(57)【要約】【課題】Ａｌ含有量を比較的高めた成分系であっても粗大なＡｌ系窒化物を生成させることなく、浸炭処理後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得ることのできる鋼材、およびそのような鋼材を製造するための有用な方法、並びに上記のような特性を発揮する浸炭部品を提供する。【解決手段】本発明の鋼材は、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．１５〜０．２５％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物において、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下に夫々制限し、且つ鋼中に存在するＡｌ系窒化物の最大円相当径が０．５μｍ以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．２５％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｃｒ：１．０〜１．５％、
Ａｌ：０．１５〜０．２５％、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０２５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物において、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制したものであり、
且つ鋼中に存在するＡｌ系窒化物の最大円相当径が０．５μｍ以下であることを特徴とする浸炭後の曲げ疲労特性に優れた鋼材。
【請求項２】
更に、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
更に、Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
更に、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかにに記載の鋼材。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼片を、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を９００〜１２００℃とし、圧延中の歪み速度を０．３秒-1以上として熱間圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上として冷却することを特徴とする浸炭後の曲げ疲労特性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材から得られる浸炭部品であって、その表面に、最大円相当径が０．０７〜０．５μｍのＡｌ系窒化物が０．２個／μｍ2以上分散しており、表面から５０μｍ深さ位置の硬さが、ビッカース硬度でＨｖ７６０以上であることを特徴とする浸炭部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、浸炭後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得るための鋼材、およびその製造方法並びにその浸炭部品に関する。本発明の鋼材は、自動車や建築機械、その他の各種産業機械に使用される歯車やシャフト類等の素材として有用なものであるが、以下では自動車用歯車に適用する場合を中心にして説明を進める。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設機械、その他の各種産業機械を取り巻く環境は、省エネルギー化や一層の性能向上が社会的に要請されており、近年、自動車車体の軽量化やエンジン出力の増大への取り組みが益々進められている。このため、自動車や建設機械等に使用される歯車、特に駆動系伝達部に使用されている歯車の使用環境は、一層過酷になっており、優れた疲労強度を備えた歯車が要求されている。
【０００３】
従来の歯車は、これを作製する歯車用鋼として、クロム鋼であるＪｌＳ−ＳＣｒ４２０鋼（ＳＣｒ４２０Ｈ鋼も含む）、或はクロムモリブデン鋼であるＪＩＳ−ＳＣＭ４２０鋼（ＳＣＭ４２０Ｈ鋼も含む）等の肌焼鋼が採用されている。これらの肌焼鋼を、歯車形状に成形した後、浸炭した後、焼入れ・焼戻しを施し（以下、これらの処理を総括して「浸炭処理」ということがある）、いわゆる浸炭歯車としているのが通常である。
【０００４】
しかしながら、上記従来の歯車においては、次のような問題があることが指摘されている。即ち、近年、自動車や建設機械等に要求されている自動車車体の軽量化やエンジンの高出力要求が益々強くなっていることから、従来鋼を従来の基準で浸炭処理しただけの浸炭歯車では、特に曲げ疲労特性を満足できない状況になりつつある。
【０００５】
例えば特許文献１には、トルースタイトの面積率を低減し、内部硬さを適正化することによって、浸炭歯車の低サイクル疲労強度を向上させる技術が提案されている。しかしながら、トルースタイトを抑制するために、上記のＪＩＳ−ＳＣＭ４２０鋼に対してＡｌ含有量を高めている（０．１１〜０．３％）ため、粗大なＡｌ系窒化物が生成し、近年要求されている曲げ疲労特性を発揮させることは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】国際公開第２００２／０４４４３５号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、Ａｌ含有量を比較的高めた成分系であっても粗大なＡｌ系窒化物を生成させることなく、浸炭処理後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得ることのできる鋼材、およびそのような鋼材を製造するための有用な方法、並びに上記のような特性を発揮する浸炭部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼材は、
