JP5163242B2 - 肌焼鋼 - Google Patents

Description

本発明は、肌焼鋼に関する。詳しくは、成分コストが低く、しかも、曲げ疲労強度および耐ピッチング性に優れ、自動車用歯車など浸炭部品の素材として用いるのに好適な肌焼鋼に関する。

自動車部品、なかでもトランスミッションなどに使用される自動車用歯車は、歯元の曲げ疲労強度向上および歯面の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。

近年では、自動車に、軽量化・高トルク化が要求されている。このため、上記自動車用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。

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ものの、合金元素増量による成分コストの上昇を招いてしまう。

しかしながら一方で、ＮｉとＭｏはいずれも、浸炭層の深さおよび芯部の硬さを大きくする重要な元素であり、しかも、Ｎｉと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（２００３）に規定されたＳＮＣＭ２２０Ｈなどの「ニッケルクロムモリブデン鋼」やＳＣＭ４２０Ｈなどの「クロムモリブデン鋼」が使用されることが多いが、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が低く、しかも、歯車に高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を具備させることができる肌焼鋼に対する要望が極めて大きくなっている。

そこで、前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１および特許文献２にそれぞれ、「浸炭及び浸炭窒化処理用高クロム鋼」および「高疲労強度肌焼き品の製造方法」が提案されている。

具体的には、特許文献１に、質量パーセントで、Ｃ＝０．１０〜０．３０％、Ｓｉ＝０．１５％以下、Ｍｎ＝０．９０〜１．４０％、Ｐ＝０．０１５％以下、Ｃｒ＝１．２５〜１．７０％、Ａｌ＝０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ＝０．００１〜０．０５０％、Ｏ＝０．００１５％以下、Ｎ＝０．０１００〜０．０２００％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｉ＝０．１５％以下、Ｍｏ＝０．１０％以下のうちの１種または２種、（ｂ）Ｔｉ＝０．００５〜０．０１５％、（ｃ）Ｓ＝０．００５〜０．０３５％、Ｐｂ＝０．０１〜０．０９％、Ｂｉ＝０．０４〜０．２０％、Ｔｅ＝０．００２〜０．０５０％、Ｚｒ＝０．０１〜０．２０％、Ｃａ＝０．０００１〜０．０１００％のうちの１種または２種以上、の３グループの元素を１または２以上組み合わせて含有し、残部Ｆｅならびに不可避的不純物元素からなる鋼を１２００℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で熱間圧延等の熱間成形を終了後、３０℃／分以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却して得たことを特徴とする「浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼」が開示されている。

また、特許文献２に、重量比として、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｓ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｂ：０．０２０〜０．１２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうちの１種または２種、（ｂ）Ｎｉ：４．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下の１種または２種以上、の２グループの元素を１または２以上組み合わせて含有し、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を、所要の製品形状に加工し、表層０．０２ｍｍでの残留オーステナイト量が面積率にて２０〜６０％の範囲となるような条件で浸炭処理を行なった後、応力集中部に、最表面での正味の最大応力で７０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ²の範囲の繰り返し曲げ応力を、１０³回以下付与することを特徴とする「高疲労強度肌焼き品の製造方法」が開示されている。

特開２００１−１５２２８４号公報 特開平２−２５９０１２号公報

前述の特許文献１で開示された技術は、Ｓｉの含有量を低く抑えて粒界酸化を低減する技術的思想を有するものの、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招く粒界酸化層および不完全焼入層（以下、総称して「浸炭異常層」ということがある。）の深さを抑制することについての配慮がなされていない。このため、必ずしも、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というものではなかった。

特許文献２で開示された技術も、Ｓｉの含有量を０．１％以下に制限して粒界酸化を低減する技術的思想を有するものの、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させる浸炭異常層の深さを抑制することについての配慮がなされていない。このため、必ずしも、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というものではなかった。しかも、この特許文献２で開示された技術の場合、素材鋼を熱間圧延したり所望の製品形状に熱間鍛造あるいは冷間鍛造する際に割れの起点となる粗大なＭｎＳの生成を抑制することについての配慮がなされていない。このため、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工性および冷間鍛造性が低下して工業的規模での生産において割れが多発して製品歩留りの大きな低下を招いてしまうことがあり、さらに、上記の粗大なＭｎＳそのものが、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させるので、所望の高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が確保できないこともあった。

