(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：１．５０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０２５〜０．０５％、
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
前記不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下であり、
式（１）で定義されるｆｎ１が１．６０〜２．１０であり、
組織が、フェライト・パーライト組織、フェライト・パーライト・ベイナイト組織、またはフェライト・ベイナイト組織からなり、
横断面において、１視野あたりの面積６２５００μｍ２で１５視野観察測定して得られたフェライト平均粒径の最大値／最小値が２．０以下である、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材。
ｆｎ１＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ  （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
ｆｎ１が１．８０以上である、請求項１に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８％以下を含有する、請求項１又は２に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は棒鋼又は線材に関し、さらに詳しくは、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材に関する。
【背景技術】
【０００２】
歯車、プーリなどの機械部品は、自動車又は産業機械に利用される。これらの機械部品の多くは、次の方法で製造される。機械構造用合金鋼からなる素材を準備する。素材はたとえば、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０又はＳＮＣＭ４２０に相当する化学組成を有する。素材はたとえば、熱間圧延棒鋼又は線材である。素材に対して熱間鍛造を実施し、中間品を製造する。中間品に対して必要に応じて焼きならしを実施する。さらに、中間品に対して切削加工を実施する。切削された中間品に対して表面硬化処理を実施する。表面硬化処理はたとえば、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、又は高周波焼入れである。表面硬化処理された中間品に対して２００℃以下の焼戻し温度で焼戻しを実施する。焼戻し後の中間品に対して、必要に応じてショットピーニング処理を実施する。以上の工程により機械部品が製造される。【０００３】
近年、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化に対応するために、機械部品が軽量化され、小型化されている。機械部品にかかる負荷は従来と比較して増加している。そのため、機械部品には、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度（接触疲労強度）及び耐摩耗性が求められている。【０００４】
一方、機械部品の製造コストの低減も求められている。具体的には、製造コストの低減のために、ショットピーニング等の付加的な工程の省略が求められている。また、製造コストにおける切削加工コストの占める割合は大きい。そのため、製造コストの低減のために、機械部品の素材となる熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材に対して、高い被削性が要求されている。【０００５】
したがって、機械部品の素材となる熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材には、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性に加え、優れた被削性も求められる。【０００６】
機械部品の素材となる鋼の特性を改善する技術は、特開昭６０−２１３５９号公報、特開平７−２４２９９４号公報、及び、特開平７−１２６８０３号公報に提案されている。【０００７】
特開昭６０−２１３５９号公報に開示された歯車用鋼では、Ｓｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０１％以下と規定する。このような規定により、歯車用鋼は高い強度を有し、強靱で信頼性が高いと特開昭６０−２１３５９号公報には記載されている。【０００８】
特開平７−２４２９９４号公報に開示された歯車用鋼は、Ｃｒ：１．５０〜５．０％を含有し、さらに必要に応じて、７．５％＞２．２×Ｓｉ（％）＋２．５×Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋５．７×Ｍｏ（％）を満たし、Ｓｉ：０．４０〜１．０％を含有する。このような化学組成を有することにより、歯車用鋼は優れた歯面強度を有すると特開平７−２４２９９４号公報には記載されている。【０００９】
特開平７−１２６８０３号公報に開示された浸炭歯車用鋼は、Ｓｉ：０．３５〜３．０％以下、Ｖ：０．０５〜０．５％等を含有する。このような化学組成を有することにより、歯車用鋼は、高い曲げ疲労強度と、高い面疲労強度とを有すると特開平７−１２６８０３号公報には記載されている。
【発明の開示】
【００１０】
しかしながら、特開昭６０−２１３５９号公報では、面疲労強度について検討されていない。そのため、特開昭６０−２１３５９号公報に開示された歯車用鋼の面疲労強度が低い場合がある。特開平７−２４２９９４号公報では、曲げ疲労強度について検討されていない。そのため、特開平７−２４２９９４号公報に開示された歯車用鋼の曲げ疲労強度が低い場合がある。特開平７−１２６８０３号公報に開示された歯車用鋼はＶを含有する。Ｖは熱間鍛造後の鋼の硬さを高める。そのため、熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する場合がある。要するに、特開昭６０−２１３５９号公報、特開平７−２４２９９４号公報、及び、特開平７−１２６８０３号公報には、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を有し、かつ、優れた被削性を有する鋼が開示されていない。
【００１１】
本発明の目的は、熱間鍛造後においても優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性を有する、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材を提供することである。
【００１２】
本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材は、その化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．０％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：１．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０２５〜０．０５％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、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がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｏ（酸素）：０．００２％以下であり、式（１）で定義されるｆｎ１が１．６０〜２．１０である。上述の熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材の組織は、フェライト・パーライト組織、フェライト・パーライト・ベイナイト組織、又は、フェライト・ベイナイト組織からなる。横断面において１視野あたりの面積６２５００μｍ２で１５視野を測定して得られたフェライト平均粒径の最大値／最小値は２．０以下である。
