(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱間加工した後に浸炭焼入を行う肌焼鋼鋼材（但し、浸炭焼入が行われる以前に球状化熱処理を行う場合を除く。）であって、
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．６５〜０．９０％、
Ｓ：０．０１０〜０．０３０％、
Ｃｒ：１．６５〜１．７９％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
を含有するとともに、
下記の〈１〉式、〈２〉式および〈３〉式で表されるｆｎ１、ｆｎ２およびｆｎ３が、それぞれ、２５≦ｆｎ１≦８５（但し、ｆｎ１＝６５を除く。）、０．９０≦ｆｎ２≦１．２０およびｆｎ３≧２．２０であり、
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％以下および
Ｏ：０．００１５％以下であり、
面積割合で組織の２０〜７０％がフェライトであり、
上記フェライト以外の部分が、パーライトおよびベイナイトのうちの１種以上からなる組織であることを特徴とする肌焼鋼鋼材。
ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・〈１〉
ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・〈２〉
ｆｎ３＝１．１６Ｓｉ＋０．７０Ｍｎ＋Ｃｒ・・・〈３〉
但し、〈１〉式、〈２〉式および〈３〉式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、肌焼鋼鋼材に関する。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摩耗性に優れ、自動車用ベルト式無段変速機用プーリーシャフト（以下、「ＣＶＴプーリーシャフト」という。）など浸炭部品の素材として用いるのに好適な肌焼鋼鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車部品、なかでもトランスミッションに用いられるＣＶＴプーリーシャフトなどの部品は、曲げ疲労強度向上および耐摩耗性向上の観点から、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。
【０００３】
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。
【０００４】
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ＣＶＴプーリーシャフトなど浸炭部品には、従来にも増して高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性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「ＣＶＴプーリーシャフト」で代表させて説明することがある。
【０００５】
肌焼鋼にＮｉ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素を多量に添加すると、ＣＶＴプーリーシャフトに高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性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。
【０００６】
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（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。
【０００７】
このため、ＣＶＴプーリーシャフトの素材となる「肌焼鋼」には、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定された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Ｍｏの価格高騰の状況を踏まえてＭｏの添加量を極力抑えて成分コストが低く、しかも、ＣＶＴプーリーシャフトに高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性を具備させることができる肌焼鋼鋼材に対する要望が極めて大きくなっている。
【０００８】
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。
【０００９】
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グループから選ばれる１種以上の元素を含有し、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。
【００１０】
また、特許文献２に、質量比として、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グループから選ばれる１種以上の元素を含有し、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（６８６〜１１７６ＭＰａ）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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００１−１５２２８４号公報
【特許文献２】特開平２−２５９０１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
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耐摩耗性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、ＣＶＴプーリーシャフトなどの部品に高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性を確保させることができるというものではなかった。
【００１３】
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。さらに、肌焼鋼の高温強度すなわち、高温下にさらされる鋼材表面部の焼戻し軟化抵抗についての配慮もなされていない。このため、必ずしも、ＣＶＴプーリーシャフトなどの部品に高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性を確保させることができるというものではなかった。
【００１４】
しかも、この特許文献２で開示された技術の場合、素材鋼を所望の製品形状に熱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、熱間加工性が十分でない。さらに、上記の粗大なＭｎＳそのものが、曲げ疲労強度を低下させるので、所望の高い曲げ疲労強度を確保することができないこともあった。
【００１５】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、高価な元素であるＭｏを添加しなくとも、ＣＶＴプーリーシャフトに対して、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を基準に評価した良好な曲げ疲労強度と耐摩耗性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、良好な熱間加工性も具備する被削性に優れた肌焼鋼鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
