／２位置における析出物は、例えば、前記（Ｂ）項で述べた製造方法、つまり、（Ａ）項で述べた化学組成を有する肌焼鋼を溶製、鋳造して得た鋳片または鋼塊を分塊圧延して鋼片とし、その鋼片を熱間圧延し、熱間圧延終了後の冷却条件を調整して製造した棒鋼、線材などを用いて、これを球状化焼鈍し、その後さらに冷間で伸線、引抜加工することによって得ることができる。これは、（Ｂ）項で述べた分塊圧延の際の１１５０～１３５０℃の温度で３０～１２００分の加熱によって、ＡｌとＮｂが鋼中に固溶し、また、（Ｂ）項で述べた鋼片の熱間圧延では、析出物のオストワルド成長は生じ難いからである。
　以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
　表１に示す化学組成を有する鋼１～２２を転炉または真空溶解炉によって溶解し、鋳片またはインゴットを作製した。
　具体的には、鋼２、６、９、１１および１８については、７０トン転炉によって溶製後、二次精錬を二回実施して成分調整を行った後、連続鋳造して鋳片を作製した。なお、連続鋳造の際、電磁攪拌の制御を行なって介在物を浮上させ、十分に除去した。
　鋼１、３～５、７、８、１０、１２～１７および１９～２２については、１５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。
　なお、表１中の鋼１～１０および１８～２０はいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。
　一方、鋼１２および１３は、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ１が本発明で規定する条件から外れた鋼であり、鋼１４および１５は、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ２が本発明で規定する条件から外れた鋼である。また、鋼１６および１７は、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ３が本発明で規定する条件から外れた鋼である。さらに、鋼２１および２２は、少なくともいずれかの元素の含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
　鋼１１は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼で、本発明で規定する条件から外れた鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　鋼２、６、１１および１８については、鋳片から、次の〔１〕および〔２〕に示す工程によって直径が３５ｍｍの棒鋼を作製した。また、鋼９については、鋳片から、〔１〕および〔２〕に示す工程によって直径が３５ｍｍのバーインコイルを作製した。
　鋼１、３～５、７、８、１０、１２～１７および１９～２２については、インゴットから、次の〔２〕および〔３〕に示す工程によって直径が３５ｍｍの棒鋼を作製した。
　〔１〕分塊圧延：
　各鋳片は、１２５０℃で表２に記載の時間保持した後、分塊圧延して１６０ｍｍ角のビレットを製造した。
　〔２〕熱間加工：
　上記分塊圧延して製造した１６０ｍｍ角のビレットの表面疵をグラインダーで除去し、１１００℃で５０分保持した後、鋼２、６、１１および１８については、熱間圧延して直径が３５ｍｍの棒鋼を作製し、また、鋼９については、熱間圧延して直径が３５ｍｍのバーインコイルを作製した。上記棒鋼とバーインコイルの圧延仕上げ温度および８００～５００℃の温度域の冷却速度は、表２に示すとおりである。
　他の鋼については、各インゴットを、表２に記載の温度、時間で保持した後、熱間鍛造して直径が４５ｍｍの棒鋼を作製した。上記棒鋼の鍛造仕上げ温度および８００～５００℃の温度域の冷却速度は、表２に示すとおりである。
　〔３〕ピーリング処理：
　直径が４５ｍｍの各棒鋼に、ピーリング処理を行い、直径が３５ｍｍの棒鋼に仕上げた。
　次いで、前記のようにして得た直径が３５ｍｍの棒鋼およびバーインコイルから、次の〔４〕および〔５〕に示す工程によって、直径が３３ｍｍの鋼線を作製した。
　〔４〕球状化焼鈍：
　直径３５ｍｍの棒鋼およびバーインコイルに、７６０℃で１０時間保持し、６５０℃までを９時間かけて徐冷後、放冷する球状化焼鈍を施した。
　〔５〕冷間引抜加工：
　球状化焼鈍した後、酸洗してから、潤滑剤を用いて冷間で引抜加工し、直径が３３ｍｍのいわゆる「棒状」の鋼線に仕上げた。なお、この時の断面減少率は１１．１％である。
　前記のようにして得た直径が３３ｍｍの各鋼線を横断し、すなわち、長さ方向に対して垂直に切断し、次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨して、硬さ測定のための試験片を作製した。
　また、直径が３３ｍｍの各鋼線を、表面から半径の１／２位置において縦断、すなわち、長さ方向に対して平行に切断し、その切断面から一般的な方法で、抽出レプリカ試料を作製した。
　さらに、前記のようにして得た直径が３３ｍｍの各鋼線の残りから、次の〔６〕～〔８〕に示す工程によって、各種の試験片を作製した。さらに、別途準備した直径が１４０ｍｍのＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈの棒鋼から、〔６〕に示す試験片を切り出した。
　〔６〕機械加工（粗加工または仕上げ加工）：
　前記直径が３３ｍｍの各鋼線の中心部から、圧延方向または鍛錬軸に平行に、図１に示す粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図２に示す粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片、図３に示す冷間加工性評価用の試験片および図４に示す耐粗粒化特性評価用の試験片を切り出した。