Ｃ：０．１５〜０．２５％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｃｒ：１．０〜１．５％、
Ａｌ：０．１５〜０．２５％、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０２５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物において、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制したものであり、
且つ鋼中に存在するＡｌ系窒化物の最大円相当径が０．５μｍ以下であることを特徴とする。
【０００９】
尚、上記「Ａｌ系窒化物」とは、基本的にＡｌＮを指しているが、ＡｌＮに３０原子％までの合金元素（Ｍｎ，Ｃｒ，ＳまたはＳｉ）を一部に含む窒化物をも含む意味である。また、「最大円相当径」とは、鋼中に分散されるＡｌ系窒化物を、同一の面積となる円に換算したときの直径の最大値である。
【００１０】
本発明の鋼材には、必要に応じて他の元素として、更に、（ａ）Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。
【００１１】
一方、上記課題を解決することのできた鋼材の製造方法とは、上記のような化学成分組成を有する鋼片を、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を９００〜１２００℃とし、圧延中の歪み速度を０．３秒-1以上として熱間圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上で冷却を実施することを特徴とする。
【００１２】
また本発明に係る浸炭部品とは、上記のような鋼材から得られる浸炭部品であって、その表面に最大円相当径が０．０７〜０．５μｍのＡｌ系窒化物が０．２個／μｍ2以上分散しており、表面から５０μｍ深さ位置の硬さがビッカース硬度でＨｖ７６０以上であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、化学成分組成を制御した上で、鋼中のＡｌ系窒化物の大きさを規定することによって、浸炭処理後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得ることのできる鋼材が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、４点曲げ疲労試験で用いる試験片形状を示す概略説明図である。
【図２】図２は、４点曲げ疲労試験の実施状態を示す概略説明図である。
【図３】図３は、４点曲げ疲労試験によって１０万回強度を測定するときの説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、曲げ疲労特性、製造性を確保するため、様々な角度から検討した。その結果、下記（１）〜（４）のような知見が得られた。
（１）鋼材を浸炭させた後、表面（浸炭部品の表面）に、最大円相当径で０．０７〜０．５μｍとなる微細なＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ2以上（好ましくは０．３個／μｍ2以上、より好ましくは０．４個／μｍ2以上）分散させることで、破壊の起点となる最表面の粒界酸化層や欠陥への応力集中を緩和し、初期亀裂発生を抑制することで曲げ疲労強度を向上させることができる。また、最大円相当径で０．５μｍを超えるような粗大なＡｌ系窒化物が存在すると、亀裂発生源となるため、曲げ疲労強度が低下する。更に、最大円相当径で０．０７μｍよりも小さいＡｌ系窒化物は、曲げ疲労強度の向上に寄与しない。
（２）表面から５０μｍ深さ位置の硬さがビッカース硬度でＨｖ７６０未満となると、亀裂が発生しやすくなり、曲げ疲労特性が低下する。
（３）所定の大きさのＡｌ系窒化物を分散させるためには、Ａｌの含有量を０．１５％以上、Ｎの含有量を０．００３０〜０．０２５％とする必要がある。
（４）Ａｌ含有量を上記のように比較的高めた成分系であっても、圧延後のＡｌ系窒化物の最大円相当径を０．５μｍ以下（好ましくは０．４μｍ以下、より好ましくは０．３μｍ以下）とし、浸炭後の表面に０．０７〜０．５μｍの微細なＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ2以上分散させるためには、圧延開始から圧延終了までの温度範囲（熱間圧延中の温度）を９００〜１２００℃とし、圧延中の歪み速度を０．３秒-1以上として熱間圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上として冷却する必要がある。
【００１６】
本発明の鋼材は、上述したように、鋼中のＡｌ系窒化物の大きさや個数を規定したところに特徴があるが、浸炭部品としての基本的な特性を発揮させるためには鋼材の化学成分組成についても適切に調整する必要がある。まず本発明の鋼材における化学成分組成について説明する。
【００１７】
（Ｃ：０．１５〜０．２５％）
Ｃは、強度付与元素であり、０．１５％未満では必要な強度が得られない。一方、０．２５％を超えると被削性および靭性が低下するので、これを上限とする。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．１９％以上）であり、好ましい上限は０．２３％以下（より好ましくは０．２１％以下）である。
