(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.10〜0.40質量％、
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％、
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有し、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積Ａ（μｍ2）が、下記式（１）を満足する肌焼鋼。
記
√Ａ  ≦  100（μｍ）      ・・・（１）
【請求項２】
前記成分組成はさらに、
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
前記成分組成はさらに、
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。
【請求項４】
前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の肌焼鋼。
【請求項５】
前記成分組成はさらに、
Sb：0.5質量％以下
を含有する請求項１乃至４のいずれかに記載の肌焼鋼。
【請求項６】
Ｃ：0.10〜0.40質量％、
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼の鋳片を、下記式（２）を満足する断面減少率にて熱間加工を施し、棒鋼または線材とする、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積Ａ（μｍ2）が、下記式（１）を満足する肌焼鋼の製造方法。
記
√Ａ  ≦  100（μｍ）      ・・・（１）
（Ｓi―Ｓf）／Ｓi  ≧0.985 ・・・（２）
但し、Ｓi：鋳片断面積（mm2）
Ｓf：熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）
【請求項７】
前記成分組成は、さらに、
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項６に記載の肌焼鋼の製造方法。
【請求項８】
前記成分組成はさらに、
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項６または７に記載の肌焼鋼の製造方法。
【請求項９】
前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項６乃至８のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
【請求項１０】
前記成分組成はさらに、
Sb：0.5質量％以下
を含有する請求項６乃至９のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建産機や自動車の分野で用いられる機械構造部品に適用可能な、高疲労強度を有する肌焼鋼および肌焼鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建産機や自動車等に使用される機械構造部品は、鍛造や切削にて部品形状が整えられたのち、疲労強度を向上させるために、浸炭焼き入れ、焼き戻し処理がなされ高硬度化される。しかしながら、鋼材内部に粗大な介在物が存在する場合は、浸炭処理を施しても十分な疲労強度を達成できないため、部品として使用不可能となる。
【０００３】
このような事情から、建産機や自動車等に使用される機械構造部品において介在物を適切に制御した肌焼鋼が強く求められている。このため、肌焼鋼の疲労強度を向上させるための適切な介在物分散状態に関する、様々な技術が提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１〜６には、介在物の種類や大きさ及び、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量または密度を規定した、疲労寿命に優れた鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開2014−189895号公報
【特許文献２】特開2006−161143号公報
【特許文献３】特開2003−306743号公報
【特許文献４】特開2000−297347号公報
【特許文献５】特開平９−176784号公報
【特許文献６】特開平６−299287号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１〜５には、介在物の種類や大きさ及び、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量または密度を規定することが記載されている。これらはいずれも一定の被検面積中における介在物制御であり、このような確率統計による介在物制御では、一定の割合で粗大介在物も存在する可能性がある。従って、一定の割合で部品疲労特性が低下してしまうおそれがあった。肌焼鋼は歯車等の重要保安部品に適用されるため、実使用中の破壊は許容されないものであり、仮に早期破壊等を生じた場合、クレーム発生またはリコールを余儀なくされるおそれもある。また、これらの従来技術は、被検面積が疲労試験片または実部品の疲労破壊危険体積に対して、非常に小さく、極値統計法による予測最大径を示すものであり、予測の精度が低く実用上の課題であった。
【０００７】
特許文献６には、硫化物系介在物について、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量を規定している。しかし、硫化物系介在物は酸化物系介在物や窒化物系介在物と比較して軟質なため、圧延中に長手方向に伸長しやすく、長手方向と垂直な断面における断面積が低下しやすい傾向にある。従って、特に、圧延時の断面減少率が高い場合には、硫化物系介在物が疲労特性に及ぼす影響がほとんどないため、疲労特性の改善が不十分になる場合があった。
