(57)【要約】【課題】高価な元素であるＮｉおよびＭｏを極力含有せず、Ｃｒ含有量を高めた成分組成を有し、冷間鍛造性の異方性が小さく、浸炭焼入による浸炭異常層の深さが浅い、冷間鍛造性と焼入性に優れる肌焼鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｓ：０．００２〜０．０１５％、Ｃｒ：１．５０〜３．００％、Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＳおよびＴｅの含有量が、下記ｆｎ１、ｆｎ２およびｆｎ３の値でそれぞれ３０≦ｆｎ１≦１５０、ｆｎ２≦０．０１０および０．７０≦ｆｎ３≦１．１０を満たす肌焼鋼。ｆｎ１：Ｍｎ／Ｓ・・・（１）、ｆｎ２：Ｃｒ×Ｔｅ・・・（２）、ｆｎ３：Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（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。【選択図】図５
2015224350.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０１５％、
Ｃｒ：１．５０〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｏ：０．００１５％以下
に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＳおよびＴｅの含有量が、下記の（１）式、（２）式および（３）式で表されるｆｎ１、ｆｎ２およびｆｎ３の値でそれぞれ３０≦ｆｎ１≦１５０、ｆｎ２≦０．０１０および０．７０≦ｆｎ３≦１．１０を満たすことを特徴とする肌焼鋼。
ｆｎ１：Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
ｆｎ２：Ｃｒ×Ｔｅ・・・（２）
ｆｎ３：Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（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】
更に、質量％で、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の肌焼鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の肌焼鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、肌焼鋼に関する。特に、冷間鍛造によって成形される自動車用駆動系部品など、浸炭部品の素材として用いるのに好適な冷間加工性に優れた肌焼鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の駆動系部品などの浸炭部品は、主として熱間鍛造、浸炭焼入、切削工程により製造されている。浸炭焼入は、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。従来は、浸炭部品の素材鋼（生地の鋼）として、低炭素の肌焼鋼が使用されていた。
【０００３】
近年、自動車では、低コスト化・軽量化・高トルク化が要求されており、駆動系部品などの浸炭部品において、高い焼入性が必要となっている。そのため、浸炭部品の素材となる肌焼鋼には、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５２（２００３）に限定された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。
【０００４】
Ｎｉおよび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有用な元素である。しかも、Ｎｉおよび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。しかし、ＮｉおよびＭｏは高価な合金元素であり、含有量を極力抑えて成分コストを低くすることが求められている。
【０００５】
このような要望に応えるべく、特許文献１には、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を満たす（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。）肌焼鋼が提案されている。特許文献１にて提案された肌焼鋼は、熱間鍛造による浸炭部品の製造には好適である。
【０００６】
ところで、浸炭部品の生産性を向上させるには、熱間鍛造と比較して、生産性が高く、寸法精度が良く、鋼材の歩留が良好な、冷間鍛造を採用することが望ましい。しかし、冷間鍛造では、鋼材に加工硬化が生じ、延性が低下することが問題となる。特に、熱間圧延により伸延したＭｎＳは、異方性を生じさせ、特定の方向の延性が極端に低くなる。
このような問題に対して、Ｍｎ硫化物の球状を維持するために、Ｍｎ硫化物にＣａを固溶し、ＴｅによってＣａがＭｎ硫化物に固溶するのを促進し、Ｃａ、Ｔｅ、ＳおよびＯの含有量とバランスを適正にした冷間鍛造用快削鋼が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−２４９６８５号公報
【特許文献２】特開２０１２−１１７０９８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１によって提案された肌焼鋼は、熱間鍛造による部品の製造を前提としており、圧延方向に伸延したＭｎＳによる延性の異方性に対する配慮がなされていない。このため、冷間鍛造性を満足させることができない場合がある。
一方、特許文献２によって提案された冷間鍛造用鋼では、Ｃｒ含有量を高めた場合のＴｅの効果について検討されておらず、必ずしも、浸炭焼入性と冷間鍛造性とを両立させることができない場合がある。
【０００９】