ｆｎ１＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ  （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００１３】
本発明による熱間鍛造用棒鋼又は線材は、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性を有する。
【００１４】
本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．０８％以下を含有してもよい。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、実施例で作製したローラピッチング試験用の小ローラ試験片の側面図である。
【図２】図２は、実施例で作製した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の側面図である。
【図３】図３は、実施例における浸炭焼入れ条件を示す図である。
【図４】図４は、実施例におけるローラピッチング試験用の大ローラの正面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材（以下、単に棒鋼又は線材という）の曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性に関して調査及び研究した。その結果、本発明者らは以下の知見を得た。
【００１７】
（ａ）Ｓｉ含有量が高ければ、鋼の面疲労強度及び耐摩耗性が高くなる。さらに、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が高ければ、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性が高くなる。
【００１８】
（ｂ）一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、熱間鍛造後の鋼、及び、熱間鍛造してさらに焼きならしした後の鋼において、ベイナイトの生成が促進される。同様に、Ｍｏが含有されない場合であってもＣｒ含有量が高すぎれば、ベイナイトの生成が促進される。ベイナイトは鋼の被削性を低下する。そのため、ベイナイトの生成を抑制し、鋼の被削性の低下を抑制できる方が好ましい。
【００１９】
（ｃ）以上より、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性と、優れた被削性とを得るためには、Ｓｉ含有量、Ｍｏ含有量及びＣｒ含有量を調整するのが好ましい。特に、曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高めつつ、被削性も高めるためには、Ｃｒ含有量とＭｏ含有量との総量を調整するのが好ましい。具体的には、鋼の化学組成が式（２）を満たせば、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性が得られる。
１．６０≦Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．１０  ・・・（２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２０】
（ｄ）棒鋼又は線材中の結晶粒径のばらつきが大きければ、曲げ疲労強度が低下する。結晶粒径のばらつきが大きければさらに、面疲労強度も低下する場合がある。結晶粒径のばらつきの程度を示す指標として、フェライト平均粒径比を次のとおり定義する。棒鋼又は線材の横断面のうち、表層の脱炭層を除く領域から、各視野の面積が６２５００μｍ２である１５視野を選択する。選択された１５視野の各々について画像解析を実施する。具体的には、各視野においてフェライト平均粒径を測定する。各視野のフェライト平均粒径はＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に規定された切断法に準拠して測定する。
【００２１】
１５視野の各々で決定されたフェライト平均粒径のうち、最大値と最小値とを選択する。そして、最大値／最小値を求める。求めた値をフェライト平均粒径比と定義する。つまり、フェライト平均粒径比は、以下の式（３）で定義される。
フェライト平均粒径比＝１５視野で得られたフェライト平均粒径のうちの最大値／１５視野で得られたフェライト平均粒径のうちの最小値  （３）
フェライト平均粒径比が２．０以下である場合、鋼中の結晶粒のばらつきが小さい。そのため、鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高い。
【００２２】
本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材は、上述の知見に基づいて完成された。以下、本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材について詳しく説明する。以下、化学組成を構成する元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２３】
［化学組成］
本発明による棒鋼又は線材の化学組成は、以下の元素を含有する。
【００２４】
Ｃ：０．１〜０．２５％
炭素（Ｃ）は、浸炭焼入れ、又は浸炭窒化焼入れ性を高める。そのため、Ｃは、鋼の強度を高める。特に、Ｃは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の機械部品の芯部の強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、浸炭焼入れ、又は浸炭窒化焼入れ後の機械部品の変形量が顕著に増加する。したがって、Ｃ含有量は０．１〜０．２５％である。好ましいＣ含有量の下限は０．１％よりも高く、さらに好ましくは、０．１５％以上であり、さらに好ましくは、０．１８％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、０．２５％未満であり、さらに好ましくは、０．２３％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以下である。
【００２５】
Ｓｉ：０．３０〜０．６０％