そこで、本発明の目的は、高価な元素であるＮｉおよびＭｏを極力含有しない場合であっても、歯車に対して、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定された「ニッケルクロムモリブデン鋼」のＳＮＣＭ２２０Ｈおよび「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とピッチング強度を確保させることができるとともに成分コストが低く、しかも、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性も具備する肌焼鋼を提供することである。

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、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が生じるので、高い曲げ疲労強度および高いピッチング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は熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れの起点となる。このため、熱間加工時の割れおよび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の個々の含有量の制御だけではなく、ＭｎとＳ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の値を３０以上１５０以下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、良好な熱間加工性および冷間鍛造性を確保して熱間加工時および冷間鍛造時の割れを抑制するとともに、高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、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、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）〜（ｈ）の知見を得た。

（ｅ）ＮｉおよびＭｏ含有量低減のために生ずる焼入性低下の保証と粗大な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を確保することはできず、焼入性の確保と粗大な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の値を０．７以上１．１以下にすることによって、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を確保することができる。

（ｇ）高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度を確保するためには、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−０５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。

（ｈ）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％未満および０．００１５％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、真空溶解炉でインゴットを溶製するか、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。

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（１）〜（４）に示す肌焼鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０２〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳの含有量が、下記の（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値でそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下であることを特徴とする肌焼鋼。
ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（１）、
ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（２）。
但し、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の肌焼鋼（ただし、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０％を超えて１．０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．２５％を超えて３．０％以下、Ｍｏ：０．０４〜０．１０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％、Ｃｕ：０．２０％以下（０％を含む）およびＮｉ：０．２０％以下（０％を含む）を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳの含有量が、（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値でそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下である鋼を除く。）。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の肌焼鋼。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の肌焼鋼。

以下、上記 （１）〜（４）の肌焼鋼に係る発明をそれぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の肌焼鋼は成分コストが低く、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性を有し、しかも、この肌焼鋼を素材とする浸炭部品は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定された「ニッケルクロムモリブデン鋼」のＳＮＣＭ２２０Ｈおよび「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とピッチング強度を具備している。このため、本発明の肌焼鋼は、軽量化・高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が要求される自動車用歯車など浸炭部品の素材として用いるのに好適である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１５〜０．３０％
Ｃは、歯車の強度確保のために必須の元素であり、０．１５％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０．３０％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０．１５〜０．３０％とした。

なお、より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｃの含有量を０．１５〜０．２０％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０２〜１．０％
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は焼戻し軟化抵抗を有し、高温状況下での鋼の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、０．０２％以上のＳｉを含有する必要がある。しかしながら一方、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ため、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、焼戻し軟化抵抗の効果が飽和し、被削性も低下する。特に、Ｓｉの含有量が１．０％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０．０２〜１．０％とした。

より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．７０％とすることが好ましい。

なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０．７≦ｆｎ２≦１．１をも満たす必要がある。

Ｍｎ：０．３０〜１．０％
Ｍｎは、焼入性を向上させる作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．３０％以上の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１．０％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ため、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１．０％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０．３０〜１．０％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６０％である。また、好ましい上限は０．９０％である。

なお、Ｍｎの含有量は上記の範囲において、前記の（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値がそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１をも満たす必要がある。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。なお、Ｓには、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ものの、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性、冷間鍛造性、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、Ｓの含有量を０．０３０％以下とした。

前記したＳの被削性向上効果を確実に得るためには、Ｓの含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。このため、望ましいＳの含有量は０．０１０〜０．０３０％である。

より一層良好な熱間加工性、冷間鍛造性、曲げ疲労強度およびピッチング強度が要求される場合には、Ｓの含有量を０．０１０〜０．０２０％とすることが好ましい。

なお、Ｓの含有量は上記の範囲において、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が３０≦ｆｎ１≦１５０をも満たす必要がある。

Ｃｒ：１．８０〜３．０％
Ｃｒは、焼入性を向上させる効果および焼戻し軟化抵抗を有し、高温状況下での鋼の軟化を防ぐ効果がある。これらの効果を得るには、１．８０％以上の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３．０％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ため、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３．０％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１．８０〜３．０％とした。