【０００８】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたものであり、疲労強度特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法について提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、肌焼鋼の成分組成と介在物の関係および介在物と疲労特性の関係を鋭意調査したところ、疲労強度に優れた肌焼鋼を見出すに到った。特に、圧延時の断面減少率が高い場合には、硫化物系介在物を起点とした破壊は発生せず、酸化物系介在物や窒化物系介在物を起点とした破壊が発生することになることから、介在物の制御は酸化物系介在物や窒化物系介在物を対象とすることが有効である、との知見を得た。
本発明は以上の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.10〜0.40質量％、
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有し、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積Ａ（μｍ2）が、下記式（１）を満足する肌焼鋼。
記
√Ａ  ≦  100（μｍ）      ・・・（１）
【００１１】
２．前記成分組成はさらに、
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載の肌焼鋼。
【００１２】
３．前記成分組成はさらに、
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１または２に記載の肌焼鋼。
【００１３】
４．前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する前記１乃至３のいずれかに記載の肌焼鋼。
【００１４】
５．前記成分組成はさらに、
Sb：0.5質量％以下
を含有する前記１乃至４のいずれかに記載の肌焼鋼。
【００１５】
６．Ｃ：0.10〜0.40質量％、
Si：0.01〜1.20質量％、
Mn：0.30〜1.50質量％、
Ｐ：0.1質量％以下、
Ｓ：0.5質量％以下、
Cr：0.40〜2.00質量％、
Al：0.010〜0.080質量％および
Ｎ：0.05質量％以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼の鋳片を、下記式（２）を満足する断面減少率にて熱間加工を施し、棒鋼または線材とする肌焼鋼の製造方法。
記
（Ｓi―Ｓf）／Ｓi  ≧0.985  ・・・（２）
但し、Ｓi：鋳片断面積（mm2）
Ｓf：熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）
【００１６】
７．前記成分組成は、さらに、
Mo：１質量％以下、
Cu：１質量％以下、
Ni：１質量％以下および
Ｂ：0.01質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記６に記載の肌焼鋼の製造方法。
【００１７】
８．前記成分組成はさらに、
Nb：0.1質量％以下、
Hf：0.1質量％以下、
Ta：0.1質量％以下および
Se：0.3質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記６または７に記載の肌焼鋼の製造方法。
【００１８】
９．前記成分組成はさらに、
Ti：0.1質量％以下および
Ｖ：0.1質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有する前記６乃至８のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
【００１９】
１０．前記成分組成はさらに、
Sb：0.5質量％以下
を含有する前記６乃至９のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、疲労強度に優れた肌焼鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】浸炭焼入れ、焼戻し条件を示す説明図である。
【図２】介在物予測最大径と回転曲げ疲労試験最短疲労寿命との相関を示すグラフである。
【図３】減面率（Ｓi−Ｓf）／Ｓiの値と√Ａ（μｍ）の値との相関を示すグラフである。
【図４】√Ａと回転曲げ疲労試験最短寿命との相関を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
まず、本発明における、鋼の成分組成について詳しく説明する。
Ｃ：0.10〜0.40質量％
肌焼鋼に浸炭熱処理した後の焼入れにより、該肌焼鋼の中心部の硬度を高めるためには、0.10質量％以上のＣを必要とする。一方、Ｃの含有量が0.40質量％を超えると、芯部の靭性が低下するため、Ｃ量は0.10〜0.40質量％の範囲に限定した。好ましくは、0.13〜0.27質量％の範囲である。より好ましくは、0.15〜0.25質量％の範囲である。
【００２３】
Si：0.01〜1.20質量％
Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも0.01質量％以上の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促進する元素である。また、固溶強化により変形抵抗を高めて鍛造性を劣化させるため、上限を1.20質量％とする。好ましくは0.02〜0.35質量％である。さらに好ましくは、0.03〜0.15質量％である。また、冷間鍛造用途の場合に最も好ましい範囲は0.03〜0.09質量％である。
【００２４】
Mn：0.30〜1.50質量％
Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30質量％の添加を必要とする。しかし、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を1.50質量％とした。好ましくは0.40〜1.0質量％であり、より好ましくは0.40〜0.90質量％である。
【００２５】