　さらに、転炉を用いて溶製したＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈの鋳片を分塊圧延することにより、直径が１４０ｍｍの棒鋼を製造し、これを９２０℃で２時間保持した後に、大気中で放冷して焼準したものから、図５に示す粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片を切り出した。
　なお、図１～５中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の３種類の逆三角形の記号は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「仕上げ記号」である。
　また、仕上げ記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
　なお、前記直径が３３ｍｍの各鋼線の残りの一部は、水焼入した後、非金属介在物調査に供した。なお、調査法の詳細については後述する。
　〔７〕浸炭焼入－焼戻し：
　上記〔６〕で切り出した粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片に対して、図６に示すヒートパターンによる「浸炭焼入－焼戻し」を施した。また、〔６〕で切り出した粗形状のローラーピッチング大ローラー試験片に対して、図７に示すヒートパターンによる「浸炭焼入－焼戻し」を施した。
　なお、上述の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片およびローラーピッチング小ローラー試験片は、吊り下げ用に加工した孔に針金を通し、吊下げた状態で上記の処理を施した。
　図６および図７中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１３０℃油焼入」は油温１３０℃の油中に焼入したことを、さらに「ＡＣ」は空冷したことを表す。
　油焼入については、均一に焼入処理されるように、攪拌している焼入油中に試験片を投入して行った。
　〔８〕機械加工（浸炭焼入－焼戻し材の仕上げ加工）：
　浸炭焼入－焼戻し処理を施した上記の各試験片を仕上げ加工して、図８に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図９に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図１０に示すローラーピッチング大ローラー試験片を作製した。
　なお、図８～１０に示した前述の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、上記各図における２種類の逆三角形の記号は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「仕上げ記号」である。
　また、仕上げ記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。
　さらに、図８中の「～（波ダッシュ）」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記〔７〕の浸炭焼入－焼戻し処理した表面のままであることを意味する。
　鋼１～２２の各々について、表面から５０μｍ位置の硬さ測定、表面から半径の１／２位置における析出物の調査、冷間圧縮試験片による冷間加工性の調査、耐粗粒化特性の調査、非金属介在物の調査を行った。また、「浸炭焼入－焼戻し」後の、表面硬さの調査、芯部硬さの調査、有効硬化層深さの調査、粒界酸化層深さの調査、不完全焼入層深さの調査、小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査およびローラーピッチング試験によるピッチング強度の調査を行った。
　以下、上記各調査の内容について詳しく説明する。
　《１》表面から５０μｍ位置の硬さ測定：
　前記の鏡面研磨した硬さ測定のための試験片の表面から５０μｍ位置１０点のＨＶ（ビッカース硬さ）を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験力を０．９８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、上記１０点の算術平均値を表面から５０μｍ位置の硬さとした。
　《２》表面から半径の１／２位置における析出物の調査：
　前記の一般的な方法で作製した抽出レプリカ試料を、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（以下、「ＥＤＸ」という。）を装備した透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」という。）を使用して観察し、Ａｌの析出物であるＡｌＮと、Ｎｂの析出物であるＮｂＣ、ＮｂＮおよびＮｂ（ＣＮ）とについて、合計の析出密度を調査した。
　具体的には、ＥＤＸによる元素分析から析出物のＡｌおよびＮｂの含有状況、形状を確認し、ＴＥＭの倍率を３００００倍として２０視野観察し、画像解析によってＡｌの析出物およびＮｂの析出物の面積を算出し、それらを円の面積に換算し、円相当直径を求めた。
　次いで、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数を数え、これを面積１００μｍ２あたりの個数に換算した。同様に、円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数を数え、これを面積２５μｍ２あたりの個数に換算した。
　《３》冷間加工性の調査：
　前記〔６〕のようにして作製した図３の試験片を常温で、長さ方向を高さとして油圧プレスによって圧縮し、外周に割れが発生するまで圧縮した。なお、各鋼について油圧プレスを用いた圧縮試験を５個ずつ行ない、割れを拡大鏡で観察した。５本の試験片のうち３本以上の試験片で割れが認められる場合の圧縮率を限界圧縮率と定義し、限界圧縮率がＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１１と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、冷間加工性に優れると評価して、これを目標とした。