より一層良好な被削性が要求される場合には、Ｃｒの含有量を１．８０〜２．０％とすることが好ましい。

なお、Ｃｒの含有量は上記の範囲において、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０．７≦ｆｎ２≦１．１をも満たす必要がある。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
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０．０１０％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、曲げ疲労強度とピッチング強度も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、被削性、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、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。また、好ましい上限は０．０４０％である。

Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
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０．０１００％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、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１００〜０．０２５０％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１３０％である。また、好ましい上限は０．０２００％である。

ｆｎ１の値：３０以上１５０以下
粗大なＭｎＳの生成によって、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下が生じるので、高い曲げ疲労強度および高いピッチング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、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れの起点ともなるため、熱間加工時の割れおよび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。

前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が３０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の生成が避けられず、一方、ｆｎ１の値が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、曲げ疲労強度およびピッチング強度の低下を招き、しかも、熱間加工時の割れおよび冷間鍛造時の割れを避け難い。したがって、前記の（１）式、つまり〔ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ〕で表されるｆｎ１の値が、３０≦ｆｎ１≦１５０を満たすこととした。なお、ｆｎ１の値の好ましい下限は５０である。また、好ましい上限は１００である。

ｆｎ２の値：０．７以上１．１以下
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前記（２）式で表されるｆｎ２の値を０．７以上１．１以下とする必要がある。すなわち、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０．７より小さい場合および１．１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、曲げ疲労強度とピッチング強度が低下してしまう。したがって、前記の（２）式、つまり〔ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕で表されるｆｎ２の値が、０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たすこととした。なお、ｆｎ２の値の好ましい範囲は、０．８≦ｆｎ２≦１．１である。

本発明においては、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）は、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％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、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０２０％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５％未満
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非金属介在物であるＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度とピッチング強度を低下させ、さらに、被削性も低下させる。したがって、本発明においては、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％未満とした。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して、酸化物を生成する。酸化物のうちでも、特に、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、本発明においては、不純物中のＯの含有量を０．００１５％以下とした。

上記の理由から、本発明（１）に係る肌焼鋼は、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０２〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳの含有量が、前記の（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値でそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下であることと規定した。

なお、本発明（１）に係る肌焼鋼は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、
第１群：Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種または２種、
第３群：Ｃａ：０．００５０％以下、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。

すなわち、さらにより優れた特性を得るために、本発明（１）の肌焼鋼におけるＦｅの一部に代えて、前記第１群から第３群のいずれかのグループの元素の１種以上を任意元素として含有させてもよい。

以下、上記の任意元素に関して説明する。

第１群：Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上
Ｍｏ、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。

Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは、焼入性を高める作用を有し、浸炭焼入後の表面硬さ、硬化層深さおよび芯部硬さを向上させて、浸炭部品の強度を確保する効果がある。しかも、Ｍｏは、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ができる。このため、これらの効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏ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、Ｍｏの含有量が０．１０％を超えると、コスト上昇が大きくなる。したがって、Ｍｏの含有量を０．１０％以下とした。

前記したＭｏの特性向上効果を確実に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０４％以上とすることが好ましい。このため、より好ましいＭｏの含有量は０．０４〜０．１０％である。

Ｃｕ：０．２０％以下
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含有してもよい。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、Ｃｕの含有量を０．２０％以下とした。

前記したＣｕの焼入性向上効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。このため、含有する場合のより望ましいＣｕの量は０．０５〜０．２０％である。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。Ｎｉには、靱性を向上させる作用があり、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ができる。このため、これらの効果を得るためにＮｉを含有してもよい。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、Ｎｉの含有量を０．２０％以下とした。

前記したＮｉの特性向上効果を確実に得るためには、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＮｉの含有量は０．０５〜０．２０％である。

なお、上記のＭｏ、ＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

第２群：Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種または２種
ＶおよびＮｂは、いずれも、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物、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。このため、さらなる曲げ疲労強度の向上およびピッチング強度の向上のためにＶおよびＮｂを以下の範囲で含有してもよい。

Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物、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。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、熱間圧延や熱間鍛造時に表面キズが発生しやすくなる。したがって、Ｖの含有量を０．２０％以下とした。

前記したＶの特性向上効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＶの含有量は０．０５〜０．２０％である。なお、一層望ましいＶの含有量は０．０５〜０．１０％である。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、ＣおよびＮと結合して微細な炭化物、窒化物、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。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０．０５０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなって、熱間圧延や熱間鍛造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０．０５０％以下とした。