肌焼鋼の冷間鍛造性には異方性があり、冷間鍛造時に、圧延方向に延伸したＭｎＳが、圧延方向と直交する方向から引張応力を受けると割れが生じ易い。また、ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、焼入性を確保するためには、Ｃｒ含有量を高めることが有効である。しかし、Ｃｒ含有量を高めると、浸炭焼入により、浸炭異常層である粒界酸化層および不完全焼入層が生じることがある。浸炭異常層は、曲げ疲労強度およびピッチング強度に悪影響を及ぼす。
【００１０】
本発明は、高価な元素であるＮｉおよびＭｏを極力含有せず、Ｃｒ含有量を高めた成分組成を有し、冷間鍛造性の異方性が小さく、浸炭焼入による浸炭異常層の深さが浅い、冷間鍛造性と焼入性に優れる肌焼鋼の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、焼入性、ＭｎＳの形状、浸炭異常層に影響を及ぼすＭｎ、Ｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｓｉの含有量について検討を行い、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
【００１２】
（ａ）優れた冷間鍛造性を得るためには、粗大なＭｎＳを極力少なくすることが有効である。粗大なＭｎＳの生成を抑制するには、ＭｎとＳの個々の含有量の制御だけでなく、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。このことによって、粗大なＭｎＳの生成を抑制できる。したがって、優れた冷間鍛造性を得るためには、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。
【００１３】
（ｂ）ＭｎＳの形状を極力球形に近づけるためには、Ｔｅの添加が有効である。更に、本発明者らは、ＭｎＳの形状制御のためにはＣｒとＴｅの含有量バランスを適正化することが必要であることを初めて明らかにした。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×Ｔｅ］の式で表されるｆｎ２の値を０．０１０以下に制御する。このことによって、製造時におけるＭｎＳの形状の球状化を促進できる。したがって、冷間鍛造性の異方性を小さくし、優れた冷間鍛造性を得るためには、ＣｒおよびＴｅ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。
【００１４】
（ｃ）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は、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小さくできる。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、［ｆｎ３＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の式で表されるｆｎ３の値を０．７０以上１．１０以下にする。このことによって、Ｃｒ含有量を高めても、浸炭焼入による浸炭異常層の深さを小さくすることが可能となり、優れた焼入性を確保できる。
【００１５】
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、以下のとおりである。
【００１６】
［１］  質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｓ：０．００２〜０．０１５％、
Ｃｒ：１．５０〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｏ：０．００１５％以下
に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＳおよびＴｅの含有量が、下記の（１）式、（２）式および（３）式で表されるｆｎ１、ｆｎ２およびｆｎ３の値でそれぞれ３０≦ｆｎ１≦１５０、ｆｎ２≦０．０１０および０．７０≦ｆｎ３≦１．１０を満たすことを特徴とする肌焼鋼。
ｆｎ１：Ｍｎ／Ｓ・・・（１）
ｆｎ２：Ｃｒ×Ｔｅ・・・（２）
ｆｎ３：Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（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。
［２］  更に、質量％で、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の肌焼鋼。
［３］  更に、質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の肌焼鋼。
［４］  更に、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の肌焼鋼。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、冷間鍛造性と焼入性に優れる肌焼鋼を提供できる。特に、本発明によれば、冷間鍛造性に異方性がなく、また、ＮｉおよびＭｏを極力含有させることなく、浸炭焼入による浸炭異常層の生成が抑制される肌焼鋼の提供が可能になる。したがって、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】環状切欠き試験片を作成するために、棒鋼から切り出した素材の切り出し方向を説明する図である。
【図２】Ｒ３環状切欠き引張試験片を示す図である。
【図３】Ｒ２０環状切欠き引張試験片を示す図である。
【図４】Ｒ３環状切欠き引張試験片およびＲ２０環状切欠き引張試験片の荷重−変位曲線と、延性き裂発生点を説明する図である。
【図５】ＣｒおよびＴｅの添加量とεＬ−εＣとの関係を説明する図である。
【図６】浸炭焼入、焼戻しのヒートパターンを示す図である。
【図７】［Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の値と粒界酸化層深さとの関係を示す図である。