　《４》耐粗粒化特性調査：
　前記〔６〕のようにして作製した図４の試験片を常温で、長さ方向を高さとして油圧プレスによって高さ７０％分の圧縮を行った。その後、浸炭での加熱を模擬するために、試験片を９５０℃に加熱し、５時間保持した後、水焼入を行い、各試験片を中心軸を含むように縦断、すなわち、高さ方向に対して平行に切断して、切断面が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨した。次いで、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食し、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍でランダムに各１０視野観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に規定の結晶粒度番号を調査し、上記１０視野の値を算術平均して各試験片のオーステナイト結晶粒度番号を求めた。なお、オーステナイト結晶粒度番号が、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１１と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、耐粗粒化特性に優れると評価して、これを目標とした。
　《５》非金属介在物の調査：
　直径が３３ｍｍの各鋼線の残りを、９２０℃で３０分保持した後、水焼入した。水焼入後は、鋼線の長さ方向に平行に、その中心線をとおって切断した面が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨した。
　次いで、ＡＳＴＭ－Ｅ４５－１３のＡ法に準拠して、タイプＢおよびタイプＤの非金属介在物のうちで厚さが大きいもの、具体的には、厚さがそれぞれ、４μｍを超えて１２μｍ以下、および８μｍを超えて１３μｍ以下のものを測定し、それぞれの等級判定を行った。
　なお、以下の説明においては、上記の厚さが大きいタイプＢおよびタイプＤの非金属介在物をそれぞれ、「ＢＨ」および「ＤＨ」という。
　《６》表面硬さおよび芯部硬さの調査：
　前記〔７〕のようにして浸炭焼入－焼戻し処理した粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、その直径８ｍｍの切欠部を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、マイクロビッカース硬度計を使用して表面硬さおよび芯部硬さを調査した。
　具体的には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験片の表面から０．０３ｍｍの深さ位置における任意の１０点でのＨＶを、試験力を０．９８Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して表面硬さを評価した。
　同様に上記ＪＩＳの規定に準拠して、浸炭の影響を受けていない生地の部分である芯部における任意の１０点でのＨＶを、試験力を２．９４Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して芯部硬さを評価した。
　前記〔７〕のようにして浸炭焼入－焼戻し処理した粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片についても、直径２６．２ｍｍの部位を横断し、上記の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いた場合と同様の方法で、表面硬さおよび芯部硬さを測定した。
　なお、前記〔７〕のようにして浸炭焼入－焼戻し処理した粗形状のローラーピッチング小ローラー試験片は、さらに、真空炉を用いて３００℃で１時間の焼戻し後に水冷する処理を行なった場合についても、上記と同様の方法で表面硬さを測定した。
　《７》有効硬化層深さの調査：
　前記〔７〕の、浸炭焼入－焼戻し処理しただけで上記《６》の表面硬さおよび芯部硬さの調査に用いた、粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片とローラーピッチング小ローラー試験片の樹脂埋めした試験片を使用して、有効硬化層深さの調査を行った。
　具体的には、上記《６》の表面硬さの調査の場合と同様に、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、鏡面仕上げした試験片の表面から中心に向かう方向について、試験力を２．９４Ｎとしてマイクロビッカース硬度計で測定し、ＨＶが５５０となる場合の表面からの深さを測定し、任意の１０箇所を測った最小値を有効硬化層深さとした。
　《８》粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査：
　前記《６》および《７》で用いた粗形状の切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片の樹脂埋めした試験片を使用して、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査を行った。
　具体的には、上記の樹脂埋めした試験片を再度研磨し、鏡面仕上げしたままの腐食しない状態で、１０００倍の倍率で光学顕微鏡によって試験片の表面部を任意に１０視野観察して、表面部において粒界に沿って観察される酸化層を粒界酸化層とし、それらの深さを算術平均して粒界酸化層深さを評価した。