前記したＮｂの特性向上効果を確実に得るためには、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＮｂの含有量は０．００５〜０．０５０％である。なお、Ｎｂ含有量の一層好ましい下限は０．０２０％である。また、一層好ましい上限は０．０４０％である。

なお、上記のＶおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有することができる。

第３群：Ｃａ：０．００５０％以下
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を含有してもよい。しかしながら、過度の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、Ｃａの含有量を０．００５０％以下とした。

前記したＣａの被削性改善効果を確実に得るためには、Ｃａの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。このため、より望ましいＣａの含有量は０．０００３〜０．００５０％である。なお、一層望ましいＣａの含有量は０．０００３〜０．００３０％である。

上記の理由から、本発明（２）に係る肌焼鋼は、本発明（１）に係る肌焼鋼のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上を含有することと規定した。

同様に、本発明（３）に係る肌焼鋼は、本発明（１）または本発明（２）に係る肌焼鋼のＦｅの一部に代えて、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種または２種を含有することと規定した。

さらに、本発明（４）に係る肌焼鋼は、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかに係る肌焼鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することと規定した。

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１〜１３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１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２〜１２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。

鋼１３については、７０トン転炉によって溶製後、二次精錬を一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、電磁攪拌は行なわなかった。

なお、表１中の鋼１〜６は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼７〜１３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記の比較例の鋼のうちで鋼８、鋼９および鋼１０はそれぞれ、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定されたＳＮＣＭ２２０Ｈ、ＳＣＭ４２０ＨおよびＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。

各鋳片およびインゴットから、次の〔１〕および〔２〕に示す工程によって直径がそれぞれ、２０ｍｍ、３０ｍｍおよび５５ｍｍの棒鋼を作製した。

〔１〕分塊圧延：
各鋳片は、１２５０℃で２時間保持した後、分塊圧延して１８０ｍｍ角のビレットを製造した。

〔２〕熱間圧延または熱間鍛造：
上記分塊圧延して製造した１８０ｍｍ角のビレットの表面疵をグラインダーで除去し、１２５０℃で５０分保持した後、熱間圧延して直径がそれぞれ、２０ｍｍ、３０ｍｍおよび５５ｍｍの棒鋼を作製した。

また、各インゴットは、１２５０℃で８時間保持した後、熱間鍛造して直径がそれぞれ、２０ｍｍ、３０ｍｍおよび５５ｍｍの棒鋼を作製した。

また、表２に示す鋼１４、すなわち、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定された化学組成を有するＳＣＭ４２０Ｈを７０トン転炉で溶製し、連続鋳造して鋳片を作製した。

上記鋼１４の鋳片は、１２５０℃で２時間保持した後、分塊圧延して１８０ｍｍ角のビレットとした。次いで、上記ビレットの表面疵をグラインダーで除去し、１２５０℃で１時間保持した後、熱間鍛造して直径が１４０ｍｍの棒鋼を作製した。

前記のようにして得た直径がそれぞれ、２０ｍｍ、３０ｍｍ、５５ｍｍおよび１４０ｍｍの棒鋼から、次の〔３〕〜〔６〕に示す工程によって、各種の試験片を作製した。

〔３〕焼準：
直径が２０ｍｍおよび３０ｍｍの各棒鋼は、９００℃で１時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。また、直径が５５ｍｍの各棒鋼は９００℃で２時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。さらに、直径が１４０ｍｍの棒鋼は９００℃で４時間保持した後に大気中で放冷して焼準した。

〔４〕機械加工（粗加工または仕上加工）：
前記焼準後の直径が２０ｍｍの各棒鋼の中心部から、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を切り出した。また、前記焼準後の直径が３０ｍｍの各棒鋼は、それぞれの一部の中心部から、圧延方向または鍛錬軸に平行に図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を切り出した。さらに、前記焼準後の直径が１４０ｍｍの棒鋼の中心部から、鍛錬軸に平行に図３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。図３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。

なお、図１〜３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、図中の仕上記号「▽」、「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。

また、「▽▽▽」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。

同様に「Ｅ（ペーパー仕上）」は「紙ヤスリ」での「研磨」を示す加工方法の略号であることを意味する。

また、前記焼準後の直径が５５ｍｍの各棒鋼の中心部から、圧延方向または鍛錬軸に平行に直径が５０ｍｍで長さが１００ｍｍの仕上形状を有する熱間圧縮用の試験片を作製した。