【図８】［Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の値と不完全焼入層深さとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、特に、焼入性、ＭｎＳの形状、浸炭異常層に影響を及ぼすＭｎ、Ｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｓｉの含有量について検討を行った。具体的には、種々の成分組成の鋼材を溶解し、溶製後、鋼片とし、熱間圧延によって、図１に示すように、直径５５ｍｍの丸棒とした。得られた種々の成分組成の丸棒を用いて、冷間鍛造性、浸炭焼入後の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。
【００２０】
＜１＞冷間鍛造性の調査：
圧縮試験により割れが発生する相当塑性ひずみと、環状切欠き引張試験により割れが発生する相当塑性ひずみには相関がある。このことから、環状切欠き引張試験により、冷間鍛造時の割れにくさの評価を実施した。
図１は、環状切欠き試験片を作成するために、棒鋼（丸棒）から切り出した素材の切り出し方向を説明する図である。種々の成分組成の棒鋼から、図１に示すように、圧延方向に対して平行の素材（平行素材）と、圧延方向に対して垂直の素材（垂直素材）とを切り出した。棒鋼中のＭｎＳからなる粒子は、図１に示すように、圧延方向に延伸している。
【００２１】
棒鋼から切り出した平行素材および垂直素材のそれぞれについて、球状化焼鈍を施した後、機械加工により、切欠き部の曲率半径が３ｍｍである図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片と、切欠き部の曲率半径が２０ｍｍである図３に示すＲ２０環状切欠き引張試験片とを作製し、引張試験を行った。Ｒ３環状切欠き引張試験片は、応力集中が厳しい試験片である。Ｒ２０環状切欠き引張試験片は、応力集中が緩い試験片である。
【００２２】
各素材において、各試験片に対する引張試験の結果から、それぞれ図４に示すように固有の荷重−変位曲線が得られ、それぞれの荷重−変位曲線の形状から、延性き裂発生点を求めた。
そして、それぞれ、環状切欠き引張試験片の形状と、引張試験結果（すなわち、荷重−変位曲線）をもとにして有限要素解析し、延性き裂発生点における、切欠き部の断面のき裂発生部に対応する要素の相当塑性ひずみを求めた。
【００２３】
冷間鍛造性は、圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＬにより評価した。Ｒ３環状切欠き引張試験片のεＬが０．７５以上および／またはＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが１．０５以上である鋼は、冷間鍛造時に割れにくく、冷間鍛造性が良好である。
【００２４】
鋼の冷間鍛造性の異方性は、圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＬと、圧延方向に対して垂直に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＣとの差（εＬ−εＣ）で評価することができる。本発明では、環状切欠き引張試験片の曲率半径に関わらず、εＬ−εＣが０．３以下の鋼は、異方性が小さく、冷間鍛造性に優れると評価した。
【００２５】
鋼の冷間鍛造性と、成分組成との関係を検討した。その結果、冷間鍛造性の異方性（εＬ−εＣ）と、ＣｒおよびＴｅの添加量とに相関が見られることがわかった。また、冷間鍛造性の異方性（εＬ−εＣ）は、ＣｒおよびＴｅの添加量と、その積Ｃｒ×Ｔｅで整理できることがわかった。
図５は、種々の成分組成の試験片において、ＣｒおよびＴｅの添加量とεＬ−εＣとの関係を説明する図である。図５において、○はεＬ−εＣが０．３以下である試験片を示し、×はεＬ−εＣが０．３超の試験片を示す。また、図５に示す曲線は、Ｃｒ×Ｔｅ＝０．０１０で示されるものである。
図５に示したように、Ｃｒ：１．５０〜３．０質量％、Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０質量％、Ｃｒ×Ｔｅ≦０．０１０を満足する成分組成の範囲内で、εＬ−εＣが０．３以下となり、異方性が小さく、優れた冷間鍛造性が得られることがわかった。
【００２６】
＜２＞粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査：
圧延方向に対して平行に切り出した種々の成分組成の素材から得た図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片に対して、図６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６中のＣｐはカーボンポテンシャルを表す。また、図６において、１２０℃油焼入れは油温１２０℃の油中に焼入したことを表し、更にＡＣは空冷したことを表す。油焼入れについては、均一に焼入処理されるように、攪拌している焼入油中に引張試験片を投入して行った。
次に、浸炭焼入−焼戻し処理したＲ３環状切欠き引張試験片を、直径６ｍｍの切欠き部を横断するように切断した。その後、圧延方向と直交する方向の断面である切断面が被検面になるように、試験片を樹脂に埋め込み、機械研磨を行って被検面を鏡面仕上げした。
【００２７】
機械研磨後の試験片の被検面を腐食せず、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視野観察した。そして、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求めた。
また、機械研磨後の試験片の被検面を、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視野観察した。そして、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求めた。
