(57)【要約】【課題】圧延や鍛造によって伸長したＭｎ硫化物系介在物に平行でない開放面に引張応力が生じる部分を有する鋼部品に適した疲労特性の優れた鋼とその鋼から作製した鋼部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１％超〜０．１０％、を含有し、鋼のＬ断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下であることを特徴とした疲労特性の優れた鋼と、該鋼から作製した鋼部品であって、圧延や鍛造などの圧縮加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物の伸長方向と平行でない開放面を有し、かつ該開放面に引張応力が生じる部分を有することを特徴とする鋼部品である。【選択図】　　　図１
2004083986.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１％超〜０．１％
を含有し、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、かつＭｇ／Ｓ≧０．０５、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、かつＣａ／Ｓ≧０．０５、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、かつＺｒ／Ｓ≧０．０５、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％、かつＴｅ／Ｓ≧０．０５、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、かつＲＥＭ／Ｓ≧０．０５
の内の１種または２種以上を含有し、鋼のＬ断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下であることを特徴とする疲労特性の優れた鋼。
【請求項２】
鋼が、質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ：０．０３５％以下（０％を含む）
を含有することを特徴とする請求項１記載の疲労特性の優れた鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１％超〜０．１％
を含有し、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
Ｍｏ：０．１％〜１．５％、
Ｖ：０．１％超〜０．６％
の内の１種または２種以上を含有し、
さらに、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、かつＭｇ／Ｓ≧０．０５、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、かつＣａ／Ｓ≧０．０５、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、かつＺｒ／Ｓ≧０．０５、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％、かつＴｅ／Ｓ≧０．０５、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、かつＲＥＭ／Ｓ≧０．０５
の内の１種または２種以上を含有し、鋼のＬ断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下であることを特徴とする疲労特性の優れた鋼。
【請求項４】
鋼が、質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｐ：０．０３５％以下（０％を含む）
を含有することを特徴とする請求項３記載の疲労特性の優れた鋼。
【請求項５】
請求項１乃至４の内のいずれかに記載の鋼から作製した鋼部品であって、圧延や鍛造などの圧縮加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物の伸長方向と平行でない開放面を有し、かつ該開放面に引張応力が生じる部分を有することを特徴とする鋼部品。
【請求項６】