なお、前記焼準後の直径が３０ｍｍの各棒鋼のそれぞれの残りの一部は、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。

〔５〕浸炭焼入−焼戻し：
上記〔４〕で切り出した切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、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の全てに対して、図４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、図４中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「１２０℃油焼入」は油温１２０℃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。

なお、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。一方、ローラーピッチング大ローラー試験片は、金網上の治具の上に平置きした状態で上記の処理を施した。

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。

〔６〕機械加工（浸炭焼入−焼戻し材の仕上加工）：
浸炭焼入−焼戻し処理を施した上記の各試験片を仕上加工して、図５に示す切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片、図６に示すローラーピッチング小ローラー試験片および図７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。図７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。

なお、図５〜７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、上記各図における仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図１〜３におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１の表面粗さを示す「三角記号」である。

また、「▽▽▽」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、「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記〔５〕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１〜１３の各々について、熱間圧縮試験による熱間加工性の調査、非金属介在物の調査、表面硬さ調査、芯部硬さ調査、有効硬化層深さの調査、粒界酸化層深さの調査、小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査およびローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査を行った。

以下、上記各調査の内容について詳しく説明する。

《１》熱間加工性の調査：
前記〔４〕のようにして作製した直径が５０ｍｍで長さが１００ｍｍの熱間圧縮用の試験片を１２００℃で３０分保持してから、図８に示すように、長さ方向を高さとしてクランクプレスによって圧縮し、高さ２０ｍｍにした。

図８の（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、熱間での圧縮試験前および圧縮試験後の試験片の寸法と形状を模式的に示す図である。

なお、各鋼について上記クランクプレスを用いた圧縮試験を５個ずつ行ない、外周表面における割れを目視で観察し、開口幅２ｍｍ以上の割れが５個全ての試験片に１つも認められない場合に、熱間加工性に優れると評価した。

《２》非金属介在物の調査：
前記〔３〕のようにして焼準処理した直径が３０ｍｍの棒鋼について、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を切り出した残りを、９００℃で３０分保持した後、水焼入した。

水焼入後は、棒鋼の圧延方向または鍛錬軸に平行に、その中心線をとおって切断した面（以下、「縦断面」という。）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−Ｅ４５−０５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。

《３》表面硬さおよび芯部硬さの調査：
前記〔５〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理した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（２００３）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点でのビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）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硬さを、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。

《４》有効硬化層深さの調査：
上記《３》の表面硬さの調査で用いた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《３》の表面硬さの調査の場合と同様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００３）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硬さが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。

《５》粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査：
前記《３》および《４》で用いた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。

《６》小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査：
前記〔６〕の仕上加工した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（２００３）に規定されたＳＮＣＭ２２０ＨおよびＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼８および鋼９と同等以上である場合に、曲げ疲労特性に優れるものとした。

《７》ローラーピッチング試験による耐ピッチング特性の調査：
前記〔６〕の仕上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（二円筒転がり疲労試験）を実施し、繰返し数が１０⁷回において、長辺が１ｍｍ以上の大きさのピッチングが発生しない最大の面圧でピッチング強度を評価した。

・すべり率：４０％、
・回転数：１０００ｒｐｍ、
・潤滑：油温１００℃のマニュアル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。

但し、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。

なお、ピッチング強度が、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定されたＳＮＣＭ２２０ＨおよびＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼８および鋼９と同じ程度あるいはそれを上回る場合に、耐ピッチング特性に優れるものとした。

表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。

また、図９に、ｆｎ２の値、つまり、〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の式の値と粒界酸化層深さの関係を整理して示す。さらに、図１０に、ｆｎ２の値、つまり、〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の式の値と不完全焼入層深さの関係を整理して示す。

表３から、素材として本発明で規定する条件を満たす鋼１〜６を用いた試験番号１〜６の場合、良好な熱間加工性を有し、しかも、鋼１〜６における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（２００３）に規定された「ニッケルクロムモリブデン鋼」のＳＮＣＭ２２０Ｈおよび「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合と同じ程度あるいはそれを上回る曲げ疲労強度とピッチング強度が得られており、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７および試験番号１０〜１３の場合、曲げ疲労強度とピッチング強度の双方ともが、上記鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合に比べて劣っている。さらに、試験番号１１および試験番号１２の場合には熱間加工性も低い。