珪素（Ｓｉ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｓｉはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。したがって、Ｓｉは、鋼の面疲労強度及び耐摩耗性を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、鋼の熱間鍛造後の強度が過剰に高くなる。その結果、鋼の被削性が低下する。Ｓｉが過剰に含有されればさらに、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０〜０．６０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．３０％よりも高く、さらに好ましくは０．４０％以上であり、さらに好ましくは０．４５％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は０．６０％未満であり、さらに好ましくは０．５７％以下であり、さらに好ましくは０．５５％以下である。
【００２６】
Ｍｎ：０．５０〜１．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。したがって、Ｍｎは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れされた機械部品の芯部の強度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する。さらに、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋼の表面にＭｎ酸化物が生成される。その結果、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の浸炭異常層の深さが大きくなる。浸炭異常層はたとえば、粒界酸化層及び不完全焼入れ層である。浸炭異常層の深さが大きくなれば、鋼の曲げ疲労強度及びピッチング強度が低下する。ピッチングは、面疲労の破壊形態の一つである。したがって、ピッチング強度が低ければ、面疲労強度も低くなる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜１．０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．５０％よりも高く、さらに好ましくは０．５５％以上であり、さらに好ましくは０．６０％以上である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．９５％以下であり、さらに好ましくは０．９％以下である。
【００２７】
Ｓ：０．００３〜０．０５％
硫黄（Ｓ）はＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは鋼の被削性を高める。一方、Ｓが過剰に含有されれば、粗大なＭｎＳが形成される。粗大なＭｎＳは鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度を低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００３〜０．０５％である。好ましいＳ含有量の下限は０．００３％よりも高く、さらに好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。好ましいＳ含有量の上限は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００２８】
Ｃｒ：１．５０〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性、及び、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｃｒは鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、熱間鍛造後、又は、焼きならし後の鋼でベイナイトの生成が促進される。そのため、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．５０〜２．００％である。好ましいＣｒ含有量の下限は１．５０％よりも高く、さらに好ましくは１．７０％以上であり、さらに好ましくは１．８０％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は２．００％未満であり、さらに好ましくは１．９５％以下であり、さらに好ましくは１．９０％以下である。
【００２９】
Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含む）
モリブデン（Ｍｏ）は、含有されなくてもよい。Ｍｏは鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｍｏは鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、熱間鍛造後、又は、焼きならし後の鋼でベイナイト生成が促進される。そのため、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％以下（０％を含む）である。好ましいＭｏ含有量の下限は０．０２％以上である。好ましいＭｏ含有量の上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。
【００３０】
Ａｌ：０．０２５〜０．０５％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、浸炭加熱によるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、粗大なＡｌ酸化物を形成する。粗大なＡｌ酸化物は、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２５〜０．０５％である。好ましいＡｌ含有量の下限は０．０２５％よりも高く、さらに好ましくは０．０２７％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。好ましいＡｌ含有量の上限は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０４５％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
【００３１】
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
窒素（Ｎ）は、Ａｌ又はＮｂと結合して、ＡｌＮ又はＮｂＮを形成する。ＡｌＮ又はＮｂＮは、浸炭加熱によるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、製鋼工程において安定して製造しにくくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０２５％である。好ましいＮ含有量の下限は０．０１０％よりも高く、さらに好ましくは０．０１２％以上であり、さらに好ましくは０．０１３％以上である。好ましいＮ含有量の上限は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１８％以下である。
【００３２】
本発明による棒鋼または線材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。本明細書における不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は製造工程の環境等から混入する元素を意味する。本発明においては、不純物としてのＰ、Ｔｉ及びＯ（酸素）の含有量は、次のとおりに制限される。
【００３３】
Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は粒界に偏析して粒界を脆化する。そのため、Ｐは鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