鋼部品がコモンレールであることを特徴とする請求項５記載の鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や産業機械などの部品に使用される疲労特性の優れた鋼とその鋼から作製した鋼部品に関るものであり、より詳しくは、圧延や鍛造などの圧縮加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物の伸長方向に平行でない開放面に引張応力が生じる部分を有する鋼部品に適した疲労特性の優れた鋼とその鋼から作成した鋼部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、降伏応力以上の応力が負荷されると鋼材が変形するが、降伏応力以下の応力であっても、繰り返し、負荷されると鋼材が破壊される、いわゆる金属疲労という現象が知られている。鋼材が使用されている多くの部品はこのような応力環境下にあるため、鋼材の疲労強度を向上することは極めて重要である。疲労強度を上げる最もオーソドックスな方法は鋼材の強度を上げるという方法であるが、近年、鋼中の介在物が疲労強度に悪影響を及ぼすことが明らかになり、介在物の種類や大きさ、密度などの影響を詳細に研究し、その制御技術が開発されてきている。
【０００３】
例えば、鋼材加工後の酸化物系介在物のアスペクト比が３．０以上のものを６０％以上含ませることにより転動疲労を向上させる技術が特開平４−１６８２４７号公報に開示されている。また、特開平２−２７０９３５号公報においては、直径２０μｍ以上の酸化物系介在物と窒化物系介在物を鋼１ｇあたり１４個以下とすることにより歯車用肌焼鋼の疲労強度を向上させる技術が開示されている。また、浸炭用鋼のＭｎＳを制御したものに特開平５−２５５８６号公報および特開平７−１８８８５３号公報がある。前者は特定量のＣａを添加することによりＭｎＳの長さを短くすることで疲労強度を向上する技術であり、後者はＭｇを添加することにより、ＭｎＳの長さを短くすることで疲労強度を向上する技術であり、一定の成果をおさめてきた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、昨今においては、部品の軽量化のために鋼材の大きさを小さくしても同等の強度を得る必要性から、より疲労強度の優れた鋼材が要求されている。例えば、ディーゼルエンジンに最近使用されるようになった、特にコモンレールのような部品においては、図４に示すように、加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物４が、分岐穴６によって形成される開放面２に対してほぼ垂直方向に交差し、かつ該開放面には分岐穴の円周方向に繰り返しの引張応力がかかるため、せっかく鋼材を高強度化しても伸長した介在物が破壊起点になり、引張強さに見合った疲労強度が得られない。
【０００５】
本発明は、圧延や鍛造などの圧縮加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物の伸長方向に平行でない開放面に引張応力が生じる部分を有する鋼部品に適した疲労特性の優れた鋼と該鋼から作製した鋼部品を提供することを課題とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、実験を重ね鋭意研究した結果、鋼のＳ含有量を低減し、Ｍｎ硫化物系介在物のアスペクト比（長さ／幅）を低下させるＭｇ等と、さらにＡｌとを適量添加し、かつ平均アスペクト比を一定値以下に制御することにより前記課題が解決できることを知見し、本発明を完成した。
【０００７】
なお、Ｍｎ硫化物系介在物とは、純粋なＭｎＳや酸化物を核として析出したＭｎＳの他に、ＭｎＳを主体として含み、Ｆｅ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、ＲＥＭ等の硫化物がＭｎＳと固溶したり、結合して共存している介在物や、ＭｎＳを主体として含み、ＭｎＴｅのようにＳ以外の元素がＭｎと化合物を形成してＭｎＳと固溶したり、結合して共存している介在物が含まれるものであり、化学式では、（Ｍｎ，Ｘ）（Ｓ，Ｙ）（ここで、Ｘ：Ｍｎ以外の硫化物形成元素、Ｙ：Ｓ以外でＭｎと結合する元素）として表記できるものである。
【０００８】
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）　質量％で、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１％超〜０．１％、
を含有し、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、かつＭｇ／Ｓ≧０．０５、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、かつＣａ／Ｓ≧０．０５、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、かつＺｒ／Ｓ≧０．０５、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％、かつＴｅ／Ｓ≧０．０５、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、かつＲＥＭ／Ｓ≧０．０５
