(57)【要約】  本発明は、高周波焼入れを可能とする熱間鍛造用非調質鋼と、熱間鍛造後の冷却で部品内の組織を制御することによって高強度に伴う被削性の低下を抑制し、疲労強度を向上させた熱間鍛造非調質品および、その製造方法を提供することを目的とする。  本発明鋼は、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ：１．５０〜３．００％、Ｐ：０．０００２〜０．１５０％、Ｓ：０．００１〜０．２００％、Ｃｒ：０．０２〜１．００％、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．０３〜１．００％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなることを特徴とする。同鋼組成からなり、鋼組織が、面積率で９５％以上がベイナイト組織であり、鋼中にＭｏ炭窒化物が分散した高周波焼入れが可能な熱間鍛造非調質品および、その製造方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｎ：１．５０〜３．００％、
Ｐ：０．０００２〜０．１５０％、
Ｓ：０．００１〜０．２００％、
Ｃｒ：０．０２〜１．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．３００％、
Ｖ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．０３〜１．００％、
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高周波焼入れ処理が可能な熱間鍛造用非調質鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｔｅ：０．０００２〜０．１０００％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．２０００％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ処理可能な熱間鍛造用非調質鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼成分を有し、鋼組織が、面積率で９５％以上がベイナイト組織であり、鋼中に分散したＭｏ炭窒化物の平均サイズが４ｎｍ以上、１１ｎｍ以下であることを特徴とする高周波焼入れが可能な熱間鍛造非調質品。
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分組成からなる鋼材を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱して熱間鍛造し、該熱間鍛造後、２００℃までにおける平均冷却速度を０．０５℃／秒以上、０．８０℃／秒以下で冷却し、強度が必要な部位に高周波焼入れ処理を施すことを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間で鍛造された後、調質処理を施すことなく、自動車、産業用機械などの機械部品に加工される熱間鍛造用非調質鋼素材と、それを用いた熱間鍛造非調質品、ならびにその製造方法に関するものであって、特に熱間鍛造のままで、調質処理しないでも高強度、高耐久比を有し、かつ高周波焼入れが可能なものである。
【背景技術】
【０００２】
旧来、自動車や産業機械等の機械構造部品の多くは、素材棒鋼から部品形状に熱間鍛造した後、再加熱し、焼入れ焼戻しの調質処理を施すことによって、高強度および高靱性を付与してきた。近年では、製造コストの低減の観点から、焼入れ焼戻しの調質処理工程の省略が進められており、例えば、特許文献１などに見られるように、熱間鍛造のままで、調質処理しないでも高強度および高靱性を付与できる非調質鋼が提案されてきた。その中でも、クランクシャフト等のシャフト類部品では、熱間加工後、冷却して所定の強度を付与し、更に機械加工等により所定の形状に加工した後、必要な部位に高周波焼入れを施して表面硬化層を形成することによって、耐摩耗性及び疲労強度を向上させている。【０００３】
特許文献１には、Ｓｉを１．０％超添加し、Ｓ、Ｖ、Ｎを多量に添加した鋼材を用いて、熱間鍛造のままで従来の調質材以上の強度と低温靱性を有する熱間鍛造非調質鋼が得られたことが記載されている。しかし、この非調質鋼の疲労強度、耐久比に関しては、何ら記載は無い。【０００４】