【００３４】
Ｔｉ：０．００３％以下
チタン（Ｔｉ）は、Ｎと結合して粗大なＴｉＮを形成する。粗大なＴｉＮは、鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｔｉ含有量は０．００３％以下である。好ましいＴｉ含有量は０．００３％未満であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
【００３５】
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
酸素（Ｏ）は、Ａｌと結合して酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物は、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は０．００２％以下である。好ましいＯ含有量は０．００２％未満であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。
【００３６】
本発明による棒鋼又は線材の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
１．６０≦Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．１０  （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００３７】
上述のとおり、Ｃｒ及びＭｏはともに、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、Ｃｒ及びＭｏは、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高める。ＭｏとＣｒとを比較して、ＭｏはＣｒの半分の含有量で、Ｃｒと同程度の効果（曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性の向上）を奏する。したがって、ｆｎ１＝Ｃｒ＋２Ｍｏと定義する。ｆｎ１中の各元素記号には、対応する元素（Ｃｒ又はＭｏ）の含有量（質量％）が代入される。
【００３８】
ｆｎ１が１．６０未満であれば、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性のうちの少なくとも１種以上が低くなる。一方、ｆｎ１が２．１０を超えれば、熱間鍛造後又は焼きならし後の鋼中でベイナイトの生成が促進される。そのため、鋼の被削性が低下する。ｆｎ１が１．６０〜２．１０であれば、鋼の被削性の低下を抑えつつ、鋼の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性を高めることができる。ｆｎ１の好ましい下限は１．８０以上である。ｆｎ１の好ましい上限は２．００未満である。
【００３９】
本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
【００４０】
Ｎｂ：０．０８％以下
ニオブ（Ｎｂ）は選択元素である。Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物又はＮｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物及びＮｂ炭窒化物は、Ａｌ窒化物と同様に、浸炭加熱時においてオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｂが過剰に含有されれば、Ｎｂ炭窒化物、Ｎｂ窒化物及びＮｂ炭窒化物が粗大化する。そのため、浸炭加熱時においてオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できない。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０８％以下である。好ましいＮｂ含有量の下限は０．０１％以上である。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０８％未満であり、さらに好ましくは、０．０５％以下である。
【００４１】
［ミクロ組織］
本発明による棒鋼又は線材のミクロ組織は、フェライト・パーライト組織、フェライト・パーライト・ベイナイト組織、又は、フェライト・ベイナイト組織からなる。ここで、「フェライト・パーライト組織」とは、マトリックス（母相）が、フェライトとパーライトとからなる２相組織を意味する。「フェライト・パーライト・ベイナイト組織」は、マトリックスが、フェライトと、パーライトと、ベイナイトとからなる３相組織を意味する。「フェライト・ベイナイト組織」は、マトリックスが、フェライトとベイナイトとからなる２相組織を意味する。
【００４２】
要するに、本発明による棒鋼又は線材のミクロ組織は、マルテンサイトを含有しない。マルテンサイトは硬質であり、鋼の延性を低下する。したがって、マルテンサイトを含有する棒鋼又は線材を搬送するとき、又は、矯正するとき、棒鋼又は線材に割れが発生しやすくなる。本発明による棒鋼又は線材のミクロ組織はマルテンサイトを含有しないため、矯正時又は搬送時に割れが発生しにくい。
【００４３】
上述の各相は、次の方法で同定される。棒鋼又は線材の長手方向に垂直な断面（横断面）の中心部を含むサンプルを切り出す。切り出されたサンプルの表面（中心部を含む）を鏡面研磨する。研磨された表面をナイタールで腐食する。腐食された表面を、倍率４００倍の光学顕微鏡でミクロ組織観察する。具体的には、腐食された表面のうち、棒鋼又は線材の表層の脱炭層を除く領域から任意に１５視野を選択する。そして、各視野を観察して、ミクロ組織を同定する。１５視野のいずれかにベイナイトが含まれれば、その鋼のミクロ組織にはベイナイトが含まれると判断する。フェライト及びパーライトについても同様に判断する。各視野の大きさは２５０ミクロン（μｍ）×２５０ミクロン（μｍ）＝６２５００μｍ２である。
【００４４】
上記ミクロ組織ではさらに、横断面において、式（３）により定義されたフェライト平均粒径比が２．０以下である。
【００４５】
上述の１５視野の各々について画像解析を実施する。具体的には、各視野においてフェライト相を同定する。同定されたフェライト相内のフェライト粒径を測定する。各視野のフェライト平均粒径はＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に規定された切断法に準拠して測定する。
【００４６】
１５視野各々で決定されたフェライト平均粒径（合計１５個）のうち、最大値と最小値とを選択する。そして、上記式（３）に基づいて、フェライト平均粒径比＝（フェライト平均粒径の最大値／フェライト平均粒径の最小値）を求める。
【００４７】
熱間圧延後の鋼材（つまり、熱間圧延まま材）において結晶粒径が不均一である場合、後工程である熱間鍛造後、又は浸炭焼入れ後においても、結晶粒径は不均一なままである。結晶粒径が不均一であれば、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。したがって、熱間圧延まま材における結晶粒径はなるべく均一である方が好ましい。結晶粒径の均一度合いを評価するには、フェライト平均粒径比を評価するのが好ましい。フェライト粒径は、パーライトやベイナイトと比較して、エッチングにより容易に観察できる。そのため、フェライト平均粒径の均一度合い（つまり、フェライト平均粒径比）を調べれば、組織内の結晶粒径の均一度合いを評価しやすい。さらに、疲労破壊は最も強度が低い部分を起点として発生する。そのため、フェライト平均粒径の標準偏差を指標とするよりも、フェライト平均粒径の最大値／最小値を指標とした方が、曲げ疲労強度及び面疲労強度の評価に適する。