の内の１種または２種以上を含有し、鋼のＬ断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下であることを特徴とする疲労特性の優れた鋼。
【０００９】
（２）　鋼が、質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ：０．０３５％以下（０％を含む）
を含有することを特徴とする上記（１）記載の疲労特性の優れた鋼。
【００１０】
（３）　質量％で、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１％超〜０．１％、
を含有し、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
Ｍｏ：０．１％〜１．５％、
Ｖ：０．１％超〜０．６％
の内の１種または２種以上を含有し、
さらに、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、かつＭｇ／Ｓ≧０．０５、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、かつＣａ／Ｓ≧０．０５、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、かつＺｒ／Ｓ≧０．０５、
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％、かつＴｅ／Ｓ≧０．０５、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、かつＲＥＭ／Ｓ≧０．０５
の内の１種または２種以上を含有し、鋼のＬ断面において観察されるＭｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値が４．５以下であることを特徴とする疲労特性の優れた鋼。
【００１１】
（４）　鋼が、質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ：０．０３５％以下（０％を含む）
を含有することを特徴とする上記（３）記載の疲労特性の優れた鋼。
【００１２】
（５）　上記（１）乃至（４）の内のいずれかに記載の鋼から作製した鋼部品であって、圧延や鍛造などの圧縮加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物の伸長方向と平行でない開放面を有し、かつ該開放面に引張応力が生じる部分を有することを特徴とする鋼部品。
【００１３】
（６）　鋼部品がコモンレールであることを特徴とする上記（５）記載の鋼部品。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明のきっかけとなった実験結果をもとにＭｎ硫化物系介在物の形態を鋼のＬ断面（圧延や鍛造等の圧縮加工による延伸方向断面）において、Ｍｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値を４．５以下とした理由について述べる。
【００１５】
質量％で０．４％のＣおよび０．００６％のＳを含む鋼の成分を調整した鋼塊を、減面率を調整するために種々の大きさに切断加工した後、通常の条件で熱間圧延し、種々のＬ／Ｄの形態を持つＭｎ硫化物系介在物を有する厚さ１５〜４０ｍｍ、幅８０ｍｍの鋼板を作製した。各鋼板毎に厚さの中心付近から、Ｌ方向（圧延による延伸方向に平行）、Ｃ方向（同左方向に直角）、Ｘ方向（同左方向に対し４５度方向）の３種類の方向の１４ｍｍ角、長さ８０ｍｍの角棒の試験片を各々採取した。
【００１６】
Ｍｎ硫化物系介在物のＬ／Ｄは以下のようにして測定した。Ｃ方向に採取した角棒の前記鋼板でのＬ断面の内の厚み方向断面（該角棒の長手方向との直角断面）において鏡面研磨し、断面の中心付近にある１００個程度のＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で撮影し、その写真を画像処理装置で読み取り、Ｌ／Ｄを求めた後、１００個のＬ／Ｄの平均値を計算した。この値で以って、同一鋼板から採取したＬ方向およびＸ方向採取の角棒の平均Ｌ／Ｄの代表値とした。
【００１７】
これら角棒を８５０℃〜９６０℃の温度から焼入れ、５２０℃〜６６０℃の温度で焼き戻し処理した後、引張試験片と小野式回転曲げ疲労試験片に機械加工し、引張試験と小野式回転曲げ疲労試験を行ない、耐久比（疲労限界／引張強さ）を調べた。
【００１８】