これまでにも高周波焼入れ用非調質鋼について、いくつか報告がなされている。例えば、特許文献２記載の発明は、高周波焼入れ前の組織をベイナイト率７５％以上にすることで、高周波焼入れ後の残留フェライトの生成による表層硬さ、表面硬化層の深さの低下を防止する発明である。しかし、特許文献２記載の高周波焼入れ用非調質鋼は、疲労強度、耐久比に関しては、何ら記載は無く、これらの特性は全く考慮されていない。【０００５】
また、例えば、特許文献３記載の発明は、高周波焼入れ後の残留オーステナイト量を低減する発明である。しかし、特許文献３記載の高周波焼入れ用非調質鋼では、疲労強度、耐久比に関して、何ら記載は無く、これらの特性は全く考慮されていない。また、被削性向上のために、Ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｅ、およびＣａを適量添加してもよいことが記載されているが、引張強さ１１００ＭＰａ以上では、それら被削性向上の効果は小さいことが分かっている。【０００６】
これら高強度の非調質鋼の機械構造用鋼部品への適用において、実際に障害となるものは高疲労強度化と被削性との相反する性質を両立させることである。一般に疲労強度は引張強さに依存するとされ、引張強さを高くすれば疲労強度は高くなる。その一方で引張強さの上昇は被削性を低下する。機械構造用鋼部品の多くは、熱間鍛造後、切削加工を必要とし、その切削コストの大幅な増加につながる。一般に機械構造用鋼部品の疲労強度を高めるために引張強さを高くした場合、引張強さが１３００ＭＰａを超えると被削性が著しく低下することがわかっている。切削製造コストが大幅に増加するため、引張強さ１３００ＭＰａの強度を超える高強度化は実用上困難である。従って、これら機械構造用部品において、被削性の低下による切削コストの増加は高疲労強度化のネックであり、高疲労強度化と被削性の両立技術が求められている。【０００７】
例えば、特許文献４には、被削性確保のため熱間鍛造後の強度向上を抑制し、高周波焼入れによる表面硬化層の深さを深くすることで部品全体の疲労強度を向上させる発明が記載されている。【０００８】
また、高疲労強度化と被削性を両立させる手段として、疲労強度と引張強さの比、すなわち耐久比（＝疲労強度／引張強さ）を向上させることが有効である。例えば、特許文献５では、ベイナイト主体の金属組織とし組織中の高炭素島状マルテンサイトおよび残留オーステナイトを低減することが有効であると提案している。しかしながら、耐久比は高々０．５６以下であり、被削性を低下させることなく、強度を高めるには限界があり、これら疲労強度はいずれも低い。【０００９】
特許文献６には、高い耐摩耗性、疲労強度を得ることができるとともに、高い機械加工性を両立させたクランクシャフトおよびその製造方法が記載されている。この方法では、軟窒化処理前の熱間鍛造品のミクロ金属組織をベイナイト主体（７０％以上）の組織とし、更にこの熱間鍛造品を５５０〜６５０℃の温度条件下で軟窒化することにより、クランクシャフトの疲労強度等の機械的性質を向上させている。軟窒化後の内部硬度を適度に増加させ、高疲労強度を得るために、鋼材のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの量を特定の関係式で表したパラメータＨｇを用いて鋼材成分を規定している。しかし、軟窒化処理は、通常、窒素を含んだ雰囲気中に暴露し、オーステナイト化温度以下の温度域で加熱することにより行う必要があり、高周波焼入れによる表面硬化処理と比較して、設備とコストがかかる。また、一定時間をかけて軟窒化処理することを目的とする鋼素材はＳｉ量が多いため表面のみの瞬間的な誘導加熱による高周波焼入れでは、内部組織に残留オーステナイトが残存し、高い疲労強度は得られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平１−１９８４５０号公報
【特許文献２】特開昭６３−１００１５７号公報
【特許文献３】特開平１１−２８６７４４号公報
【特許文献４】特開２００５−６８５１８号公報
【特許文献５】特開平４−１７６８４２号公報
【特許文献６】特開２０１０−１８９６９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
そこで、本発明は、以上のような課題を有利に解決し、高周波焼入れを可能とする熱間鍛造用非調質鋼と、熱間鍛造後の冷却で部品内の組織を制御することによって高強度に伴う被削性の低下を抑制し、疲労強度を向上させた熱間鍛造非調質品および、その製造方法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】
【００１２】