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。
【００１７】
（ａ）Ｍｏを添加することなく、高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性を確保するためには、鋼の成分組成を、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。
【００１８】
（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。
【００１９】
（ｃ）粗大なＭｎＳは熱間加工時の割れの起点となる。このため、熱間加工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。
【００２０】
（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について、〔２５≦ｆｎ１≦８５〕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、良好な熱間加工性を確保して熱間加工時の割れを抑制するとともに、高い曲げ疲労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ものでなければならない。
【００２１】
そこでさらに、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）〜（ｊ）の知見を得た。
【００２２】
（ｅ）Ｍｏ含有量低減のために生ずる焼入性低下、ならびに粗大なＭｎＳの生成を抑制するだけでは、高い曲げ疲労強度を確保することはできない。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。
【００２３】
（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を、０．９０以上で１．２０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、高い曲げ疲労強度を確保することができる。
【００２４】
（ｇ）高い曲げ疲労強度を確保するためには、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−１１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。
【００２５】
（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％以下および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。
【００２６】
（ｉ）安定して良好な被削性を確保するには、面積割合で組織の２０〜７０％をフェライトとする必要がある。
【００２７】
（ｊ）高い耐摩耗性を確保するためには、摺動表面の焼戻し軟化を抑制させることが有効である。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＝１．１６Ｓｉ＋０．７０Ｍｎ＋Ｃｒ〕の式で表されるｆｎ３を、２．２０以上にすることによって、焼戻し軟化特性を向上させ、高い耐摩耗性を確保することができる。
【００２８】
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）および（２）に示す肌焼鋼鋼材にある。
【００２９】
（１）熱間加工した後に浸炭焼入を行う肌焼鋼鋼材（但し、浸炭焼入が行われる以前に球状化熱処理を行う場合を除く。）であって、
質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．６５〜０．９０％、
Ｓ：０．０１０〜０．０３０％、
Ｃｒ：１．６５〜１．７９％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
を含有するとともに、
下記の〈１〉式、〈２〉式および〈３〉式で表されるｆｎ１、ｆｎ２およびｆｎ３が、それぞれ、２５≦ｆｎ１≦８５（但し、ｆｎ１＝６５を除く。）、０．９０≦ｆｎ２≦１．２０およびｆｎ３≧２．２０であり、
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％以下および
Ｏ：０．００１５％以下であり、
面積割合で組織の２０〜７０％がフェライトであり、
上記フェライト以外の部分が、パーライトおよびベイナイトのうちの１種以上からなる組織であることを特徴とする肌焼鋼鋼材。
ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・〈１〉
ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・〈２〉
ｆｎ３＝１．１６Ｓｉ＋０．７０Ｍｎ＋Ｃｒ・・・〈３〉
但し、〈１〉式、〈２〉式および〈３〉式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００３０】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下およびＮｉ：０．２０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の肌焼鋼鋼材。
【発明の効果】
【００３１】
本発明の肌焼鋼鋼材は成分コストが低く、良好な熱間加工性を有するとともに被削性にも優れ、しかも、この肌焼鋼鋼材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を基準に評価した良好な曲げ疲労強度と耐摩耗性を具備している。このため、本発明の肌焼鋼鋼材は、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ＣＶＴプーリー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。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】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。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図２】実施例のブロックオンリング試験に用いたブロック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。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図３】実施例のブロックオンリング試験に用いたリング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。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図４】実施例において、図１〜３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。