【００２８】
図７に、種々の成分組成の試験片における［Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の式の値と粒界酸化層深さの関係を示す。図７において、○は粒界酸化層深さが１０μｍ以下である試験片を示し、×は粒界酸化層深さが１０μｍ超である試験片を示す。
図８に、種々の成分組成の試験片における［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。図８において、○は不完全焼入層深さが１５μｍ以下である試験片を示し、×は不完全焼入層深さが１５μｍ超である試験片を示す。
図７および図８に示すように、［Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］が０．７〜１．１の範囲内で、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが浅くなり、浸炭異常層の生成を抑制できることがわかった。
【００２９】
以下、本発明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。
【００３０】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、部品の強度確保のため必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多過ぎると硬さが大きくなって被削性の低下を招く。特に、Ｃ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０．１０〜０．３０％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。
【００３１】
Ｓｉ：０．０２〜１．００％
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。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又は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。このため、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１．００％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０．０２〜１．００％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０．７０％以下とすることが好ましい。Ｓｉを含有させることによる上記効果を得るには、Ｓｉの含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００３２】
なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、前記の（３）式で表されるｆｎ３の値が０．７０≦ｆｎ３≦１．１０をも満たす必要がある。
【００３３】
Ｍｎ：０．３０〜１．００％
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、硬さが大きくなって被削性の低下を招く。特に、Ｍｎの含有量が１．００％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、浸炭異常層である粒界酸化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。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０．３０〜１．００％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６０％である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９０％である。
【００３４】
なお、Ｍｎ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を満たし、前記の（３）式で表されるｆｎ３の値が０．７０≦ｆｎ３≦１．１０を満たす必要がある。
【００３５】
Ｓ：０．００２〜０．０１５％
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。しかし、Ｓの含有量が０．０１５％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０．０１５％以下に制限する。前記した被削性向上効果を得るために、Ｓの含有量は、０．００２％以上とし、０．０１０％以上とすることが好ましい。
【００３６】
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。
【００３７】
Ｃｒ：１．５０〜３．００％
Ｃｒは、焼入性を向上させる効果、焼戻し軟化抵抗およびＭｎＳの球状化を促進する効果を有し、高温状況下での鋼の軟化を防ぐ効果および冷間鍛造性の異方性を低減する効果がある。これらの効果を得るには、１．５０％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く。特に、Ｃｒの含有量が３．００％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、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。特に、Ｃｒの含有量が３．００％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１．５０〜３．００％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２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒを含有させることによる上記効果を得るには、Ｃｒの含有量を１．８０％以上とすることが好ましい。