【００４８】
ミクロ組織が上述のフェライトを含む各種混合組織からなり、かつ、フェライト平均粒径比が２．０以下であれば、棒鋼又は線材内の結晶粒径のバラツキが小さい。そのため、熱間鍛造後又は浸炭焼き入れ後における鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。フェライト平均粒径比は、好ましくは、１．６以下である。
【００４９】
一方、フェライト平均粒径比が２．０を超えると、鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度のうちの１種以上が低くなる。
【００５０】
［製造方法］
本発明の棒鋼または線材の製造方法の一例、及び、歯車及びプーリに代表される機械部品の製造方法の一例を説明する。なお、製造方法は下記に限定されない。
【００５１】
上述の化学組成を有し、かつ、式（２）を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。連続鋳造法では、凝固途中の鋳片に圧下を加える。次に、鋳片を加熱する。このときの加熱温度は１２５０〜１３００℃であり、加熱時間は１０時間以上である。加熱された鋳片を分塊圧延機で分塊圧延して、鋼片（ビレット）を製造する。
【００５２】
鋼片を熱間圧延して熱間鍛造用棒鋼又は線材を製造する。具体的には、鋼片を加熱する。このときの加熱温度は１１５０〜１２００℃であり、加熱時間は１．５時間以上である。加熱された鋼片を熱間圧延して棒鋼又は線材を製造する。熱間圧延における仕上げ温度を９００〜１０００℃にする。仕上げ圧延前には水冷を実施しない。仕上げ圧延後、棒鋼又は線材を大気中での放冷（以下、単に放冷という）以下の冷却速度で、表面温度が６００℃以下になるまで冷却する。熱間圧延において、式（４）で定義される断面減少率（％）を８７．５％以上にする。
断面減少率＝｛１−（棒鋼、線材の断面積／鋼片の断面積）｝×１００  （４）
【００５３】
仕上げ圧延後の棒鋼又は線材を放冷以下の冷却速度で室温まで冷却しなくてもよい。棒鋼又は線材の表面温度が６００℃以下となった後、空冷、ミスト冷却、水冷など、放冷よりも高い冷却速度で棒鋼又は線材を冷却してもよい。
【００５４】
上述の加熱温度は、加熱炉の炉内温度の平均値を意味する。上述の加熱時間は、上述の加熱温度での在炉時間を意味する。仕上げ温度とは、仕上げ圧延直後の棒鋼、線材の表面温度を意味する。仕上げ圧延とはたとえば、連続ミルにおいて、圧延に利用する複数のスタンドのうち、末尾のスタンドでの圧延を意味する。仕上げ加工後の冷却速度は、棒鋼、線材の表面冷却速度を意味する。
【００５５】
熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材を用いて機械部品を製造する方法の一例は次のとおりである。
【００５６】
熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材に対して熱間鍛造を実施し、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して調質処理を実施してもよい。調質処理はたとえば、焼きならしである。中間品を機械加工して所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削又は穿孔である。
【００５７】
機械加工後の中間品に対して表面硬化処理を実施してもよい。表面硬化処理はたとえば、浸炭処理、窒化処理又は高周波焼入れ処理等である。表面硬化処理を実施された中間品に対して、仕上げ加工を実施して、機械部品が製造される。
【００５８】
以上の工程で製造された棒鋼又は線材は、熱間鍛造後においても優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び優れた被削性を有する。
【実施例１】
【００５９】
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｃを７０トン転炉で溶製した。
【表１】
0005561436.tif 000002
【００６０】
鋼Ａ〜Ｃの溶鋼を用いて連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片（ブルーム）を製造した。製造されたブルームを６００℃まで大気中で放冷した。なお、連続鋳造工程において、凝固途中の鋳片を圧下した。【００６１】
次に、表２に示す製造条件を設定した。
【表２】
0005561436.tif 000003
【００６２】
具体的には、表２の「鋳片」欄内の「加熱温度」欄には、各条件における鋳片の加熱温度（℃）を示す。表２の「鋳片」欄内の「加熱時間」欄には、各条件における鋳片の加熱時間（分）を示す。同様に、表２の「鋼片」欄中の「加熱温度」欄には、各条件における鋼片の加熱温度（℃）を示す。「鋼片」欄中の「加熱時間」欄には、各条件における鋼片の加熱時間（分）を示す。「圧延条件」欄中の「仕上げ圧延前の水冷」欄には、各条件における仕上げ圧延前における鋼片の水冷の有無を示す。欄中の「あり」は、水冷が実施されたことを示す。「なし」は水冷が実施されなかったことを示す。「圧延条件」欄中の「仕上げ温度」欄には、各条件のおける仕上げ温度（℃）を示す。「圧延条件」欄中の「冷却条件」欄には、各条件における仕上げ圧延後の冷却条件を示す。【００６３】
表１に示す鋼と、表２に示す製造条件に基づいて、表３に示す試験番号１〜１０の棒鋼を製造した。
【表３】
0005561436.tif 000004
【００６４】
具体的には、各試験番号において、表３に示す鋼の鋳片を、表３中に示す製造条件（鋳片の加熱温度、加熱時間）で加熱した。加熱された鋳片を分塊圧延して、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片を製造した。製造された鋼片を室温（２５℃）まで冷却した。【００６５】
次に、鋼片を、表３中に示す製造条件（鋼片の加熱温度、加熱時間）で加熱した。加熱された鋼片を表３中に示す製造条件（仕上げ圧延前の水冷、仕上げ温度、冷却条件）で熱間圧延して、直径５０ｍｍ及び直径７０ｍｍの棒鋼を製造した。圧延後の棒鋼はそのまま大気中で室温まで放冷した。つまり、棒鋼は熱間圧延まま材であった。【００６６】
［ミクロ組織観察試験］
直径５０ｍｍの棒鋼を長手方向に垂直に切断した。切断面の中心部を含むサンプルを切り出した。サンプルの表面のうち、上述の中心部に相当する表面を鏡面に研磨した。研磨面をナイタールで腐食した。腐食面を倍率４００倍の光学顕微鏡で、１５視野観察した。１５視野は、表層の脱炭層を除いた領域から任意に選択された。各視野の大きさは２５０μｍ×２５０μｍであった。各視野においてミクロ組織を観察した。【００６７】
ミクロ組織観察試験の結果、いずれの試験番号のミクロ組織も、マルテンサイトを含まなかった。各試験番号のミクロ組織は、フェライト・パーライト組織、フェライト・パーライト・ベイナイト組織、フェライト・ベイナイト組織のいずれかであった。表３中の「ミクロ組織」欄に、ミクロ組織観察結果を示す。表中の「Ｆ＋Ｐ」は、対応する試験番号のミクロ組織がフェライト・パーライト組織であることを示す。「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」は、フェライト・パーライト・ベイナイト組織であることを示す。「Ｆ＋Ｂ」は、フェライト・ベイナイト組織であることを示す。【００６８】