【００１８】
（Ｓｉ：０．０５〜０．３％）
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗向上元素として作用し、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、軟化抑制によって硬さを維持し、ピッチングなどの疲労強度向上、耐摩耗性向上に寄与する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると強度上昇が著しくなって、冷間加工性および被削性が低下する。また、粒界酸化層が増大し、曲げ疲労強度を低下させるので、その上限を０．３％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）であり、好ましい上限は０．２５％以下（より好ましくは０．２０％以下）である。
【００１９】
（Ｍｎ：０．５〜１．０％）
Ｍｎは、脱酸剤や脱硫剤、および焼入れ性向上元素として添加される。その効果を発揮させるためには、０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になると、冷間鍛造性や靭性の低下を招くと共に、被削性も劣化する。また、粒界酸化層が増大し、曲げ疲労強度を低下させる。こうした観点から、Ｍｎ含有量の上限は１．０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％以上（より好ましくは０．７％以上）であり、好ましい上限は０．９％以下（より好ましくは０．８％以下）である。
【００２０】
（Ｃｒ：１．０〜１．５％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入性向上元素として添加され、また焼戻し軟化抵抗元素として作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると、冷間鍛造性や靭性の低下を招くと共に、被削性も劣化し、更に粒界酸化層が増大し、曲げ疲労強度を低下させる。こうした観点から、Ｃｒ含有量の上限を１．５％とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．１％以上（より好ましくは１．２％以上）であり、好ましい上限は１．４％以下（より好ましくは１．３％以下）である。
【００２１】
（Ａｌ：０．１５〜０．２５％）
Ａｌは、脱酸剤であると同時に、微細なＡｌ系窒化物を形成することにより、曲げ疲労時の粒界酸化層や非金属介在物等の欠陥への応力集中を緩和させる効果を発揮する。また結晶粒を微細化し、靭性を向上させる効果も有している。こうした効果を有効に発揮させるためには、少なくとも０．１５％含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると圧延時に窒化物の粗大化によって、靭性に悪影響を及ぼし、加工性を低下させる。更に、粗大な窒化物は破壊の起点となるため、曲げ疲労特性を低下させることとなる。こうした観点から、Ａｌ含有量の上限を０．２５％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．１９％以上）であり、好ましい上限は０．２３％以下（より好ましくは０．２１％以下）である。
【００２２】
（Ｎ：０．００３０〜０．０２５％）
Ｎは、Ａｌ等と窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは少なくとも０．００３０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、粗大な窒化物（特にＡｌ系窒化物）が生成して、曲げ疲労特性が低下するので、その含有量は０．０２５％以下とする必要がある。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％以上（より好ましくは０．０１０％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％以下（より好ましくは０．０１７％以下）である。
【００２３】
（Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない））
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、加工性や疲労特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｐ含有量は、０．０１５％以下とした。好ましくは０．０１０％以下（より好ましくは０．００８％以下）に低減するのが良い。
【００２４】
（Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない））
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳとして析出し、疲労特性や衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｓ含有量は、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１５％以下（より好ましくは０．０１０％以下）に低減するのが良い。
【００２５】
（Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない））