【図５】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。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図６】実施例のブロックオンリング試験に用いたブロック試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は、「試験面：Ｒｑ＝０．１０〜０．２０」と記載の箇所のみ「μｍ」で、その他は「ｍｍ」である。
【図７】実施例のブロックオンリング試験に用いたリング試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は、「試験面：Ｒｑ＝０．１５〜０．３０」と記載の箇所のみ「μｍ」で、その他は「ｍｍ」である。
【図８】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。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図９】実施例のＮＣ旋盤を用いた旋削加工で生じた切屑の長さについて説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
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。
【００３４】
（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．１５〜０．２３％
Ｃは、ＣＶＴプーリー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、０．１５％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高くなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．２３％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０．１５〜０．２３％とした。
【００３５】
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０．２２％以下とすることが好ましい。
【００３６】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
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、ＣＶＴプーリーシャフトなどの摺動表面が高温下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、０．０１％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０．１５％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り曲げ疲労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０．０１〜０．１５％とした。
【００３７】
より一層高い曲げ疲労強度が要求される場合には、Ｓｉの含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｍｎ：０．６５〜０．９０％
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、０．６５％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、硬さが高くなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．９０％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、曲げ疲労強度の低下を招き、特に、Ｍｎの含有量が０．９０％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．６５〜０．９０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．７０％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ｓ：０．０１０〜０．０３０％
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。この被削性向上の効果を得るには、０．０１０％以上のＳ含有量が必要である。一方、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０．０１０〜０．０３０％とした。
【００４０】
なお、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０．０１５％以上とすることが好ましい。
【００４１】
より一層良好な熱間加工性、曲げ疲労強度が要求される場合には、Ｓの含有量は０．０２５％以下であることが好ましい。
【００４２】
Ｃｒ：１．６５〜１．８０％
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、ＣＶＴプーリーシャフトなどの摺動表面が高温下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、硬さが高くなって被削性の低下を招き、特に、その含有量が１．８０％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耐摩耗性の低下を招き、特に、Ｃｒの含有量が１．８０％を超えると、浸炭異常層の深さ増大による曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を１．６５〜１．８０％とした。
【００４３】
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％未満とすることが好ましい。
【００４４】
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、曲げ疲労強度と耐摩耗性も低下する。特に、Ａｌの含有量が０．０６０％を超えると、被削性、曲げ疲労強度および耐摩耗性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１５〜０．０６０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２０％以上であることが好ましく、また、０．０５５％以下であることが好ましい。
【００４５】
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の含有量は０．０１３０％以上であることが好ましく、また、０．０２００％以下であることが好ましい。
【００４６】
ｆｎ１：２５〜８５
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。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、熱間加工時の割れの起点ともなるため、熱間加工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、ｆｎ１（＝Ｍｎ／Ｓ）を一定範囲内とする必要がある。