図１に示すように、Ｃ方向とＸ方向に採取した試験片の耐久比はＭｎ硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄによって大きく異なり、平均Ｌ／Ｄが４．５を超えると、耐久比が大きく低下することがわかった。一方、Ｌ方向に採取した試験片の耐久比は平均Ｌ／Ｄの値にほとんど影響されない。
【００１９】
この理由の詳細は未だ不明であるが、Ｍｎ硫化物系介在物のような硫化物は熱間加工により伸長形状になり、これが試験片の表面（開放面）にある角度で交差すると、切欠き作用が起こり、あたかも表面傷のような作用として働くものと推定される。小野式回転曲げ疲労試験においては、試験片表面には引張応力が作用するため、試験片表面に切欠き作用をするものがあれば、疲労強度が劣化するものと推察される。
【００２０】
上記の実験結果から、本発明では、Ｍｎ硫化物系介在物の長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）の平均値を４．５以下とした。
【００２１】
平均Ｌ／Ｄは、後述するＭｇ等のＭｎ硫化物系介在物のアスペクト比（Ｌ／Ｄ）を低下させる元素の添加、鋼塊または鋳片からの減面率によって制御される。
【００２２】
ここで、Ｍｎ硫化物系介在物の大きさの測定方法は、鋼の中心付近をＬ断面において鏡面研磨し、直径または厚さの中心付近にある１００個程度のＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で撮影し、その写真を画像処理装置で読み取り、平均のＬ／Ｄを求める。
【００２３】
次にＳ量の限定理由を述べる。
試験鋼１群として、質量％でＣ：０．４２％、Ｓ：０．００１％〜０．０２５％を含有し、その他の成分を調整した鋼塊を溶解し、熱間圧延し、Ｌ断面において２．５〜３．５程度の範囲の平均Ｌ／Ｄの形態を持つＭｎ硫化物系介在物を有する直径８５ｍｍφの棒鋼を作製した。また、試験鋼２群として、質量％でＣ：０．４２％、Ｃｒ：１％、Ｍｏ：０．５５％、Ｖ：０．４１％、Ｓ：０．００１％〜０．０２５％を含有し、その他の成分を調整した鋼塊を溶解し、熱間圧延し、試験鋼１群と同様にＬ断面において２．５〜３．５程度の範囲の平均Ｌ／Ｄの形態をもつＭｎ硫化物系介在物を有する直径８５ｍｍφの棒鋼を作製した。ここで、Ｍｎ硫化物系介在物の大きさの測定方法は、各棒鋼の直径中心付近をＬ断面において鏡面研磨し、直径の中心付近にある１００個程度のＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で撮影し、その写真を画像処理装置で読み取り、平均のＬ／Ｄを求めた。これら棒鋼から引張試験片と小野式回転曲げ疲労試験片をＣ方向（圧延による延伸方向に直角）から採取した。次にこれらを９００℃〜９６０℃の温度から焼入れ、５８０℃〜６６０℃の温度で焼き戻し処理した後、引張試験と小野式回転曲げ疲労試験を行ない、耐久比（疲労限界／引張強さ）を調べた。
【００２４】
試験鋼１群および試験鋼２群の耐久比の実験結果を図２に示す。試験鋼１群の場合は、Ｓ量が０．０１％超から耐久比の低下が著しくなる。この実験結果からＳは０．０１％以下（０％を含む）に制限する。一方、試験鋼２群の場合はＳ量０．０２％超からの耐久比の劣化が顕著である。理由は今のところ不明であるが、ＣｒやＭｏ、Ｖといった元素を含有する鋼の場合には、Ｓ量を０．０２％までは疲労強度がある程度の値を保持できるものと推定される。従って、これら元素を含有する鋼の場合のＳ量は０．０２％以下（０％を含む）に制限する。好ましくは０．０１％以下である。
【００２５】
次にその他の化学成分の限定理由について述べる。
Ａｌ：０．０１％超〜０．１％、
Ａｌは脱酸元素として必須元素であり、またＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化を防止する働きがある。結晶粒の粗大化は靭性の劣化を引き起こすだけでなく、部品の一部に粗大粒が発生することは機械的性質が不均一になるので好ましくない。Ａｌは最低０．０１％超は必要である。一方、０．１％超では、連続鋳造時のノズル詰まりが激しくなるので、上限を０．１０％とする。
【００２６】
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、かつＭｇ／Ｓ≧０．０５
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、かつＣａ／Ｓ≧０．０５
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、かつＺｒ／Ｓ≧０．０５
Ｔｅ：０．０００２〜０．００５％、かつＴｅ／Ｓ≧０．０５
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、かつＲＥＭ／Ｓ≧０．０５