Ｏは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、酸化物として存在し、疲労特性や衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｏ含有量は、０．００２５％以下とした。好ましくは０．００２０％以下（より好ましくは０．００１５％以下）に低減するのが良い。
【００２６】
本発明に係る高強度鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（Ｐ，ＳおよびＯ以外の不可避的不純物）である。該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。
【００２７】
また、本発明の鋼板には、上記合金元素に加えて、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。
【００２８】
（Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｍｏ，ＣｕおよびＮｉは、いずれも焼入れ性を高めると共に、表面の浸炭異常層の生成を抑制し、曲げ疲労特性を改善させる効果がある。これらは、必要によっていずれか１種または２種以上を含有させることによって上記の効果が発揮される。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．０３％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．０５％以上）。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、熱間加工性や冷間加工性、および被削性を低下させるため、上限を０．２５％以下（より好ましくは０．２３％以下）とすることが好ましい。
【００２９】
（Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｎｂ，ＴｉおよびＶは、浸炭後の結晶粒を微細化し、鋼材の靭性を向上させると共に、曲げ疲労強度を向上させるのに有用である。これらは、必要によっていずれか１種または２種以上を含有させることによって上記の効果が発揮される。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ，Ｔｉで少なくとも０．００５％以上、Ｖで少なくとも０．０１％以上含有させることが好ましい（より好ましくはＮｂ，Ｔｉで０．０１０％以上、Ｖで０．０２％以上）。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰させても、その効果が飽和するだけでなく、粗大な析出物を形成し、強度を低下させるため、上限をＮｂで０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）、Ｔｉ，Ｖで０．１％以下（より好ましくは０．０８％以下）とすることが好ましい。
【００３０】
（Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない））
Ｂは、浸炭処理における焼入れ性を高めるのに作用し、また粒界を強化し疲労強度を向上させる元素である。Ｂは、微量添加により焼入れ性の向上が可能であるために、加工性等への影響が低い。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上である。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、Ｎとの結合によりＢＮを生成して浸炭部品の強度が低下する。従って、Ｂ含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４５％以下、更に好ましくは０．００４０％以下である。
【００３１】
本発明で規定する要件（Ａｌ系窒化物の大きさ、個数密度）を満足させつつ本発明の鋼材を製造するにあたっては、上記のように化学成分組成を調整した鋼材を溶製し、分塊圧延を実施した後、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を９００〜１２００℃として、圧延中の歪み速度を０．３秒-1以上として圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上として冷却する必要がある。これらの要件を規定した理由は、下記の通りである。
【００３２】
（圧延開始から圧延終了までの温度範囲：９００〜１２００℃）
熱間圧延時の温度（圧延温度）が９００℃未満になると、Ａｌ系窒化物を十分固溶させることができず、圧延および浸炭後の表面に最大円相当径で０．５μｍ以下のＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ2以上分散させることができない。また圧延温度が１２００℃を超えると、脱炭しやすくなり、強度が低下することとなる。圧延温度の好ましい下限は９５０℃以上（より好ましくは１０００℃以上）であり、好ましい上限は１１５０℃以下（より好ましくは１１００℃以下）である。
【００３３】
（熱間圧延中の歪み速度：０．３秒-1以上）
熱間圧延中の歪み速度は、微細なＡｌ系窒化物を形成させる上で重要な要件である。この歪み速度が０．３秒-1未満では、最大円相当径で０．５μｍを超えるような粗大なＡｌ系窒化物が生成しやすくなる。粗大なＡｌ系窒化物は、曲げ疲労時の破壊の起点となるため、曲げ疲労特性を低下させる。歪み速度の好ましい下限は０．５秒-1以上（より好ましくは０．７秒-1以上）である。歪み速度の上限は、特に規定しないが、歪み速度が速くなりすぎると、その効果が飽和し、また設備投資も必要となるため、３秒-1以下（より好ましくは２．５秒-1以下）とすることが好ましい。尚、歪み速度は、熱間圧延時の最初のパスの入り側断面積（鋼材の断面積）をＳ0（ｍ2）、最終パスの出側断面積をＳ（ｍ2）、圧延時間をｔ（秒）としたとき、下記（１）式によって求められる。