本発明は、高周波焼入れを施して高い表面硬度を得られる高炭素鋼に多量のＭｏを添加した鋼を用いて、熱間鍛造後の冷却過程で、多量のＭｏ炭窒化物を析出させ、マトリックスの転位等の欠陥密度を少なくすることにより高耐久比を有し、高強度に伴う被削性の低下を抑制し、疲労強度を向上させた熱間鍛造非調質品を得ることを見出し、本発明を完成した。ここで、本明細書で用いる「炭窒化物」とは、炭窒化物及び炭化物の意味である。【００１３】
本発明の要旨は、以下の通りである。【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、Ｍｎ：１．５０〜３．００％、Ｐ：０．０００２〜０．１５０％、Ｓ：０．００１〜０．２００％、Ｃｒ：０．０２〜１．００％、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．０３〜１．００％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高周波焼入れ処理が可能な熱間鍛造用非調質鋼。【００１５】
（２）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、Ｔｅ：０．０００２〜０．１０００％、Ｚｒ：０．０００２〜０．２０００％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高周波焼入れ処理可能な熱間鍛造用非調質鋼。【００１６】
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼成分を有し、鋼組織が、面積率で９５％以上がベイナイト組織であり、鋼中に分散したＭｏ炭窒化物の平均サイズが４ｎｍ以上、１１ｎｍ以下であることを特徴とする高周波焼入れが可能な熱間鍛造非調質品。【００１７】
（４）上記（１）または（２）に記載の成分組成からなる鋼材を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱して熱間鍛造し、該熱間鍛造後、２００℃までにおける平均冷却速度を０．０５℃／秒以上、０．８０℃／秒以下で冷却し、強度が必要な部位に高周波焼入れ処理を施すことを特徴とする熱間鍛造非調質品の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の鋼は、切削コストの増加を抑えつつ、高疲労強度を備えた高周波焼入れ可能な熱間鍛造非調質鋼部品用の素材として最適である。また本発明の製造方法により、高耐久比、および高疲労強度を有する高周波焼入れ可能な熱間鍛造非調質品を製造することができる。さらに、本発明の熱間鍛造非調質品は、自動車用あるいは産業機械用の部品として使用するとき、高周波焼入れ可能であるため、部品の一層の高強度化が可能で、車両の軽量化、燃費低減、および低コスト化に貢献できる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、上述した目的に対し、鋼成分範囲、組織形態、および熱処理条件について鋭意検討し、以下の知見を見出した。すなわち、
（ａ）面積率で９５％以上のベイナイト組織中に、微細なＭｏ炭窒化物を分散させることによって、従来の非調質鋼より高い耐久比（＝疲労強度／引張強さ）を有する。熱間鍛造後の冷却速度の影響が大きく、冷却速度が小さいほど耐久比は向上する。これは、冷却速度が小さいほどＭｏ炭窒化物が析出する温度域にとどまる時間が長くなり析出量が増えることによって、引張強さおよび疲労強度は上昇するが、冷却速度が小さければ小さいほど、その炭窒化物は粗大化し引張強さは顕著に低下する一方、疲労強度は低下することなく上昇または維持するためである。一般的に析出強化に用いられるＭｏ等の炭窒化物の析出は、疲労強度だけでなく引張強度も上昇し、被削性を著しく低下するため高疲労強度化と良被削性は両立しない。析出物を粗大化し、Ｍｏ炭窒化物のサイズを４ｎｍ以上、１１ｎｍ以下に制御することによって、被削性に影響を及ぼす引張強さは上げずに疲労強度を高めることができることがわかった。ただし、主体組織をベイナイト組織とし、それ以外の初析フェライトや残留オーステナイト組織を面積率５％未満にする必要がある。
（ｂ）ＶはＭｏと同様に、炭窒化物を形成し耐久比向上に寄与するものの、高Ｎではより高温で安定なＶ窒化物を形成し、熱間鍛造後の冷却過程で初析フェライトの核となり、強度および耐久比の低下につながる。Ｖ炭窒化物による耐久比向上の効果を十分に利用するには低Ｎが必要条件である。
【００２０】
本発明は、これら知見に基づいて、さらに検討を重ねて初めてなされたものである。