【００３８】
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ｆｎ２≦０．０１０を満たし、前記の（３）式で表されるｆｎ３の値が０．７０≦ｆｎ３≦１．１０を満たす必要がある。
【００３９】
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、更に、曲げ疲労強度および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の含有量の好ましい下限は０．０２０％である。また、Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４０％である。
【００４０】
Ｎ：０．００４０〜０．０２５０％
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０．００４０％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靭性の低下を招く。特に、Ｎの含有量が０．０２５０％を超えると、靭性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００４０〜０．０２５０％とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１３０％である。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％である。
【００４１】
Ｔｅ：０．０００３〜０．００５０％
Ｔｅは、ＭｎＳの球状化を促進する極めて重要な元素であり、冷間鍛造性の異方性を低減するために、０．０００３％以上を添加する。一方、Ｔｅ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．０００３〜０．００５０％とした。Ｔｅ含有量は、冷間鍛造性の異方性をより低減するため、０．０００５％以上であることが好ましい。Ｔｅ含有量は、熱間加工性の低下を抑制するために、０．００３０％以下であることが好ましい。
【００４２】
なお、Ｔｅ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．ｆｎ２≦０．０１０をも満たす必要がある。
【００４３】
ｆｎ１の値：３０以上１５０以下
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未満である場合には、Ｓの含有量が過剰となって粗大なＭｎＳの生成が避けられない。一方、ｆｎ１の値が１５０を超える場合には、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、冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。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、ｆｎ１の好ましい上限は１００である。
【００４４】
ｆｎ２の値：０．０１０以下
圧延方向に伸延したＭｎＳは、延性の異方性を生じさせる。このため、できるだけＭｎＳの形状を球状に近づけることが必要である。ＭｎＳの球状化を促進するためには、Ｔｅの添加が有効であるが、Ｃｒ含有量が高い場合、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０．０１０を超える場合には高温延性が低下する。この理由は必ずしも明らかではないが、結果として、冷間鍛造性に悪影響を及ぼす。したがって、前記の（２）式、つまり［ｆｎ２＝Ｃｒ×Ｔｅ］で表されるｆｎ２の値が、ｆｎ２≦０．０１０を満たすこととした。ｆｎ２の好ましい上限は０．００８である。
【００４５】
ｆｎ３の値：０．７０以上１．１０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性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、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（３）式で表されるｆｎ３の値を０．７０以上１．１０以下とする必要がある。すなわち、前記（３）式で表されるｆｎ３の値が０．７０未満である場合および１．１０を超える場合にはいずれも、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（３）式、つまり［ｆｎ３＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］で表されるｆｎ３の値が、０．７０≦ｆｎ３≦１．１０を満たすこととした。なお、ｆｎ３の好ましい下限は０．８０以上である。ｆｎ３の好ましい上限は１．０８である。
【００４６】
本発明においては、Ｐ、ＴｉおよびＯ（酸素）は、不純物であり、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。
【００４７】
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、Ｐ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。また、Ｐの含有量は少ない方が好ましいが脱Ｐコストが嵩むため、０．００３％以上であることが好ましい。
【００４８】
Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高いため、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、曲げ疲労強度およびピッチング強度を低下させ、更に、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。Ｔｉ含有量は０．００３％以下であることが好ましい。