歪み速度（秒-1）＝(１−Ｓ／Ｓ0）／ｔ                …（１）
【００３４】
（熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度：０．４℃／秒以上）
熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度が０．４℃／秒よりも遅くなると、Ａｌ系窒化物が粗大化し、浸炭後の表面に最大円相当径で０．５μｍ以下のＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ2以上分散させることができない。平均冷却速度の好ましい下限は、０．７℃／秒以上（より好ましくは１．０℃／秒以上）である。但し、この平均冷却速度が速くなりすぎると、ベイナイトが生成しやすくなり、鋼材の切削性や鍛造性に悪影響を与えるため、好ましくは１０℃／秒以下（より好ましくは８℃／秒以下）にするのがよい。
【００３５】
上記のようにして得られた鋼材を、浸炭処理することによって、曲げ疲労特性に優れた浸炭部品が得られる。こうした浸炭部品では、表面から５０μｍ深さ位置の硬さが、ビッカース硬度でＨｖ７６０以上であることが必要となる。このような高硬度を達成するには、カーボンポテンシャル（以下、「ＣＰ」と略記することがある）が０．７５〜０．９０％となる浸炭雰囲気で浸炭処理をすることが好ましい。この雰囲気は、通常の浸炭処理の際に行われている雰囲気と同等のものである。ＣＰが０．７５％未満になると上記のような硬さが得られず、０．９０％を超えると、粗大なセメンタイトが生成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。ＣＰのより好ましい下限は０．７８％以上であり、より好ましい上限は０．８８％以下である。
【００３６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００３７】
下記表１に示す各種化学成分組成（残部は鉄および不可避的不純物）の鋼片（鋼種Ａ〜Ｗ）を溶製し、分塊圧延を実施した後、圧延温度（圧延開始から圧延終了までの温度範囲）を７５０〜１３５０℃とし、歪み速度を０．１〜１．２秒-1として熱間圧延を行った（下記表２）。その後、平均冷却速度を０．３〜４℃／秒として冷却して、φ２６ｍｍの大きさの熱間圧延材（棒鋼）を作製した（下記表２）。尚、表１に示した鋼種Ａは、従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈ相当鋼である。
【００３８】
【表１】
2015127435.tif 000002
【００３９】
【表２】
2015127435.tif 000003
【００４０】
上記で作製した各熱間圧延材について、Ａｌ系窒化物の大きさを下記の方法で測定した。また、上記各熱間圧延材について、ＣＰを０．７０〜０．９８％の浸炭ガス雰囲気中（上記表２参照）で浸炭処理を施した試験片を作製し、下記の方法で各試験片の曲げ疲労特性を評価すると共に、Ａｌ系窒化物の個数密度、表層（表面から５０μｍ深さ位置）の硬さを測定した。
【００４１】
（圧延材中のＡｌ系窒化物の大きさの測定）
圧延材について、Ｄ／４の位置（Ｄは２６ｍｍの直径）を縦断面に切り出し、電解放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ；Field Emission-Scanning Electron Microscape）にて、観察倍率１０００倍（加速電圧１０ｋＶ）で、任意の３箇所を測定し、最も大きいＡｌ系窒化物の円相当直径（最大円相当径）を求めた。尚、測定位置を、Ｄ／４の位置（Ｄは２６ｍｍの直径）としたのは、鋼材の基本的な特性を評価できる箇所として選んだものである。
【００４２】
（試験片の曲げ疲労特性）
上記で得られた圧延材（棒鋼）を切削して中央部分から試験片を切り出し、所定のＣＰ（表２）の浸炭ガス雰囲気中で浸炭処理（温度：９３０℃×３時間）した後油冷し、更に１７０℃で２時間の焼戻し処理を行い、曲げ疲労試験用の試験片とした。試験片の形状を図１（概略説明図）に示す。この試験片を用い、４点支持となる治具（図２）によって、周波数２０Ｈｚ、最大応力（繰り返し負荷応力）：１３７１、１５２３、１６７５、１８２８（ＭＰａ）の条件で、Ｓ−Ｎ線図（応力Ｓ−繰り返し数Ｎ線図）を作成し、このＳ−Ｎ線図に基づいて１０万回強度を求め（図３）、その値を曲げ疲労強度とした。この１０万回強度（曲げ疲労強度）が、ベース鋼のＳＣＭ４２０Ｈ鋼（鋼種Ａ：試験Ｎｏ．１）の１０万回強度（１２２９ＭＰａ）の１．１以上の寿命比に相当する１３５２ＭＰａ以上となるときを、曲げ疲労特性に優れると評価した。
【００４３】
（試験片中のＡｌ系窒化物の個数密度の測定）
浸炭後の試験片について、ノッチ底表面を埋め込み研磨後、ＦＥ−ＳＥＭにて、観察倍率１０００倍（加速電圧１０ｋＶ）で、任意の３箇所を測定し、最大円相当径で０．０７〜０．５μｍとなるＡｌ系窒化物の個数密度を求めた。尚、最大円相当径で０．５μｍを超えるＡｌ系窒化物が存在する場合は、その様な粗大なＡｌ系窒化物を無視し、最大円相当径で０．０７〜０．５μｍとなるＡｌ系窒化物を、個数密度の測定対象とした。また最大円相当径で０．５μｍよりも小さくなるＡｌ系窒化物が存在する場合には、最大円相当径が０．０７μｍ以上で、測定された最大円相当径までのＡｌ系窒化物を、個数密度の測定対象とした。
【００４４】
（表層硬さ）