【００４７】
ｆｎ１が２５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が８５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、熱間加工時の割れが発生しやすくなる。したがって、ｆｎ１が、２５≦ｆｎ１≦８５であることとした。
【００４８】
ｆｎ２：０．９０〜１．２０
Ｍｏを添加することなく、高い曲げ疲労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ｆｎ２〔＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕が０．９０〜１．２０の範囲内でなければならない。
【００４９】
ｆｎ２が０．９０より小さい場合および１．２０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、曲げ疲労強度が低下してしまう。したがって、ｆｎ２が、０．９０≦ｆｎ２≦１．２０であることとした。
【００５０】
ｆｎ３：２．２０以上
高い耐摩耗性を確保させるためには、高温にさらされる摺動表面の焼戻し軟化特性を向上させることが有効である。そのためには、焼戻し軟化を抑制する効果のある元素であるＳｉ、ＭｎおよびＣｒ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ｆｎ３〔＝１．１６Ｓｉ＋０．７０Ｍｎ＋Ｃｒ〕が２．２０以上でなければならない。ｆｎ３が２．２０より小さい場合は、耐摩耗性が低下してしまう。
【００５１】
本発明に係る肌焼鋼鋼材は、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。
【００５２】
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、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
【００５３】
但し、本発明においては、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）は、特に厳しく制限する必要があり、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００１５％以下にする必要がある。
【００５４】
以下、このことについて説明する。
【００５５】
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、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０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００５６】
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非金属介在物であるＤ系介在物のＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度と耐摩耗性を低下させ、さらに、被削性も低下させる。したがって、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。
【００５７】
Ｏ（酸素）：０．００１５％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、Ｂ系介在物の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耐摩耗性の低下も招く。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００１５％以下とした。なお、不純物中のＯの含有量は０．００１３％以下とすることが好ましい。
【００５８】
本発明に係る肌焼鋼鋼材は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じて、ＣｕおよびＮｉから選択される１種以上の元素を含有してもよい。
【００５９】
以下、任意元素である上記ＣｕおよびＮｉの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００６０】
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％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの量は０．１５％以下であることが好ましい。
【００６１】
一方、前記したＣｕの焼入性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．０５％以上であることが好ましい。
【００６２】
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ることに加えて、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％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの量は０．１５％以下であることが好ましい。
【００６３】
一方、前記したＮｉの特性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．０５％以上であることが好ましい。
【００６４】
なお、上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．４０％であってもよいが、０．３０％以下であることが好ましい。
【００６５】
（Ｂ）組織について：
本発明の肌焼鋼鋼材は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有することに加えて、面積割合で組織の２０〜７０％がフェライトであり、上記フェライト以外の部分が、パーライトおよびベイナイトのうちの１種以上からなる組織でなければならない。これは次の理由による。
【００６６】
鋼材組織中のフェライトの面積割合は、被削性に影響を及ぼす。面積割合で組織中のフェライトが２０％未満の場合、切削時の工具摩耗を促進させ、被削性を低下させる。一方、フェライトの面積割合が７０％を超えると、旋削時の切粉がつながり、切屑処理性が悪くなって、この場合も、被削性を低下させる。そのため、面積割合で組織の２０〜７０％がフェライトであることとした。なお、フェライトの面積割合は、３０％以上であることが好ましい。
【００６７】
上記フェライト以外の部分に、マルテンサイトが混在すると、硬さが上昇し、被削性が低下する。したがって、上記フェライト以外の部分は、パーライトおよびベイナイトのうちの１種以上からなる組織とした。
【００６８】
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する肌焼鋼は、例えば熱間圧延または熱間鍛造の後に、８７０〜９５０℃で焼準し、８００〜５００℃の間の平均冷却速度が０．１〜３℃／ｓとなるように、大気中で放冷あるいはファンで風冷することにより、上述した面積割合で組織の２０〜７０％がフェライトであり、上記フェライト以外の部分が、パーライトおよびベイナイトのうちの１種以上からなる組織とすることができる。