　さらに、同じ試験片を、ナイタールで０．２～２秒腐食し、１０００倍の倍率で光学顕微鏡によって試験片の表面部を任意に１０視野観察して、表面部において周囲より腐食の程度が顕著な部分を不完全焼入層とし、それらの深さを算術平均して不完全焼入層深さを評価した。
　《９》小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査：
　前記〔８〕の仕上げ加工した切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０７回において破断しない最大の強度で曲げ疲労強度を評価した。
　・温度：室温
　・雰囲気：大気中
　・回転数：３０００ｒｐｍ
　なお、曲げ疲労強度が、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１１と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、曲げ疲労強度に優れると評価して、これを目標とした。
　《１０》ローラーピッチング試験によるピッチング強度の調査：
　前記〔８〕の仕上げ加工したローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を用いて、下記の試験条件でローラーピッチング試験を実施した。すなわち、ローラーピッチング小ローラー試験片およびローラーピッチング大ローラー試験片を接触させた状態で回転させ、接触部には下記の条件で潤滑油を噴き付けた。繰り返し数１０７回において、ローラーピッチング小ローラー試験片表面に幅が１ｍｍ以上のピッチングが発生しない最大の強度でピッチング強度を評価した。ピッチング強度がＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１１と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、ピッチング強度に優れると評価して、これを目標とした。
　・すべり率：４０％
　・ローラーピッチング小ローラー試験片の回転数：１５００ｒｐｍ
　・潤滑：油温１００℃のオートマチックトランスミッション用潤滑油を、２．０リットル／分の割合で、ローラーピッチング小ローラー試験片とローラーピッチング大ローラー試験片の接触部に噴出させて実施
　ただし、上記の「すべり率」は、「Ｖ１」をローラーピッチング小ローラー試験片表面の接線速度、「Ｖ２」をローラーピッチング大ローラー試験片表面の接線速度として、下記の式で計算される値を指す。
　｛（Ｖ２－Ｖ１）／Ｖ１｝×１００
　表２および表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２および表３から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１～１０の場合、良好な冷間加工性を有し、しかも、鋼１～１０は、ＮｉおよびＭｏの含有量が極めて少ないかまたは含まないにも拘わらず、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼１１を用いた試験番号１１の場合と同じ程度あるいはそれを上回るオーステナイト結晶粒度番号、曲げ疲労強度とピッチング強度が得られており、耐粗粒化特性に優れるとともに高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度の確保が可能なことが明らかである。
　これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号１２～２２の場合、冷間加工性、耐粗粒化特性、曲げ疲労強度とピッチング強度のうちの少なくとも１つの特性が劣っている。
　試験番号１２の場合、鋼１２のＦｎ１、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕が本発明で規定する範囲を下回るため、冷間加工性が劣っている。また、曲げ疲労強度が４９０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号１３の場合、鋼１３のＦｎ１、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕が本発明で規定する範囲を上回るため、冷間加工性が劣っている。また、曲げ疲労強度が４８０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号１４の場合、鋼１４のＦｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度が４８０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。また、ピッチング強度も１９５０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号１５の場合、鋼１５のＦｎ２、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が本発明で規定する範囲を上回るため、曲げ疲労強度が４７０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。また、ピッチング強度も１９５０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号１６の場合、鋼１６のＦｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕が本発明で規定する範囲を下回るため、ピッチング強度が１８５０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号１７の場合、鋼１７のＦｎ３、つまり〔Ｓｉ×Ｃｒ〕が本発明で規定する範囲を上回るため、曲げ疲労強度が４９０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。また、ピッチング強度も１９００ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号１８の場合、鋼１８の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、表面から５０μｍ位置の硬さがＨＶで２５４であり、本発明の規定よりも高いため、冷間加工性が劣っている。