【００２１】
以下、本発明について詳細に説明する。まず、上述した鋼成分範囲の限定理由について説明する。
【００２２】
Ｃ：０．４５〜０．６０％
Ｃは鋼の強度を決める重要な元素である。他の合金元素に比べて合金コストは安く、Ｃを多量に添加することができれば鋼材の合金コストは低減できる。また高周波焼入れ処理した後の表面硬さは鋼中のＣ量で決まり必要強度を得るためには、下限を０．４５％とする。しかしながら、多量のＣを添加すると、ベイナイト変態時にラスの境界にＣが濃縮した残留オーステナイトや島状マルテンサイトが生成し、耐久比が低下するため、上限は０．６０％とする。なお、本発明の高周波焼入れ処理が可能な鋼とは、高周波焼入れ処理した後の表面硬さが要求される強度以上になりうる鋼のことである。したがって、本発明において、０．４５％以上のＣ量を有する鋼のことである。より高い強度を得るには、０．５％を超えるＣ量が好ましい。
【００２３】
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｓｉは、熱間鍛造後の冷却過程におけるベイナイト変態で、鋼中に残留オーステナイト量を増加させる元素である。表層のみ加熱する高周波焼入れ処理を施す場合、非加熱部では残留オーステナイトが残存し、Ｓｉ量が０．１５％を超えると疲労強度、耐久比は顕著に低下する。したがって、その量を０．１５％以下に制限する。しかし、０．０２％未満に抑制すると製造コストが多大なものとなるため、下限を０．０２％とする。
【００２４】
Ｍｎ：１．５０〜３．００％
Ｍｎはベイナイト変態を促進する元素であり、熱間鍛造後の冷却過程で組織をベイナイトとするために重要な元素である。さらにＳと結合して硫化物を形成し、被削性を向上させる効果がある。これら効果を発揮するためには、下限は１．５０％とする。一方、３．００超のＭｎ量を添加すると素地の硬さが大きくなり脆くなるため、かえって被削性が顕著に低下する。上限は３．００とする。特に、２．０％を超えるＭｎ量は、遅い冷却速度においても面積率で９５％のベイナイト組織となるので、好ましい。
【００２５】
Ｐ：０．０００２〜０．１５０％
Ｐは鋼中に不可避的不純物として通常、０．０００２％以上は含有しているため、下限を０．０００２％以上とする。多量に添加すると、Ｐは旧オーステナイトの粒界等に偏析し、高周波焼入れ後の割れを助長する元素であるため、上限は０．１５０％とする。好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
【００２６】
Ｓ：０．００１〜０．２００％
ＳはＭｎと硫化物を形成し、被削性を向上させる効果があり、その効果を発揮するためには、下限を０．００１％とする。ＳはＭｎと硫化物を形成し、被削性を向上させる効果があり、またオーステナイト粒の成長を抑制し高靱性を維持する効果もある。これら効果を発揮するためには、下限は０．００１％とする。しかし、Ｍｎ量にも依存するが、多量に添加すると機械的性質に異方性が大きくなることから、上限は０．２００％とする。
【００２７】
Ｃｒ：０．０２〜１．００％
ＣｒはＭｎと同様にベイナイト変態を促進するのに有効な元素であり、その効果を発揮するためには、下限を０．０２％とする。しかしながら、Ｃｒを多量に添加すると、Ｆｅ系炭化物を安定化させ、高周波焼入れした場合の表面硬さが低下することから、上限は１．００％とする。
【００２８】
Ａｌ：０．００１〜０．３００％
Ａｌは窒化物として鋼中に析出分散することにより、鍛造再加熱時のオーステナイト組織の粗大化を防止し、その後のベイナイト組織の粗大化も防止する効果がある。さらにＡｌは機械加工時に酸素と結合して工具面に付着し、工具摩耗の防止に効果がある。これら効果を発揮するためには、下限は０．００１％とする。好ましくは、０．０５０％以上とし、より好ましくは０．１００％とする。一方、０．３００％超では多量の硬質介在物を形成し耐久比および被削性のいずれも低下する。したがって、上限は０．３００％とする。
【００２９】
Ｖ：０．０１〜０．３０％
Ｖはベイナイト変態を促進するのに有効な元素であり、また炭窒化物を形成し、ベイナイト組織を析出強化し強度、および耐久比を高めるのに有効な元素である。この効果を発揮するには０．０１％以上の含有量が必要である。一方、０．３０％を超えると、その効果は飽和するため、上限は０．３０％とする。
【００３０】
Ｍｏ：０．０３〜１．００％