【００６９】
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００７０】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜２１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。
【００７１】
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。
【００７２】
鋼２〜１６および鋼１８〜２１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。
【００７３】
鋼１７については、１５０ｋｇ大気溶解炉によって溶製後、造塊してインゴットを作製した。
【００７４】
なお、表１中の鋼１〜５、７、８、１０および１２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、鋼６、９および１１は、参考例の鋼である。
【００７５】
一方、鋼１３および鋼１９はいずれも、各成分元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすもののｆｎ２が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼であり、鋼１５は、各成分元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすもののｆｎ３が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。また、鋼２０および鋼２１はいずれも、各成分元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすもののｆｎ１が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。さらに、鋼１４および鋼１６〜１８は、少なくとも成分元素の含有量が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【００７６】
上記の比較例の鋼のうちで鋼１４はＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である。
【００７７】
【表１】
0005886119.tif 000002
【００７８】
上記の鋳片および各インゴットから、次の〔１〕および〔２〕に示す工程によって直径がそれぞれ、２５ｍｍおよび４５ｍｍの棒鋼を作製した。
【００７９】
〔１〕分塊圧延：
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。
【００８０】
〔２〕熱間加工：
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、２５ｍｍおよび４５ｍｍの棒鋼を作製した。
【００８１】
また、各インゴットは、１２５０℃で２時間保持した後、熱間鍛造して直径がそれぞれ、２５ｍｍおよび４５ｍｍの棒鋼を作製した。
【００８２】
このようにして得た直径がそれぞれ、２５ｍｍおよび４５ｍｍ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。
【００８３】
〔３〕焼準：
直径が２５ｍｍ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。
【００８４】
直径が４５ｍｍの各棒鋼は、鋼１〜５および鋼１３〜１５については、９００℃で１時間保持した後に大気中で放冷して焼準し、鋼６〜１２および鋼１６〜２１については、９００℃で１時間保持した後に、ファンで風冷して焼準した。
【００８５】
直径が２５ｍｍの棒鋼を大気中で放冷した場合の８００℃から５００℃の間の平均冷却速度は０．８９℃／ｓであった。
【００８６】
直径が４５ｍｍの棒鋼を大気中で放冷した場合の８００℃から５００℃の間の平均冷却速度は０．４６℃／ｓであった。また、直径が４５ｍｍの棒鋼をファンで風冷した場合の８００℃から５００℃の間の平均冷却速度は０．８５℃／ｓであった。
【００８７】
〔４〕機械加工（粗加工または仕上加工）：
前記焼準後の直径が２５ｍｍ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および図２に示す粗形状のブロックオンリング試験用ブロック試験片、ならびに直径が２０ｍｍで長さが３０ｍｍの仕上形状を有する熱間圧縮試験用の試験片を切り出した。
【００８８】
また、前記焼準後の直径が４５ｍｍの棒鋼の中心部から鍛錬軸に平行に、図３に示す粗形状のブロックオンリング試験用リング試験片および直径が４０ｍｍ、長さが４５０ｍｍの被削性試験用の試験片を切り出した。
【００８９】
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、図中逆三角形の２種類の仕上記号は、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
【００９０】
前記焼準後の直径が２５ｍｍ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、調査方法の詳細については後述する。
【００９１】
〔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、ブロックオンリング試験用のブロック試験片およびリング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、「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。
【００９２】
なお、切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片は、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、ブロックオンリング試験用のブロック試験片およびリング試験片は、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。
【００９３】
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。
【００９４】
〔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に示すブロックオンリング試験用のブロック試験片および図７に示すブロックオンリング試験用のリング試験片を作製した。
【００９５】
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、図中の逆三角形の３種類の仕上記号は、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に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
【００９６】
また、図５中、仕上記号に付した「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。
【００９７】
さらに、図５中の「〜」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。