［フェライト平均粒径測定］
上述の１５視野のフェライト平均粒径を、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に規定された切断法に準拠して測定した。【００６９】
各視野のフェライト平均粒径（合計１５個）のうち、最大値と最小値とを特定した。そして、式（３）に基づいて、フェライト平均粒径比（＝最大値／最小値）を求めた。フェライト平均粒径比を表３に示す。【００７０】
［面疲労強度試験片及び曲げ疲労強度試験片の作製］
各試験番号の棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した。次に、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、図１に示すローラピッチング小ローラ試験片（以下、単に小ローラ試験片という）と、図２に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片（図１及び図２ともに、図中の寸法の単位はｍｍ）を作製した。図１に示す小ローラ試験片は、中央に試験部（直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円柱部）を備えた。【００７１】
作成された各試験片に対して、ガス浸炭炉を用いて、図３に示す条件で浸炭焼入れを実施した。焼入れ後、１５０℃で１．５時間の焼戻しを実施した。小ローラ試験片、及び、小野式回転曲げ疲労試験片に対して、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を実施した。【００７２】
［面疲労強度試験］
ローラピッチング試験では、上記の小ローラ試験片と、図４に示す形状の大ローラ（図中の寸法の単位はｍｍ）とを組合せた。図４に示す大ローラは、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨、の工程によって作製された。【００７３】
小ローラ試験片と大ローラとを用いたローラピッチング試験を表４に示す条件で行った。
【表４】
0005561436.tif 000005
【００７４】
表４に示すとおり、小ローラ試験片の回転数を１０００ｒｐｍとし、すべり率を−４０％、試験中の大ローラと小ローラ試験片との接触面圧を４０００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０７ｃｙｃｌｅとした。大ローラの回転速度をＶ１ｍ／ｓｅｃ、小ローラ試験片の回転速度をＶ２ｍ／ｓｅｃとしたとき、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
すべり率＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００【００７５】
試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション用オイル）を油温９０℃の条件で、大ローラと小ローラ試験片との接触部分（試験部の表面）に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、面疲労強度を評価した。【００７６】
各試験番号について、ローラピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０７回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を、その試験番号の面疲労強度と定義した。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ２以上になった場合をピッチング発生と定義した。【００７７】
表３に、試験により得られた面疲労強度を示す。表３中の面疲労強度では、試験番号１の面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１２０％以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。【００７８】
［耐摩耗性評価］
ローラピッチング試験において、繰り返し数が１．０×１０６回となった小ローラ試験片の試験部の摩耗量を測定した。具体的には、ＪＩＳ  Ｂ０６０１（２００１）に準拠して、最大高さ粗さ（Ｒｚ）を求めた。Ｒｚ値が小さいほど、耐摩耗性が高いことを示す。摩耗量の測定には、粗さ計を用いた。表３に、摩耗量を示す。表３中の摩耗量では、試験番号１の摩耗量を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の摩耗量を基準値に対する比（％）で示した。摩耗量が８０％以下であれば、優れた耐摩耗性が得られたと判断した。【００７９】
［曲げ疲労強度試験］
曲げ疲労強度は、小野式回転曲げ疲労試験により求めた。小野式回転曲げ疲労試験での試験数は各試験番号ごとに８個とした。試験時の回転数は３０００ｒｐｍとし、その他は通常の方法により試験を行った。繰り返し数１．０×１０４回、および１．０×１０７回まで破断しなかったもののうち、最も高い応力をそれぞれ中サイクル、および高サイクル回転曲げ疲労強度と定義した。【００８０】
表３に、中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度を示す。中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度では、試験番号１の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。中サイクル及び高サイクルともに、曲げ疲労強度が１１５％以上であれば、優れた曲げ疲労強度が得られたと判断した。【００８１】
［切削試験］
切削試験を実施し、被削性を評価した。以下の方法により切削試験片を得た。各試験番号の直径７０ｍｍの棒鋼を１２５０℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱された棒鋼を９５０℃以上の仕上げ温度で熱間鍛造し、直径６０ｍｍの丸棒を得た。この丸棒から機械加工によって、直径５５ｍｍ、長さ４５０ｍｍの切削試験片を得た。切削試験片を用いて、下記の条件で切削試験を行った。【００８２】
切削試験（旋削）
チップ：母材材質  超硬Ｐ２０種グレード、コーティング  なし
条件：周速２００ｍ／分、送り０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．５ｍｍ、水溶性切削油を使用
測定項目：切削時間１０分後の逃げ面の主切刃摩耗量【００８３】
表３に、得られた主切刃摩耗量を示す。表３では、試験番号２（鋼Ｂ使用）の主切刃摩耗量を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の主切刃摩耗量を、基準値に対する比（％）で示した。主切刃摩耗量が８０％以下であれば、優れた被削性が得られたと判断した。【００８４】
［評価結果］
表３を参照して、試験番号４及び９の棒鋼の化学組成（鋼Ｃ）は本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１は、式（２）を満たした。さらに、試験番号４及び９のフェライト平均粒径比はいずれも２．０以下であった。そのため、試験番号４及び９の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度は１１５％以上であり、面疲労強度は１２０％以上であった。さらに、摩耗量は８０％以下であった。さらに、主切刃摩耗量は８０％以下であった。したがって、試験番号４及び９の棒鋼は、優れた曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び被削性を有した。【００８５】