【００４９】
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、更に、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、不純物のＯの含有量を０．００１５％以下とした。Ｏ（酸素）含有量は０．００１３％以下であることが好ましい。また、Ｏ（酸素）の含有量は少ない方が好ましいが、脱Ｏ（酸素）コストが嵩むため、０．０００２％以上であることが好ましい。
【００５０】
本発明の肌焼鋼は、必要に応じて更に、下記の第１群〜第３群の各グループの元素の１種類以上を選択的に含有させることができる。
第１群：Ｍｏ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下のうちの１種又は２種以上、第２群：Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下の一方又は両方、第３群：Ｃａ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下の一方又は両方。
【００５１】
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。ただし、これらの合金元素は高価であり、コストを低下させるために、含有量を制限することが好ましい。
【００５２】
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靭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る。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。Ｍｏ含有量はコスト上昇を抑制するために、０．０８％以下であることが好ましい。
【００５３】
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く。特に、Ｃｕの含有量が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、０．１８％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕを含有することによる焼入性向上効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
【００５４】
Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、焼入性を高める作用を有する。Ｎｉには、靭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靭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る。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。また、Ｎｉ含有量はコスト上昇を抑制するために、０．１８％以下であることが好ましい。
【００５５】
なお、上記のＭｏ、ＣｕおよびＮｉは、そのうちいずれか１種のみ、又は２種以上を複合で含有することができる。
【００５６】
第２群：Ｖ：０．２０％以下およびＮｂ：０．０５０％以下のうちの１種又は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、窒化物および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。
【００５７】
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く。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り、熱間圧延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の含有量の下限は０．０８％である。一層望ましいＶの含有量の上限は０．１０％である。
【００５８】
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く。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。
【００５９】
なお、上記のＶおよびＮｂは、そのうちいずれか１種のみ、又は２種を複合で含有することができる。
【００６０】
第３群：Ｃａ：０．００５０％以下およびＺｒ：０．０１０％以下のうちの１種又は２種
ＣａおよびＺｒは、ＭｎＳを球状化し、異方性を小さくすることで冷間鍛造性を向上させる。このため、さらなる冷間鍛造性の向上のためには以下の範囲で含有させてもよい。
【００６１】
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって、異方性の低減に有効な元素である。しかし、０．００５０％を超えてＣａを添加しても硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性や疲労特性などの機械的性質が低下する。したがって、Ｃａの含有量を０．００５０％以下と規定し、０．００３０％以下とすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は切削性改善効果を安定的に発現するため、０．０００３％以上であることが好ましい。
【００６２】
Ｚｒ：０．０１０％以下
Ｚｒは脱酸元素であり、酸化物を生成する。Ｚｒ酸化物はＺｒＯ２と考えられ、ＺｒＯ２がＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。また、ＺｒはＭｎＳに固溶して、複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって、Ｚｒは、異方性の低減に有効な元素である。しかし、０．０１０％を超えてＺｒを添加しても硬質のＺｒＯ２やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性や疲労特性などの機械的性質が低下する。したがって、Ｚｒの含有量を０．０１０％以下と規定し、０．００８％以下とすることが好ましい。また、Ｚｒの含有量は切削性改善効果を安定的に発現するため、０．００２％以上であることが好ましい。