本発明鋼においては、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＲＥＭの内の１種または２種以上を添加する。これらは、Ｍｎ硫化物系介在物のアスペクト比（Ｌ／Ｄ）を低下させる働きがある有用な元素である。
【００２７】
Ｍｇは０．０００２％未満の場合およびＳ量に対して質量％比率でＭｇ／Ｓ＜０．０５なるＭｇ量の場合ではアスペクト比の低下効果は見られず、一方、０．０１％超ではクラスター状介在物ができて疲労破壊の起点となる。従って、Ｍｇは０．０００２〜０．０１％、かつＭｇ／Ｓ≧０．０５とする。Ｃａは０．０００５％未満の場合およびＳ量に対して質量％比率でＣａ／Ｓ＜０．０５なるＣａ量の場合ではアスペクト比の低下効果はなく、一方、０．０１％超ではクラスター状介在物ができて疲労破壊の起点となる。従って、Ｃａは０．０００５〜０．０１％、かつＣａ／Ｓ≧０．０５とする。Ｚｒは０．０００５％未満およびＳ量に対して質量％比率でＺｒ／Ｓ＜０．０５なるＺｒ量の場合ではアスペクト比の低下効果はなく、０．０２％超ではクラスター状介在物ができて疲労破壊の起点となる。よって、Ｚｒは０．０００５〜０．０２％、かつＺｒ／Ｓ≧０．０５とする。Ｔｅは、０．０００２％未満およびＳ量に対して質量％比率でＴｅ／Ｓ＜０．０５なるＴｅ量の場合ではアスペクト比の低下効果はなく、０．００５％超では、連続鋳造での製造が困難となる。よって、Ｔｅは０．０００２〜０．００５％、かつＴｅ／Ｓ≧０．０５とする。ＲＥＭは０．０００５％未満およびＳ量に対して質量％比率でＲＥＭ／Ｓ＜０．０５なるＲＥＭ量の場合ではアスペクト比の低下効果はなく、一方、０．０１％超の添加はアスペクト比低下効果が低減し、かつ高価な元素であるため経済性を考慮して、ＲＥＭの含有量は０．０００５〜０．０１％、かつＲＥＭ／Ｓ≧０．０５とする。
【００２８】
Ｃ：０．３〜０．５％
Ｃは静的強度は言うに及ばず、疲労強度、靭性、延性に影響する最も基本的な元素である。Ｃが０．３％未満では静的強度および疲労強度が不十分であり、また、０．５％超では靭性が劣化する。従って、Ｃは０．３〜０．５％とする。
【００２９】
Ｓｉ：０．５％以下
ＳｉはＣに次いで固溶強化能が大きい重要な元素であるが、一方で靭性や加工性を著しく劣化させる元素でもある。０．５％超では、靭性の劣化が著しくなる。よって、Ｓｉは０．５％以下に制限する。
【００３０】
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、冷却速度が不十分な場合でも部品の心部まで硬度を確保するのに重要な元素である。０．３％未満では、必要な強度が確保できない。また、１．５％超では靭性および加工性が劣化するので、Ｍｎは０．３〜１．５％とする。
【００３１】
Ｐ：０．０３５％以下（０％を含む）
Ｐは鋼に添加する元素の中でも最も粒界に偏析しやすく、かつ粒界を脆弱にする元素である。本発明では極力低減したほうが好ましい。特に０．０３５％超では、粒界破壊が著しくなる。従って、Ｐは０．０３５％以下に制限する。遅れ破壊が問題となる環境で使用される場合には０．０１５％以下に制限することが好ましい。
【００３２】
Ｃｒ：０．４〜１．５％
ＣｒはＭｎと同様、鋼の焼入れ性を向上する有用な元素である。Ｍｎのみでは焼入れ性が不十分な場合、部品の心部まで硬度を確保する場合に有用な添加元素である。０．４％未満では前記作用に効果が小さく、また、１．５％超では、添加量あたりの効果が落ち、むしろ他の元素を添加することで前記作用を得るほうが有利となる。従って、Ｃｒは０．４％〜１．５％とする。
【００３３】
Ｍｏ：０．１％〜１．５％
ＭｏはＭｏの炭窒化物を微細に析出させることにより、焼き戻し時に鋼を硬化させる、いわゆる二次硬化を起こす元素である。析出硬化により疲労強度を増加させる働きや、ＭｎやＣｒと同様、焼入れ性を上げる元素である。０．１％未満では十分な効果が得られず、また、１．５％超の量を添加すると焼入れ熱処理時に末溶解の炭化物が残存し、靭性を劣化させる。従ってＭｏは０．１％〜１．５％とする。
【００３４】
Ｖ：０．１％超〜０．６％
ＶもＭｏと同様、微細な炭窒化物を析出させることで、焼き戻し時に鋼を硬化させる、いわゆる二次硬化を起こす元素である。微細な炭窒化物による結晶粒の微細化をもたらし、靭性を上げる作用や、析出硬化による疲労強度のさらなる向上をもたらす元素である。０．１％以下では十分な効果が得られず、また、０．６％超の量を添加すると焼入れ熱処理時に末溶解の炭化物が残存し、かえって靭性を劣化させる。従ってＶは０．１％超〜０．６％とする。
【００３５】