Ｐ：0.1質量％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.1質量％までは許容される。好ましくは、0.02質量％以下である。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、無駄な低P化は精錬時間の増長や精錬コストを上昇させてしまうため、0.003質量％以上とするとよい。
【００２６】
Ｓ：0.5質量％以下
Ｓは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.5質量％とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低Ｓ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.003質量％以上とするとよい。好ましくは0.004〜0.3質量％であり、さらに好ましくは0.005〜0.09質量％である。
【００２７】
Cr：0.40〜2.00質量％
Crは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が0.40質量％に満たないと、その添加効果に乏しく、一方、2.00質量％を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.40〜2.00質量％の範囲に限定した。好ましくは0.7〜1.9質量％の範囲である。より好ましくは0.8〜1.8質量％である。
【００２８】
Al：0.010〜0.080質量％
Alは脱酸に有効な元素であるとともに、窒化物を形成して結晶粒の粗大化防止に有効であるが、含有量が0.010質量％に満たないと、その添加効果に乏しい。また、過剰な添加は介在物の増加を招き、疲労破壊の起点を増やし、低疲労強度の原因となることから、上限を0.080質量％とした。好ましくは、0.015〜0.080質量％であり、さらに好ましくは0.015〜0.060質量％である。Ｂと組み合わせて固溶Ｂによる焼入れ性向上も疲労強度向上に効果的であり、その場合は0.035〜0.070質量％の範囲が好適である。
【００２９】
Ｎ：0.05質量％以下
Ｎは、鋼の精錬時に大気中より混入する。0.05質量％を超えた場合、凝固時の割れ発生が顕著になり、圧延または鍛造後でも疵として残り、製品として使用できなくなる。疵が残ったまま鍛造をした場合、その疵が開き、割れが著しく発生しやすくなってしまう。そこで、Ｎの上限を0.05質量％とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低Ｎ化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.001％以上とするとよい。好ましくは0.0015〜0.03質量％であり、さらに好ましくは0.002〜0.025質量％である。また、鋳造時の割れを完全に抑止し、歩留まり向上を所期する場合は、上限値を0.015質量％としてもよい。さらに、鋼中固溶Ｎ量を低減し、冷間鍛造時の動的ひずみ時効による冷間鍛造荷重の上昇を抑え、鍛造荷重低減を所期する場合は、0.002〜0.0060質量％の範囲が好適である。
【００３０】
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、必要に応じて、更に、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Mo：１質量％以下、Cu：１質量％以下、Ni：１質量％以下およびＢ：0.01質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【００３１】
Mo：１質量％以下
Moは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには浸炭異常層を低減する効果も示す、有用な元素であるため添加してもよい。しかし、含有量が１質量％を超えると、焼入性が過剰となり、圧延後の取り扱い時に疵または割れが発生する懸念がある。そのため、Mo含有量は１質量％以下の範囲に限定した。なお、Moによる上記の焼入性および焼戻し軟化抵抗の向上、浸炭異常層の低減の効果を発現させるためには、Moは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。さらに、好ましくは0.03〜0.5質量％の範囲である。より好ましくは0.05〜0.3質量％である。
【００３２】
Cu：１質量％以下
Cuは、焼入性の向上に寄与する元素であり、また、Seととともに添加することにより、鋼中でSeと結合し、結晶粒の粗大化防止効果を示す有用な元素である。これらの効果を得るためには、Cuは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、Cu含有量が１質量％を超えると、圧延材表面肌が荒れてしまい、疵として残存する懸念がある。そこで、Cu量は１質量％以下の範囲に限定した。好ましくは0.015〜0.5質量％の範囲である。より好ましくは0.03〜0.3質量％である。
【００３３】
Ni：１質量％以下
Niは、焼入性の向上に寄与するとともに、靱性の向上に有用な元素である。これらの効果を得るためには、Niは0.01質量％以上で含有されることが好ましい。一方、１質量％を超えて含有されても、上記の効果が飽和する。よって、Ni含量は１質量％以下の範囲に限定した。好ましくは0.015〜0.5質量％の範囲である。より好ましくは0.03〜0.3質量％である。
【００３４】
Ｂ：0.01質量％以下
Ｂは、粒界に偏析し、拡散型変態を抑制することで、焼入れ性を向上するのに有効であり、加えて粒界を強化し、疲労亀裂の発生および進展を抑制し疲労強度を向上させる効果もある。Ｂによるこの効果を得るためには、0.0003質量％以上でＢを含有させることが好ましい。一方、0.01％を超えると、靱性が低下するため、Ｂ量は0.01質量％以下の範囲に限定した。好ましくは、0.0005〜0.005質量％の範囲である。より好ましくは0.0007〜0.002質量％である。
【００３５】
Nb：0.1質量％以下、Hf：0.1質量％以下、Ta：0.1質量％以下およびSe：0.3質量％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Nb：0.1質量％以下