Ｍｏはベイナイト変態を促進するのに有効な元素だけでなく、合金炭化物による析出強化が得られるＶ、ＴｉやＮｂ等の合金元素に比べて、オーステナイト中の固溶度が最も大きく、冷却過程においてＭｏ炭窒化物の大きな析出量が得られる。一般的に析出強化に用いられるＭｏ等の炭窒化物の析出は疲労強度だけでなく、引張強さも上昇し被削性を著しく低下させるため好ましくない。しかし、Ｍｏ炭窒化物のサイズが４ｎｍ以上、１１ｎｍ以下に制御すると、被削性に影響を及ぼす引張強さは上げずに疲労強度のみ上げることができ、つまり、疲労強度、および耐久比を高めることがわかった。この効果を発揮するには０．０３％以上の含有量が必要である。一方、１．００％を超えると、その効果は飽和するため、上限を１．００％とする。
【００３１】
Ｎ：０．００２０〜０．００７０％
Ｎは、一般的にはＶと窒化物を形成して熱間鍛造時のオーステナイト組織の粗大化を防止することに利用されるが、Ｖ窒化物は初析フェライトの核となり、かえって初析フェライトの変態を促進し強度、および耐久比を低下させる。Ｖ窒化物の生成を抑制するには、Ｎ量の上限を０．００７０％とする。また鋼中の不可避的不純物として通常、０．００２０％以上は含有しているため、下限を０．００２０％とする。
【００３２】
Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、Ｔｅ：０．０００２〜０．１０００％、Ｚｒ：０．０００２〜０．２０００％のうちの１種または２種以上を含有する
Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒはいずれも酸化物を形成し、Ｍｎ硫化物の晶出核となりＭｎ硫化物を均一微細分散する効果がある。また、いずれの元素もＭｎ硫化物中に固溶し、その変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造後のＭｎ硫化物形状の伸延を抑制し、機械的性質の異方性を小さくする効果がある。これら効果を発揮するには、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒの下限はそれぞれ０．０００２％とする。一方、Ｃａは０．０１００％、Ｔｅは０．１０００％、Ｚｒは０．２０００％を超えると、かえってこれら酸化物や硫化物等の硬質介在物を多量に生成し、耐久比および被削性は低下する。したがって、Ｃａの上限は０．０１００％とし、Ｔｅの上限は０．１０００％とし、Ｚｒの上限は０．２０００％とする。
【００３３】
次に上述した熱間鍛造非調質品の鋼組織の限定理由について説明する。
【００３４】
（面積率で９５％以上のベイナイト組織）
組織を面積率で９５％以上のベイナイト組織に規定したのは、主体組織がベイナイト組織であれば高耐久比を有するものの、その残部組織であるフェライト、残留オーステナイトまたは島状マルテンサイトが面積率で５％以上からなる場合、耐久比は著しく低下するためである。これら残部組織が少なければ少ないほど、耐久比は高く、好ましくは面積率で９７％以上である。
【００３５】
（鋼中に分散したＭｏ炭窒化物の平均サイズが４ｎｍ以上、１１ｎｍ以下である）
ベイナイト組織中のＭｏ炭窒化物の平均サイズを４ｎｍ以上に規定したのは、その平均サイズが４ｎｍ未満では、高い疲労強度を有するが同時に引張強さも高く、耐久比の値としては小さいため、高疲労強度化と被削性の両立は実現できないからである。より好ましくはその平均サイズ８ｎｍ以上である。またＭｏ炭窒化物の平均サイズの上限値を１１ｎｍに規定したのは、その平均サイズが１１ｎｍ超では、引張強さだけでなく疲労強度も著しく低下するため高疲労強度化を達成できないからである。なお、Ｍｏ炭窒化物の形状は針状であり、本明細書で用いるＭｏ炭窒化物のサイズは長手方向の長さである。
【００３６】
次に上述した熱間鍛造非調質品の製造方法の限定理由について説明する。
【００３７】
（鋼材を１０００℃以下、１２５０℃以上に加熱）
上述した成分組成からなる鋼材を１０００℃以下、１２５０℃以上に加熱することを規定したのは、冷却過程でＭｏ、Ｖの炭窒化物を十分に析出させることが目的で、熱間鍛造前の加熱によってＭｏ、Ｖを鋼中に十分に溶体化させるためである。加熱温度１０００℃未満では、Ｍｏ、Ｖを鋼中に十分に溶体化させることができず、その後の冷却過程での析出強化量が小さく、疲労強度、耐久比は小さくなる。一方、必要以上に加熱温度を上げることは、オーステナイト粒の成長を促し、その後の冷却過程で変態した組織が粗大となりかえって耐久比が低下する。したがって、加熱温度の上限を１２５０℃とする。
【００３８】
（熱間鍛造後、２００℃以下まで平均冷却速度は０．０５℃／秒以上、０．８０℃／秒以下に冷却）