本発明鋼は部品の製造工程において、焼入・焼戻処理をして使用されるので、圧延の条件のうち、加熱温度、仕上げ温度といったパラメーターは、あまり強度に影響しない。部品製造工程中における焼入れの溶体化温度は８３０℃以上が推奨されるが、特にＶやＭｏを多量に添加する場合には、なるべく、ＶやＭｏの炭窒化物を溶体化することが好ましいので、溶体化温度としては８８０℃以上が好ましい。また、焼き戻し温度は、４５０℃以上が推奨されるが、高温戻しによる靭性の向上を図る場合等は、５５０℃以上にすることが好ましい。
【００３６】
次に、本発明鋼から作製した疲労特性の優れた鋼部品について、図３（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に基づいて説明する。鋼部品１の鋼中には、圧延や鍛造などの加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物４が存在する。図３（ａ）および（ｂ）は、この伸長したＭｎ硫化物系介在物４が開放面２（部品の表面や穴の内表面）に平行でない、ある角度で交差している場合を示しているが、このような開放面２に引張応力３が生じる部分を有する部品に本発明鋼を適用することにより疲労特性に優れた鋼部品が得られるものである。それに対して、図３（ｃ）に示すように、開放面２に引張応力３が生じていても、開放面２に対してＭｎ硫化物系介在物４が平行な方向を向いている場合には、本発明鋼を適用しても疲労特性の向上が期待できない。
以上の作用効果は、前述のとおりである。
【００３７】
次に、上記鋼部品の一例として、ディーゼルエンジンに使用されるコモンレールを図４によって説明する。コモンレールは燃料の軽油を圧送するポンプとインジェクターとの中間に位置する部品であって、軽油を蓄圧するパイプ状の容器である。本管レール穴５がコモンレールの主なるパイプであり、軽油を蓄圧する役割を有する。本管レール穴５には該穴に垂直に開口する分岐穴６が数個開口され、該穴６を通って各インジェクターに軽油が圧送される。エンジンの作動に伴ない、軽油が周期的に圧送される際に、コモンレール内の軽油の圧力も周期的に高圧化される。本管レール穴５および分岐穴６には周期的に周方向の引張応力が生じることになる。コモンレールは、通常、圧延された棒鋼の長手方向に沿って作製されるから、圧延によって伸長したＭｎ硫化物系介在物４が分岐穴６の内面にほぼ直角に交差することになる。分岐穴は開放面であるから、該部分はまさに、図３（ａ）に示した状況となる。このようなコモンレールに本発明鋼を適用することにより疲労特性が著しく向上する。
【００３８】
以下に本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、これらの実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前記、後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３９】
【実施例１】
表１に示す１１種類の化学組成の鋼を溶製し、それらの鋼塊から種々の大きさの鋼塊に減面率を調整するために切断加工し、分塊圧延した鋼片を１２００℃に加熱し、熱間圧延し、９００℃で仕上げ、厚さ１５〜３５ｍｍ、幅８０ｍｍの種々の厚さの鋼板を作製し、鋼板の厚さ中心付近からＣ方向に１５ｍｍ角、長さ８０ｍｍの角棒を採取した。
【００４０】
各角棒の前記鋼板でのＬ断面の内の厚み方向断面（該角棒の長手方向との直角断面）を鏡面研磨し、断面の中心付近にある１００個程度のＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で撮影し、その写真を画像処理装置で読み取り、長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）を求め、それらの平均値を計算した。
【００４１】
これらの棒を８５０〜９６０℃に加熱後、焼入れ、５３０〜６６０℃で焼戻した。その後、これらの角棒から引張試験片と小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。
【００４２】
【表１】
2004083986.tif 000003
【００４３】
これらの試験片を用いて、引張試験および小野式回転曲げ疲労試験を行ない、耐久比（疲労限界／引張強さ）を求めた。
以上の結果を表２に示す。
【００４４】
【表２】
2004083986.tif 000004
【００４５】