一方、試験番号１の棒鋼の化学組成（鋼Ａ）は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０Ｈに相当した。そのため、試験番号１のＳｉ含有量及びＣｒ含有量は、本発明のＳｉ含有量及びＣｒ含有量の下限未満であった。さらに、試験番号１のｆｎ１は式（２）の下限未満であった。そのため、試験番号１の曲げ疲労強度、面疲労強度及び耐摩耗性は低かった。【００８６】
試験番号２の棒鋼の化学組成（鋼Ｂ）は、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４２０Ｈに相当した。そのため、試験番号２のＳｉ含有量及びＣｒ含有量は本発明のＳｉ含有量及びＣｒ含有量の下限未満であった。さらに試験番号２のＭｏ含有量は本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。さらに試験番号２のｆｎ１は式（２）の下限未満であった。そのため、試験番号２の曲げ疲労強度が１１５％未満と低く、被削性も低かった。【００８７】
試験番号３の化学組成（鋼Ｃ）は、本発明の化学組成の範囲内であった。さらに、ｆｎ１も式（２）を満たした。しかしながら、鋳片の加熱時間が短すぎたため（表２中の製造条件１参照）、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、試験番号３の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度は１１５％未満であり、低かった。【００８８】
試験番号５の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎ１も式（２）を満たした。しかしながら、試験番号５では、仕上げ圧延前に水冷を実施した（表２中の製造条件３参照）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、試験番号５の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度は１１５％未満であり、低かった。【００８９】
試験番号６の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎ１も式（２）を満たした。しかしながら、試験番号６では、仕上げ圧延後の棒鋼を８００℃まで水冷した（表２中の製造条件４参照）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、試験番号６の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度はいずれも１１５％未満であり、低かった。さらに、面疲労強度は１２０％未満であり、低かった。さらに、摩耗量は８０％を超え、耐摩耗性が低かった。【００９０】
試験番号７の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎ１も式（２）を満たした。しかしながら、試験番号７では、鋳片の加熱時間が短すぎ、鋼片の加熱時間も短すぎた（製造条件５参照）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、試験番号７の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度はいずれも１１５％未満であり、低かった。【００９１】
試験番号８の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎ１も式（２）を満たした。しかしながら、試験番号８では、鋼片の加熱温度が高すぎ、かつ、仕上げ温度も高すぎた（製造条件６参照）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、試験番号８の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度はいずれも１１５％未満であり、低かった。さらに、面疲労強度は１２０％未満であり、低かった。さらに、摩耗量は８０％を超え、耐摩耗性が低かった。【００９２】
試験番号１０の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎ１も式（２）を満たした。しかしながら、試験番号１０は、鋳片の加熱温度が低すぎた（製造条件８参照）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクルの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。
【実施例２】
【００９３】
表５に示すＤ〜Ｓの化学組成を有する溶鋼を、実施例１と同様に製造した。
【表５】
0005561436.tif 000006
【００９４】
そして、実施例１と同様の製造条件で、表６に示す試験番号１１〜４２の棒鋼を製造した。棒鋼の直径は５０ｍｍ及び７０ｍｍであった。製造された棒鋼を利用して、実施例１と同様の試験を実施した。そして、中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度、面疲労強度、耐摩耗性及び主切刃摩耗量をそれぞれ求めた。
【表６】
0005561436.tif 000007
【００９５】
求めた結果を表６に示す。表６を参照して、試験番号１７、１９、２１、２３、３１、３３、４１及び４２の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎ１が式（２）を満たした。さらに、これらの試験番号のフェライト平均粒径比はいずれも、２．０以下であった。そのため、これらの試験番号の中サイクル及び高サイクルの曲げ疲労強度は１１５％以上であり、面疲労強度は１２０％以上であった。さらに、摩耗量は８０％以下であった。さらに、主切刃摩耗量は８０％以下であった。【００９６】
一方、試験番号１１の化学組成（鋼Ｄ）のＳｉ含有量及びＣｒ含有量は、本発明のＳｉ含有量及びＣｒ含有量の下限未満であった。そのため、試験番号１１の面疲労強度は１２０％未満であり、摩耗量は８０％よりも高かった。試験番号１２は試験番号１１と同じ鋼Ｄを用いた。そのため、面疲労強度及び耐摩耗性は低かった。試験番号１２ではさらに、鋳片の加熱時間が短すぎた（製造条件１）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度は１１５％未満であり、低かった。【００９７】
試験番号１３の化学組成（鋼Ｅ）は本発明の化学組成の範囲内であるものの、ｆｎ１が式（２）の下限未満であった。そのため、高サイクルの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。試験番号１４は試験番号１３と同じ鋼Ｅを用いた。そのため、高サイクルでの曲げ疲労強度が低かった。試験番号１４ではさらに、仕上げ圧延前に水冷を実施した（製造条件３）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が、試験番号１３よりも低くなった。【００９８】