浸炭後の試験片について、ノッチ底の表面から５０μｍ深さ位置について、３００ｇＨｖで５箇所測定し、その平均値を算出した。尚、測定位置を「表面から５０μｍ深さ位置」としたのは、表面に若干形成される浸炭異常層の影響を排除したものである。
【００４５】
それらの結果を、一括して下記表３に示す。
【００４６】
【表３】
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【００４７】
この結果から、次の様に考察できる。即ち、本発明で規定する化学成分組成を満足すると共に、Ａｌ系窒化物の形態も適切に制御された鋼材では（試験Ｎｏ．２〜４、１４〜１９、２６〜３１、３３）、優れた曲げ疲労特性を発揮していることがわかる。
【００４８】
これに対し、本発明で規定する化学成分組成を外れる鋼材（試験Ｎｏ．１、５〜１３、３２）や、製造条件が不適切でＡｌ系窒化物の形態が適切に制御されていない鋼材では（試験Ｎｏ．２０〜２５、３４）、曲げ疲労特性が劣化していることがわかる。即ち、試験Ｎｏ．１は、従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈ相当鋼（鋼種Ａ）と用いた例であるが、Ａｌ含有量が不足するため、浸炭後の試験片のＡｌ系窒化物の個数密度が低下している。試験Ｎｏ．５は、Ｓｉ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｅ）を用いた例であり、粒界酸化層深さが増大して曲げ疲労特性が劣化している。
【００４９】
試験Ｎｏ．６は、Ｃr含有量が不足する鋼材（鋼種Ｆ）を用いた例であり、焼入れ性が低下して、浸炭後の試験片の表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．７は、Ｃｒ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｇ）を用いた例であり、粒界酸化層深さが増大して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．８は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｈ）を用いた例であり、粒界酸化層深さが増大して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．９は、Ｍｎ含有量が不足する鋼材（鋼種Ｉ）を用いた例であり、焼入れ性が低下して浸炭後の試験片の表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。
【００５０】
試験Ｎｏ．１０は、Ａｌ含有量が不足する鋼材（鋼種Ｊ）を用いた例であり、Ａｌ系窒化物が十分分散せず（個数密度が小さい）、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．１１は、Ａｌ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｋ）を用いた例であり、圧延材におけるＡｌ系窒化物が粗大化しており、曲げ疲労特性が劣化している。
【００５１】
試験Ｎｏ．１２は、Ｏ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｌ）を用いた例であり、酸化物量が増加して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．１３は、Ｎ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｍ）を用いた例であり、粗大なＡｌ系窒化物が生成して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．３２は、Ｎ含有量が不足する鋼材（鋼種Ｕ）を用いた例であり、Ａｌ系窒化物の個数密度が少なくなって、曲げ疲労特性が劣化している。
【００５２】
試験Ｎｏ．２０は、圧延温度が低く制御された例であり、Ａｌ系窒化物が十分に固溶できず、圧延材でのＡｌ系窒化物が粗大化すると共に、浸炭後のＡｌ系窒化物の個数密度が少なくなって、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．２１は、圧延温度が高く制御された例であり、脱炭によって、浸炭後の試験片における表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。
【００５３】
試験Ｎｏ．２２は、圧延時の歪み速度が小さく制御された例であり、Ａｌ系窒化物が十分に微細化できず、圧延材でのＡｌ系窒化物が粗大化し、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．２３は、圧延後の冷却速度が遅く制御された例であり、圧延材でのＡｌ系窒化物が粗大化し、曲げ疲労特性が劣化している。
【００５４】
試験Ｎｏ．２４は、ＣＰが低い浸炭ガス雰囲気で浸炭された例であり、浸炭後の試験片における表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．２５は、ＣＰが高い浸炭ガス雰囲気で浸炭された例であり、粗大なセメンタイトの生成が予測され、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．３４は、圧延時の歪み速度が小さく制御された例であり（鋼中のＡｌ含有量も不足している）、浸炭後の試験片におけるＡｌ系窒化物の個数密度が少なくなって、曲げ疲労特性が劣化している。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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