【００９８】
また、図６中の「Ｒｑ＝０．１０〜０．２０」および図中の「Ｒｑ＝０．１５〜０．３０」は、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」がそれぞれ、０．１０〜０．２０μｍおよび０．１５〜０．３０μｍであることを意味する。
【００９９】
鋼１〜２１の各々について、ミクロ組織の調査、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、不完全焼入層の深さの調査、小野式回転曲げ疲労試験による疲労特性の調査、ブロックオンリング試験による耐摩耗性の調査および旋削加工による被削性の調査を行った。
【０１００】
以下、上記各調査の内容について詳しく説明する。
【０１０１】
《１》ミクロ組織の調査：
前記〔３〕で作製した直径が４５ｍｍの焼準後の棒鋼の横断面（圧延方向または鍛錬軸に対して垂直に切断した面）のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を指す。）から試料を切り出した。
【０１０２】
上記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、ナイタルで腐食した後、光学顕微鏡により、倍率４００倍でミクロ組織を観察した。任意の５視野を観察し、「相」を同定するとともに、画像解析により、フェライトの面積割合を測定した。
【０１０３】
《２》熱間加工性の調査：
前記〔４〕のようにして作製した直径が２０ｍｍで長さが３０ｍｍ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３．７５ｍｍにした。
【０１０４】
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。
【０１０５】
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。
【０１０６】
《３》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２５ｍｍの棒鋼について、図２に示す粗形状のブロックオンリング試験用のブロック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。
【０１０７】
水焼入後は棒鋼の縦断面（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）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。
【０１０８】
次いで、ＡＳＴＭ−Ｅ４５−１１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。
【０１０９】
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。
【０１１０】
《４》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。
【０１１１】
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点でのビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」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、具体的にはＦＵＴＵＲＥ−ＴＥＣＨ製微小硬度計ＦＭ−７００で測定し、その値を算術平均して表面硬さを評価した。
【０１１２】
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。
【０１１３】
前記〔５〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理したブロックオンリング試験用のブロック試験片についても、その長さ１５．７５ｍｍの中央部を横断し、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、上述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調査した。
【０１１４】
なお、前記〔５〕のようにして浸炭焼入−焼戻し処理したブロックオンリング試験用のブロック試験片は、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。
【０１１５】
《５》有効硬化層深さの調査：
前記〔５〕の、浸炭焼入−焼戻し処理しただけで上記《４》の表面硬さおよび芯部硬さの調査に用いた、切欠付き小野式回転曲げ疲労試験片とブロックオンリング試験用のブロック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。
【０１１６】
具体的には、上記《４》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。
【０１１７】
《６》粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査：
前記《４》および《５》で用いた樹脂埋めした小野式回転曲げ疲労試験片を使用して、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。
【０１１８】
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。
【０１１９】
さらに、同じ試験片を、ナイタルで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。
【０１２０】
《７》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。
【０１２１】
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
【０１２２】
なお、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１４における値を参考に、曲げ疲労強度が５１０ＭＰａ以上である場合に、曲げ疲労特性に優れるものとした。
【０１２３】
《８》ブロックオンリング試験による耐摩耗性調査：
前記〔６〕の仕上加工したブロックオンリング試験用のブロック試験片およびリング試験片を用いて、下記の試験条件でブロックオンリング試験を実施し、耐摩耗性を調査した。
【０１２４】
・荷重：１０００Ｎ、
・すべり速度：０．１ｍ／秒、
・潤滑：油温９０℃のＣＶＴ潤滑油、
・総すべり距離：８０００ｍ。
【０１２５】
すなわち、ＣＶＴ用の潤滑油中で回転するリング試験片に、ブロック試験片を押し付け、総すべり距離８０００ｍに至るまでブロックオンリング試験を行い、試験後のブロック試験片の摩耗量を評価した。なお、触針先端の半径が２μｍ、先端の円すいのテーパ角度が６０°の接触式表面粗さ測定機を用いて、その粗さ計の触針をブロック試験片のリング試験片との非接触部、同接触部、同非接触部と移動することによって得られた最大深さを摩耗量とした。
【０１２６】
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼である鋼１４における値を参考に、上記の摩耗量が７．０μｍ以下である場合に耐摩耗性に優れるものとした。