試験番号１５の化学組成（鋼Ｆ）のＳｉ含有量は、本発明のＳｉ含有量の上限を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり低かった。さらに、主切刃摩耗量が８０％よりも高くなり、被削性が低かった。【００９９】
試験番号１６は、試験番号１５と同じ鋼Ｆを用いた。そのため、曲げ疲労強度及び被削性が低かった。試験番号１６ではさらに、仕上げ圧延後の棒鋼を８００℃まで水冷した（製造条件４）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、曲げ疲労強度は試験番号１５よりも低かった。さらに、面疲労強度は１２０％未満であり、摩耗量は８０％よりも高かった。【０１００】
試験番号１８の化学組成（鋼Ｇ）は本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１が式（２）を満たした。しかしながら、鋳片の加熱時間が短すぎた（製造条件１）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり低かった。さらに、面疲労強度が１２０％未満であり低かった。【０１０１】
試験番号２０の化学組成（鋼Ｈ）は本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１が式（２）を満たした。しかしながら、仕上げ圧延前に水冷を実施した（製造条件３）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり低かった。【０１０２】
試験番号２２の化学組成（鋼Ｉ）は本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１が式（２）を満たした。しかしながら、仕上げ圧延後の棒鋼を８００℃まで水冷した（製造条件４）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり低かった。【０１０３】
試験番号２４の化学組成（鋼Ｊ）は本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１が式（２）を満たした。しかしながら、鋳片の加熱時間及び鋼片の加熱時間が短すぎた（製造条件５）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり低かった。【０１０４】
試験番号２５の化学組成（鋼Ｋ）のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、主切刃摩耗量が８０％よりも高く、被削性が低かった。Ｃｒ含有量が高すぎて鋼中にベイナイトが過剰に生成したためと考えられる。【０１０５】
試験番号２６は、試験番号２５と同じ鋼Ｋを用いた。そのため、被削性が低かった。試験番号２６ではさらに、鋳片の加熱時間及び鋼片の加熱時間が短すぎた（製造条件５）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。【０１０６】
試験番号２７の化学組成（鋼Ｌ）のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の下限未満であった。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度は１１５％未満であり、低かった。さらに、面疲労強度も１２０％未満であり、低かった。【０１０７】
試験番号２８は試験番号２７と同じ鋼Ｌを用いた。そのため、曲げ疲労強度が低かった。さらに、試験番号２８では、鋼片の加熱温度が高すぎ、かつ、仕上げ温度も高すぎた（製造条件６）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。さらに、面疲労強度も１２０％未満であり、低かった。【０１０８】
試験番号２９の化学組成（鋼Ｍ）のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。そのため、試験番号２９の主切刃摩耗量は８０％を超え、被削性が低かった。Ｍｏ含有量が高すぎて、鋼中にベイナイトが過剰に生成されたためと考えられる。【０１０９】
試験番号３０は、試験番号２９と同じ鋼Ｍを用いた。そのため、被削性が低かった。試験番号３０ではさらに、鋳片の加熱温度が低すぎた（製造条件８）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。【０１１０】
試験番号３２の化学組成（鋼Ｎ）は、本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１が式（２）を満たした。しかしながら、鋼片の加熱温度及び仕上げ温度が高すぎた（製造条件６）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。【０１１１】
試験番号３４の化学組成（鋼Ｏ）は、本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎ１が式（２）を満たした。しかしながら、鋳片の加熱温度が低すぎた（製造条件８）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。【０１１２】
試験番号３５の化学組成（鋼Ｐ）のＭｎ含有量及びＡｌ含有量は本発明のＭｎ含有量及びＡｌ含有量の下限未満であった。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。さらに面疲労強度が１２０％未満であり、低かった。【０１１３】
試験番号３６は、試験番号３５と同じ鋼Ｐを用いた。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。試験番号３５ではさらに、仕上げ圧延後の棒鋼を８００℃まで水冷した（製造条件４）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。さらに、中サイクルでの曲げ疲労強度は、試験番号３５よりも低かった。【０１１４】
試験番号３７の化学組成（鋼Ｑ）のＭｎ含有量及びＡｌ含有量は、本発明のＭｎ含有量及びＡｌ含有量の上限を超えた。そのため、高サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり低かった。さらに、主切刃摩耗量が８０％を超え、被削性が低かった。【０１１５】
試験番号３８は試験番号３７と同じ鋼Ｑを用いた。そのため、高サイクルでの曲げ疲労強度が低く、被削性も低かった。試験番号３８ではさらに、鋼片の加熱温度及び仕上げ温度が高すぎた。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクルでの曲げ疲労強度が１１５％未満であり、低かった。さらに、高サイクルの曲げ疲労強度は、試験番号３７よりも低かった。【０１１６】
試験番号３９の化学組成（鋼Ｒ）は本発明の化学組成の範囲内であるものの、ｆｎ１が式（２）の上限を超えた。そのため、試験番号３９の鋼の被削性は低かった。試験番号４０は試験番号３９と同じ鋼Ｒを用いた。そのため、試験番号４０の鋼の被削性は低かった。試験番号４０ではさらに、圧延前に水冷を実施した（製造条件３）。そのため、フェライト平均粒径比が２．０を超えた。そのため、中サイクル及び高サイクルでの曲げ疲労強度が試験番号３９よりも低かった。【０１１７】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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