【００６３】
本実施形態の肌焼鋼は、従来公知の方法により製造できる。例えば、上述した成分組成の鋼材を、転炉、電気炉等の通常の方法によって溶製し、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、線材または棒鋼に熱間圧延することによって製造できる。
本実施形態の肌焼鋼の浸炭焼入条件は、特に限定されるものはない。本実施形態の肌焼鋼を用いて加工される部品の用途等に応じて決定できる。
【実施例】
【００６４】
表１に示す成分組成の鋼材を、１５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製後、ビレットに分塊圧延し、更に直径５５ｍｍの丸棒に熱間圧延することによって、試験番号１〜１７の肌焼鋼を製造した。なお、表１中の鋼１〜９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、表１に示す鋼１０〜１７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。
【００６５】
上記の比較例の鋼のうちで鋼１０および鋼１１はそれぞれ、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に相当する鋼である。
【００６６】
【表１】
2015224350.tif 000003
【００６７】
上述した＜１＞冷間鍛造性の調査に記載の方法を用いて、試験番号１〜１７の肌焼鋼から、それぞれ図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片および図３に示すＲ２０環状切欠き引張試験片を採取し、εＬ−εＣ（圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＬと、圧延方向に対して垂直に切り出した素材から得た試験片の延性き裂発生点における相当塑性ひずみεＣとの差）およびεＬを求めた。なお、球状化焼鈍として７６０℃の温度で４．５時間の熱処理を行った。
【００６８】
そして、Ｒ３環状切欠き引張試験片のεＬが０．７５以上およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが１．０５以上の場合、冷間鍛造時に割れにくく、冷間鍛造性が良好であると評価した。また、εＬ−εＣが０．３以下の場合を異方性が小さく、冷間鍛造性に優れると評価した。
【００６９】
上述した＜２＞粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査に記載の方法を用いて、以下に示す試験片を得た。すなわち、試験番号１〜１７の肌焼鋼の圧延方向に対して平行に切り出した素材から得た図２に示すＲ３環状切欠き引張試験片に対して、図６に示すヒートパターンによる浸炭焼入−焼戻しを施した。次いで、浸炭焼入−焼戻し処理したＲ３環状切欠き引張試験片の直径６ｍｍの切欠き部を横断するように切断した。その後、圧延方向と直交する方向の断面である切断面が被検面になるように、試験片を樹脂に埋め込み、機械研磨を行って、鏡面仕上げした被検面を有する試験片を得た。
【００７０】
「有効硬化層深さ」
そして、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠し、マイクロビッカース硬度計を使用して、研磨後の試験片の表面から中心に向かう方向（圧延方向と直交する方向）に、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬さ（Ｈｖ硬さ）を測定した。Ｈｖ硬さが５５０となる場合の表面からの深さを、任意の１０箇所で測定し、その最小値を有効硬化層深さとした。
【００７１】
「粒界酸化層深さ」
試験片として、有効硬化層深さの測定に使用した試験片の被検面を再度研磨し、鏡面仕上げしたままのものを用いて、上述した＜２＞粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査に記載の方法を用いて、粒界酸化層深さを求めた。粒界酸化層深さは１０μｍ以下の場合を良好と評価した。
【００７２】
「不完全焼入層深さ」
粒界酸化層深さの測定に使用した試験片の被検面を、ナイタールで０．２〜２秒腐食し、上述した＜２＞粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さの調査に記載の方法を用いて、不完全焼入層深さを求めた。不完全焼入層深さは、１５μｍ以下の場合を良好と評価した。
【００７３】
「ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比」
粒界酸化層深さの測定に使用した試験片を圧延方向に沿って切断した。その後、圧延方向に沿う断面である切断面が被検面になるように樹脂に埋め込み、機械研磨を行って、鏡面仕上げした被検面を有する試験片を得た。被検面を５００倍の倍率で走査型電子顕微鏡（商品名：ＪＳＭ−５７００、日本電子株式会社製）を用いて観察した。そして、３００個のＭｎＳ粒子について、ＭｎＳ粒子の長手方向を縦方向として縦および横の長さを測定し、それぞれの平均値を用いて平均アスペクト比（縦の長さ／横の長さ）を算出した。ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比は、６以下の場合を良好と評価した。なお、ＭｎＳ粒子のアスペクト比は、浸炭焼入−焼戻しを施す前と後とで違いはない。
【００７４】
表２に、εＬ、εＬ−εＣ、有効硬化層深さ、粒界酸化層深さ、不完全焼入層深さ、ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比の結果をまとめて示す。