試番１〜８は本発明鋼であり、いずれも十分な耐久比をもっている。一方、比較鋼の試番９はＭｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＲＥＭが本発明範囲に満たないため、また、試番１１はＳが本発明範囲を超えているため、Ｍｎ硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄが本発明範囲を超えて大きくなり、耐久比が劣化した例である。試番１０は、化学成分は本発明範囲内であるが、圧延での減面率が大きすぎ、Ｍｎ硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄが本発明範囲を超えて大きくなったため、耐久比が劣化した例である。また、試番１２はＡｌが本発明範囲よりも少ないため、結晶粒径が粗大化し、耐久比が劣化した例である。
【００４６】
【実施例２】
さらに、本発明鋼の優位性を確認するため、実際の部品による試験を実施した。表３に示す１０種類の化学組成の鋼を溶製し、分塊圧延した鋼片を１１７０℃に加熱し、熱間圧延し、８８０℃で仕上げて、４５ｍｍφの棒鋼とした。該棒鋼の中心付近のＬ断面を鏡面研磨し、直径の中心付近にある１００個程度のＭｎ硫化物系介在物を光学顕微鏡で撮影し、その写真を画像処理装置で読み取り、長さ（Ｌ）と幅（Ｄ）の比（Ｌ／Ｄ）を求め、それらの平均値を計算した。次いで、この棒鋼を加工して、図４に示す、棒鋼の長手方向に沿ったコモンレールを、長さ３２０ｍｍ、本管レール穴径７ｍｍφ、５つの分岐穴の径１ｍｍφ（コモンレール１）、長さ３１０ｍｍ、本管レール穴径６．５ｍｍφ、５つの分岐穴の径１．４ｍｍφ（コモンレール２）、長さ３００ｍｍ、本管レール穴径６ｍｍφ、５つの分岐穴の径１．９ｍｍφ（コモンレール３）の３種類作製した。これらのコモンレールを８３０〜９５０℃に加熱後、焼入れ、５３０〜６６０℃で焼戻した。
【００４７】
【表３】
2004083986.tif 000005
【００４８】
その後、これらのコモンレールの１つの本管レール穴と５つの分岐穴をすべてシールし、残る１つの本管レール穴から、ポンプで周期的に圧力を変化させるように軽油を圧入した。疲労限界に対応するものとして１０７回の繰り返す周期的圧力変化に（亀裂が入らずに）耐える軽油の最大の圧力（ＭＰａ）をコモンレールの疲労限特性値として評価した。
以上の結果を表４に示す。
【００４９】
【表４】
2004083986.tif 000006
【００５０】
試番１３〜１８は本発明鋼であり、いずれもコモンレールの疲労限特性値が高い。一方、比較鋼の試番１９はＭｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＲＥＭが本発明範囲に満たないため、Ｍｎ硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄが本発明範囲を超えて大きくなり、Ｍｎ硫化物系介在物が疲労破壊の起点となり、疲労限特性値が劣化した例である。試番２０はＺｒが本発明範囲を超えて、クラスター状介在物が疲労破壊の起点となり疲労限特性値が劣化した例である。試番２１はＳが本発明範囲を超えたために疲労限特性値が劣化した例である。試番２２はＡｌ添加量が本発明範囲よりも少ないため、結晶粒が粗大化し、疲労限特性値が劣化した例である。
【００５１】
【発明の効果】
以上の結果から、本発明によれば、鋼の成分を最適にすること等によりＭｎ硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄが適正値以下に制御され、圧延や鍛造などの圧縮加工によって伸長したＭｎ硫化物系介在物に平行でない開放面を有し、かつ該開放面に引張応力が生じる部分を有する鋼部品に適する優れた疲労特性を有する鋼と、該鋼から作製した部品が提供され、産業上の効果が極めて顕著な発明であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｎ硫化物系介在物の平均Ｌ／Ｄと耐久比との関係を表わす図である。
【図２】Ｓ含有量と耐久比との関係を表わす図である。
【図３】Ｍｎ硫化物系介在物の存在状態を表す図で、（ａ）は部品においてＭｎ硫化物系介在物の伸長した方向と開放面とが直角な場合を表わす図で、（ｂ）は部品においてＭｎ硫化物系介在物の伸長した方向と開放面とが斜角な場合を表わす図で、（ｃ）は部品においてＭｎ硫化物系介在物の伸長した方向と開放面とが平行な場合を表わす図である。
【図４】コモンレールの概略縦断面を示し、Ｍｎ硫化物系介在物の伸長方向を示す図である。
【符号の説明】
１　鋼材
２　開放面
３　負荷応力の方向
４　伸長したＭｎ硫化物系介在物
５　本管レール穴
６　分岐穴
７　コモンレール長さ
８　本管レール穴径
９　分岐穴径
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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