【０１２７】
《９》被削性試験：
前記〔４〕で作製した直径が４０ｍｍ、長さが４５０ｍｍの試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を評価した。
【０１２８】
旋削加工は、切削速度：２００ｍ／分、切込み：１．５ｍｍ、送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖとし、潤滑剤を使用しない状態で実施した。切削動力計を用いて、旋削加工時の切削抵抗と切屑処理性によって被削性を評価した。
【０１２９】
切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗＝（主分力2＋送り分力2＋背分力2）0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が９００Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
【０１３０】
切屑処理性は、各鋼について、旋削後の任意１０個の切屑のうちで、図９に示す切屑長さが最大となる切屑を選び、その長さを測定することにより評価した。切屑処理性は、切屑長さが、５ｍｍ以下の場合、５ｍｍを超えて１０ｍｍ以下の場合および１０ｍｍを超える場合について、それぞれ、「特に良好（○○）」、「良好（○）」および「不良（×）」と評価した。
【０１３１】
切削抵抗が９００Ｎ以下で小さく、かつ、切屑処理性が良好以上の評価（「○○」または「○」）の場合に、被削性が優れるとして、これを目標とした。
【０１３２】
表２〜４に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、表２には、直径が４５ｍｍの棒鋼を９００℃で１時間保持した後の冷却条件を、「大気中で放冷」または「ファンで風冷」として併記した。
【０１３３】
【表２】
0005886119.tif 000003
【０１３４】
【表３】
0005886119.tif 000004
【０１３５】
【表４】
0005886119.tif 000005
【０１３６】
表２〜４から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜５、７、８、１０および１２、ならびに参考例である試験番号６、９および１１の場合、良好な熱間加工性を有し、しかも、鋼１〜１２はＭｏを添加していないにも拘わらず、曲げ疲労強度および摩耗量はそれぞれ、「クロムモリブデン鋼」のＳＣＭ４２０Ｈに相当する鋼１４を用いた試験番号１４の場合を基準に評価した、５１０ＭＰａ以上および７μｍ以下であって、高い曲げ疲労強度と高い耐摩耗性の確保が可能なことが明らかである。
【０１３７】
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１３および試験番号１５〜２１の場合、曲げ疲労強度と耐摩耗性のどちらか一方または双方について、上記鋼１４を用いた試験番号１４の場合を参考に定めた上記基準値（曲げ疲労強度：５１０ＭＰａ以上、摩耗量：７μｍ以下）を満たさなかった。さらに、試験番号１６および試験番号１７の場合には熱間加工性も低い。
【０１３８】
すなわち、試験番号１３の場合、鋼１３のｆｎ２の値、つまり〔Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）〕の値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と低く、曲げ疲労強度に劣っている。
【０１３９】
試験番号１５の場合、鋼１５のｆｎ３の値、つまり〔１．１６Ｓｉ＋０．７０Ｍｎ＋Ｃｒ〕が本発明で規定する範囲を下回る。このため、摩耗量が７．８μｍと大きく、耐摩耗性に劣っている。
【０１４０】
試験番号１６の場合、鋼１６のＳｉおよびＭｎ含有量が本発明で規定する値より高く、Ｃｒ含有量が本発明で規定する値より低い。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の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度が４６０ＭＰａと低く、曲げ疲労強度に劣っている。また、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。さらに、組織がフェライトを全く含まないベイナイト単相組織であるため、切削抵抗が大きく被削性に劣る。
【０１４１】
試験番号１７の場合、鋼１７のＳ、ＴｉおよびＯの含有量がいずれも本発明で規定する値より高く、ＭｎおよびＣｒの含有量が本発明で規定する値より低い。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）〕の値が本発明で規定する範囲を下回り、さらにｆｎ３の値、つまり〔１．１６Ｓｉ＋０．７０Ｍｎ＋Ｃｒ〕が本発明で規定する値を下回るため、曲げ疲労強度は４２０ＭＰａと低く、摩耗量は１５．４μｍと大きく、曲げ疲労強度および耐摩耗性に劣っている。また、等級２．５のタイプＢの非金属介在物および等級１．０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。また、フェライトの面積割合が本発明で規定する範囲より高いため、切屑処理性が悪く被削性に劣る。
【０１４２】
試験番号１８の場合、鋼１８のＳｉ含有量、Ｃｒの含有量およびＴｉ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上回るため、曲げ疲労強度は４５０ＭＰａと低く、曲げ疲労強度が劣っている。また、フェライトの面積割合が本発明で規定する範囲より低いため、切削抵抗が大きく被削性に劣る。
【０１４３】
試験番号１９の場合、鋼１９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、曲げ疲労強度が４９０ＭＰａと低い。
【０１４４】
試験番号２０の場合、鋼２０のｆｎ１の値、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕の値が本発明で規定する範囲を下回る。そのため、曲げ疲労強度が４９０ＭＰａと低い。
【０１４５】
試験番号２１の場合、鋼２１のｆｎ１の値、つまり〔Ｍｎ／Ｓ〕の値が本発明で規定する値より高い。そのため、曲げ疲労強度が４９０ＭＰａと低い。
【産業上の利用可能性】
【０１４６】
本発明の肌焼鋼鋼材は成分コストが低く、良好な熱間加工性を有するとともに被削性にも優れ、しかも、この肌焼鋼鋼材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を基準に評価した良好な曲げ疲労強度と耐摩耗性を具備している。このため、本発明の肌焼鋼鋼材は、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ＣＶＴプーリー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。
【図１】
0005886119.tif 000006
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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