熱間鍛造した後、２００℃以下まで平均冷却速度は０．０５℃／秒以上、０．８０℃／秒以下に規定したのは、Ｍｏ炭窒化物が析出する温度域にとどまる時間を長くして、冷却過程で析出量を増加させ、その炭窒化物サイズを制御するためである。平均冷却速度が０．８０℃／秒以上では、Ｍｏ炭化膣物の析出量が十分得られず、強度、および耐久比向上効果が小さい。特にＭｏ炭窒化物を粗大化し高耐久比を有するには、好ましくは平均冷却速度０．５０℃／秒以下が望ましい。より好ましくは０．３０℃／秒以下である。一方、平均冷却速度が０．０５℃／秒未満では、ベイナイトラス境界に面積率で５％以上の初析フェライトが生成し、疲労強度、および耐久比を顕著に低下する。
【００３９】
なお、本発明によって高疲労強度を有する高周波焼入れが可能な熱間鍛造非調質品が得られるが、被削性を十分に確保するためには、引張強さは１３００ＭＰａ以下にすることが望ましい。
【００４０】
本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。
【実施例】
【００４１】
表１に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した。これを直径１００ｍｍの棒鋼に圧延後、鍛造用試験片を切り出し、表２に示す条件で鍛造、熱処理を行った。熱間鍛造した後、２００℃までの冷却方法は空冷または炉冷を行い、冷却速度は試験片の直径を変えることで制御した。平均冷却速度は、熱間鍛造した後の試験片の温度から２００℃を差し引いた値を、熱間鍛造した後２００℃まで冷却するのに要した時間で割って求めた。その他に比較のため、従来鋼Ｓ５５Ｃを溶製し、本発明と同程度の引張強さになるように熱処理した。試験片を１１００℃に加熱後、室温まで水冷し、再度４５０℃で１時間熱処理した。なお、表１および表２の下線部は本発明の範囲外条件である。【００４２】
これら鍛造材の中央部よりＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の１４号引張試験片、およびＪＩＳ  Ｚ  ２２７４の１号回転曲げ疲労試験片を採取し、引張強さ、疲労強度を求めた。ここで、疲労強度は回転曲げ疲労試験にて１０7回転で破断せず耐久した応力振幅と定義した。また求められた疲労強度と引張強さの比を耐久比（疲労強度／引張強さ）として求めた。【００４３】
鍛造材のＬ方向の１／４厚み部から組織観察用試験片を採取した。ベイナイトの面積率は、試験片を鏡面になるまで研磨後、レペラーエッチングを行い、ベイナイト以外の残部である初析フェライト、残留オーステナイト、島状マルテンサイト等の組織を確認し、５００倍の光学顕微鏡写真を各１０視野撮影した後、画像解析により算出した。【００４４】
Ｍｏ炭窒化物の平均サイズは、試験片を電解研磨法により薄膜に仕上げた後、透過型電子顕微鏡にて、１５０００倍の透過型電子顕微鏡写真を各１０視野撮影し、その中で観察されたＭｏ炭窒化物の長手方向の長さを画像解析で求め、その平均値を求めた。【００４５】
Ｎｏ．１〜１８の本発明鋼は、いずれも面積率で９５％以上のベイナイト組織で、Ｍｏ炭窒化物の平均サイズは４．６ｎｍ以上、１０．８ｎｍ以下であり、耐久比は０．５８以上の高耐久比を有する。被削性の確保のために引張強さは１３００ＭＰａ以下ではあるが、同程度の引張強さと比較すると明らかのように、従来例Ｎｏ．２８の炭素鋼の調質鋼より高疲労強度を実現している。【００４６】
これに対して、比較例Ｎｏ．２３、２４、２７はＣ、ＳｉまたはＮのいずれかの含有量が多く、またＮｏ．２１は規定した鋼組成範囲内ではあるが、平均冷却速度が規定外で、ベイナイトラス境界にフェライトや残留オーステンサイト等の残部の量が多く、Ｍｏ炭窒化物の平均サイズが規定外ため、強度および耐久比が低い。Ｎｏ．１９、２２は鋼組成、または熱処理条件が規定外で、十分な析出強化が得られず耐久比が低い。Ｎｏ．２０は必要以上に加熱温度を高くしたために、ベイナイト組織が粗大化し、かえって耐久比が低い。Ｎｏ．２５は必要以上にＭｎを添加され、引張強さが高く、切削が非常に困難である。一方、Ｎｏ．２６は必要以上にＡｌが添加され、かえって疲労強度および耐久比が低くなる。【００４７】
これから明らかなように、本発明で規定する条件をすべて満たすものは比較例、従来例より靱性および疲労特性が優れている。【００４８】
【表１】
2013018893.tif 000002
【００４９】
【表２】
2013018893.tif 000003
【国際調査報告】
2013018893.tif 000004
2013018893.tif 000005
2013018893.tif 000006
2013018893.tif 000007