　試験番号１９の場合、鋼１９の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、表面から半径の１／２位置において、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が本発明で規定する範囲を上回り、しかも、円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が本発明で規定する範囲を下回る。このため、耐粗粒化特性とピッチング強度が試験番号１１に比べて劣っている。
　試験番号２０の場合、鋼２０の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、表面から半径の１／２位置において、円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が本発明で規定する範囲を下回る。このため、耐粗粒化特性とピッチング強度が試験番号１１に比べて劣っている。
　試験番号２１の場合、鋼２１のＭｎ、ＳおよびＯの含有量が本発明で規定する値より高く、Ｃｒ含有量も本発明で規定する値より高い。そのため、冷間加工性が劣っており、また、等級２．５のタイプＢの大型の硬質介在物が観察され、曲げ疲労強度が４８０ＭＰａおよびピッチング強度が１８５０ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　試験番号２２の場合、鋼２２のＴｉ含有量が本発明で規定する値より高い。そのため、等級１．５のタイプＤの大型の硬質介在物が観察され、また、曲げ疲労強度が４７０ＭＰａおよびピッチング強度が１９００ＭＰａと、試験番号１１に比べ低い。
　本発明の肌焼鋼鋼線は冷間加工性に優れるとともに成分コストが低く、しかも、この肌焼鋼鋼線を素材とする浸炭部品は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定された「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈを素材とする浸炭部品と同じ程度あるいはそれを上回る、曲げ疲労強度、ピッチング強度および耐粗粒化特性を具備している。このため、本発明の肌焼鋼鋼線は、軽量化・高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性が要求される歯車、シャフトなど浸炭部品の素材として用いるのに好適である。

 

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．２４％、
    　Ｓｉ：０．１６～０．３５％、
    　Ｍｎ：０．４０～１．００％、
    　Ｓ：０．００５～０．０５０％、
    　Ｃｒ：１．６５～１．９０％、
    　Ａｌ：０．０１５～０．０６０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｎ：０．０１３０～０．０２５０％、
    　Ｃｕ：０～０．２０％、
    　Ｎｉ：０～０．２０％、
    　Ｖ：０～０．２０％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記の（ｉ）式、（ii）式および（iii）式で表されるＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３の値が、それぞれ、１５≦Ｆｎ１≦１５０、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５を満足し、
    　不純物中のＰ、Ｔｉ、ＭｏおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０３％以下およびＯ：０．００２０％以下であって、
    　表面から５０μｍ位置の硬さがＨＶで２５０以下であり、
    　表面から半径の１／２位置において、円相当直径が１００ｎｍ以上の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、１００μｍ２中に１００個以下、かつ円相当直径が５ｎｍ以上で１００ｎｍ未満の、Ａｌの析出物とＮｂの析出物との合計の個数が、２５μｍ２中に１００個以上である、肌焼鋼鋼線。
    　　Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（ｉ）
    　　Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（ii）
    　　Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ・・・（iii）
    　ただし、上記式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０５～０．２０％および
    　Ｎｉ：０．０５～０．２０％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の肌焼鋼鋼線。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｖ：０．０５～０．２０％を含有する、請求項１または２に記載の肌焼鋼鋼線。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３～０．００５０％を含有する、請求項１から３までのいずれかに記載の肌焼鋼鋼線。

     
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