【００７５】
【表２】
2015224350.tif 000004
【００７６】
表２に示したように、素材として本発明で規定する条件を満たす鋼１〜９を用いた試験番号１〜９の場合、εＬ−εＣが０．３以下であり、冷間鍛造性の異方性が小さかった。また、試験番号１〜９の鋼は、Ｒ３環状切欠き引張試験片のεＬが０．７５以上であって、Ｒ２０環状切欠き引張試験片のεＬが１．０５以上であり、冷間鍛造時に割れにくいものであった。よって、試験番号１〜９の鋼は、良好な冷間鍛造性を有する。
また、本発明で規定する条件を満たす鋼を用いた試験番号１〜９では、ＭｎＳ粒子の平均アスペクト比が６以下であり、ＭｎＳ粒子の圧延方向への伸延が抑制されていた。
【００７７】
さらに、鋼１〜９を用いた試験番号１〜９では、粒界酸化層深さは１０μｍ以下、不完全焼入層深さは１５μｍ以下であり、浸炭焼入による浸炭異常層の生成が抑制されていた。
また、試験番号１〜９は、鋼１０（ニッケルクロムモリブデン鋼のＳＮＣＭ２２０Ｈに相当）および鋼１１（クロムモリブデン鋼のＳＣＭ４２０Ｈに相当）を用いた試験番号１０および１１の場合と同等の有効硬化層深さを有し、鋼１０および鋼１１と比較して、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが浅かった。
【００７８】
試験番号１０の場合、鋼１０にＴｅが添加されていないため、εＬ−εＣの値が高く、冷間鍛造性の異方性が大きい。さらに、試験番号１０は、平均アスペクト比も高い。また、試験番号１０は、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、冷間鍛造性が不十分である。また、試験番号１０は［Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、曲げ疲労強度およびピッチング強度に悪影響を及ぼす粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが、試験番号１〜９と比較して深い。
【００７９】
試験番号１１の場合、鋼１１にＴｅが添加されていないため、εＬ−εＣの値が高く、冷間鍛造性の異方性が大きい。さらに、試験番号１１は平均アスペクト比も高い。また、試験番号１１は、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、冷間鍛造性が不十分である。また、試験番号１１は［Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜９と比較して深い。
【００８０】
試験番号１２の場合、鋼１２のＣｒの添加量が本発明で規定する範囲を下回るため、試験番号１〜９と比較して平均アスペクト比が大きい。
試験番号１３の場合、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、試験番号１〜９と比較して冷間鍛造性が悪い。また、試験番号１３は平均アスペクト比が高い。これらの結果は、鋼１３の［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粗大なＭｎ／Ｓが生成したことによるものであると推定される。
【００８１】
試験番号１４の場合、鋼１４の［ｆｎ２＝Ｃｒ×Ｔｅ］の値が本発明で規定する範囲を上回るため、εＬ−εＣの値が高く、試験番号１〜９と比較して異方性が大きい。さらに、試験番号１４は平均アスペクト比も高い。また、試験番号１４は、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、冷間鍛造性が不十分である。
試験番号１５の場合、鋼１５の［ｆｎ３＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の値が本発明で規定する範囲を上回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜９と比較して深い。
【００８２】
試験番号１６の場合、Ｒ３およびＲ２０環状切欠き引張試験片のεＬが小さく、試験番号１〜９と比較して冷間鍛造性が悪い。これは、鋼１６の［ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ］の値が本発明で規定する範囲を上回るため、粗大なＭｎＳが生成したことによるものであると推定される。
試験番号１７の場合、鋼１７の［ｆｎ３＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）］の値が本発明で規定する範囲を下回るため、粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが試験番号１〜９と比較して深い。
【００８３】
本発明の肌焼鋼は、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と比較してＮｉおよびＭｏの含有量が少ないため成分コストが低く、冷間鍛造の異方性が小さく良好な鍛造性を有する。しかも、この肌焼鋼を素材とする浸炭部品は、ＳＮＣＭ２２０ＨおよびＳＣＭ４２０Ｈを素材とする浸炭部品と同じ程度の有効硬化層深さを有し、曲げ疲労強度およびピッチング強度に悪影響を及ぼす粒界酸化層深さおよび不完全焼入層深さが浅い。このため、本発明の肌焼鋼は、低コスト化・軽量化・高トルク化のために優れた冷間鍛造性と焼入れ性が要求される浸炭部品の素材として用いるのに好適である。
【図１】
2015224350.tif 000005
【図２】
2015224350.tif 000006
【図３】
2015224350.tif 000007
【図４】
2015224350.tif 000008
【図５】
2015224350.tif 000009
【図６】
2015224350.tif 000010
【図７】
2015224350.tif 000011
【図８】
2015224350.tif 000012