すなわち、試験番号７の場合、鋼７のｆｎ２の値、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度とピッチング強度はそれぞれ、５２０ＭＰａおよび１６００ＭＰａと低く、前記鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に比べて劣っている。

試験番号１０の場合、鋼１０がＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼であって、Ｏの含有量が本発明で規定する値より高く、しかも、ｆｎ２の値、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度とピッチング強度はそれぞれ、５1５ＭＰａおよび１７５０ＭＰａと低く、前記鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に比べて劣っている。また、等級１．０のタイプＢの非金属介在物が観察された。

試験番号１１の場合、鋼１１のＭｎ含有量が本発明で規定する値より高く、また、ｆｎ１の値、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕の値が本発明で規定する範囲を上回り、しかも、ｆｎ２の値、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度とピッチング強度はそれぞれ、５４０ＭＰａおよび１６５０ＭＰａと低く、前記鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に比べて劣っている。さらに、クランクプレスを用いた圧縮試験によって開口幅２ｍｍ以上の割れが生じており、熱間加工性にも劣っている。

試験番号１２の場合、鋼１２Ｓ、ＴｉおよびＯの含有量が本発明で規定する値より高く、また、ｆｎ１の値、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕の値が本発明で規定する範囲を下回り、しかも、ｆｎ２の値、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値も本発明で規定する範囲を上回るため、曲げ疲労強度とピッチング強度はそれぞれ、５２５ＭＰａおよび１６００ＭＰａと低く、前記鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に比べて劣っている。また、等級２．０のタイプＢの非金属介在物および等級１．５のタイプＤの非金属介在物が観察された。さらに、クランクプレスを用いた圧縮試験によって開口幅２ｍｍ以上の割れが生じており、熱間加工性にも劣っている。

試験番号１３の場合、鋼１３のＭｎ、ＴｉおよびＯの含有量が本発明で規定する値より高く、しかも、ｆｎ２の値、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値も本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度とピッチング強度はそれぞれ、５１５ＭＰａおよび１６５０ＭＰａと低く、前記鋼８および鋼９を用いた試験番号８および試験番号９の場合の曲げ疲労強度およびピッチング強度に比べて劣っている。また、等級２．５のタイプＢの非金属介在物および等級２．０のタイプＤの非金属介在物が観察された。

なお、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜６は粗大なＭｎＳは生成しておらず、良好な冷間鍛造性を有する。

本発明の肌焼鋼は成分コストが低く、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性を有し、しかも、この肌焼鋼を素材とする浸炭部品は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００３）に規定された「ニッケルクロムモリブデン鋼」のＳＮＣＭ２２０Ｈおよび「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とピッチング強度を具備している。このため、本発明の肌焼鋼は、軽量化・高トルク化のために高い曲げ疲労強度と高いピッチング強度が要求される自動車用歯車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棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。 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棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。 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棒鋼から切り出したままの粗形状を示す図である。この図３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。 実施例における浸炭焼入−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形状を示す図である。 実施例のローラーピッチング試験で用いたローラーピッチング小ローラー試験片の仕上形状を示す図である。 実施例のローラーピッチング試験で用いたローラーピッチング大ローラー試験片の仕上形状を示す図である。この図７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。 実施例で行った熱間圧縮試験について説明する図で、図中の（ａ）および（ｂ）はそれぞれ、熱間での圧縮試験前および圧縮試験後の試験片の寸法と形状を模式的に示す図である。 実施例で調査した粒界酸化層深さと〔ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値との関係を整理して示す図である。 実施例で調査した不完全焼入層深さと〔ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値との関係を整理して示す図である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０２〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０〜３．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳの含有量が、下記の（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値でそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下であることを特徴とする肌焼鋼。
   ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
   ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（２）
   但し、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼（ただし、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０％を超えて１．０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．２５％を超えて３．０％以下、Ｍｏ：０．０４〜０．１０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％、Ｃｕ：０．２０％以下（０％を含む）およびＮｉ：０．２０％以下（０％を含む）を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳの含有量が、（１）式および（２）式で表されるｆｎ１およびｆｎ２の値でそれぞれ、３０≦ｆｎ１≦１５０および０．７≦ｆｎ２≦１．１を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＯ：０．００１５％以下である鋼を除く。）。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の肌焼鋼。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の肌焼鋼。
   

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