Nbは、鋼中でNbCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Nbによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でNbを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、粗大なNbCの析出による粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Nb含有量は0.1質量％以下とする。好ましくは、0.005〜0.08質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.06質量％である。
【００３６】
Hf：0.1質量％以下
Hfは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Hfによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でHfを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に粗大な析出物を生成し、粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Hfの含有量は0.1質量％以下とする。好ましくは、0.005〜0.06質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.05質量％である。
【００３７】
Ta：0.1質量％以下
Taは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Taによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でTaを添加することが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、鋳造凝固時に割れを生じやすくなり、圧延および鍛造後でも疵が残存してしまう懸念があるため、Taの含有量は0.1質量％以下とする。好ましくは、0.005〜0.06質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.05質量％である。
【００３８】
Se：0.3質量％以下
Seは、MnやCuと結合し、鋼中に析出物として分散する。Se析出物は浸炭熱処理温度域で析出物成長がほとんど起こらず安定に存在しており、オーステナイト粒径のピン止め効果が高い。このため、Se添加は結晶粒の粗大化防止に有効であるが、この効果を得るためには、少なくとも0.001質量％以上でSeを添加することが好ましい。一方、0.3質量％を超えて添加しても、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。このため、Se含有量は0.3質量％とする。好ましくは、0.005〜0.1質量％である。さらに好ましくは、0.008〜0.09質量％である。
【００３９】
Ti：0.1質量％以下およびＶ：0.1質量％以下のうちから選ばれる１種または２種
Ti：0.1質量％以下
Tiは、鋼中で炭化物や窒化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Tiによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でTiを含有させることが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加すると、粗大な析出物による粗粒化抑制能の低下を招くおそれがあるため、Ti含有量は0.1質量％以下とする。
また、TiはＮとの結合力が極めて強く、少量であっても窒化物を形成する。このTi窒化物は凝固段階から粗大に生成し、圧延後も残存するため、接触疲労強度を著しく低下する場合がある。特に、ピッチングや表面剥離等の接触疲労破壊が優先的に生じる部材または使用環境における負荷応力が非常に高い歯車部品では、Tiをむしろ添加せず不純物としてもなるべく混入を避けることが望ましく、0.003質量％以下としてもよい。
【００４０】
Ｖ：0.1質量％以下
Ｖは、鋼中でVCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Ｖによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量％以上でＶを含有させることが好ましい。一方、0.1質量％を超えて添加しても合金コストが高価となるばかりであり、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。よって、Ｖ含有量は0.1質量％以下とする。好ましくは、0.005〜0.08質量％である。さらに好ましくは、0.01〜0.06質量％である。
【００４１】
Sb：0.5質量％以下
Sbは、鋼材表面の脱炭を抑制し、表面硬度の低下を防止するために有効な元素である。この効果を発現させるためには、Sbは0.0003質量％以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Sbの含有量は0.5質量％以下とする。好ましくは、0.001〜0.05質量％であり、更に好ましくは、0.0015〜0.035質量％である。
【００４２】
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
ここで、上記の不可避的不純物において、とりわけSnは鍛造性を劣化させることから、可能な限り低減することが好ましい。すなわち、Snの含有量は0.004質量％以下に制限するとよい。更に好ましくは、0.003質量％以下であり、最も好ましくは、スクラップ等の原料配合を調整して達成される0.0015質量％以下である。
【００４３】
次に、本発明における介在物に関する規定について説明する。本発明の肌焼鋼では、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積Ａ（μｍ2）が、下記式（１）を満足する必要がある。
記
√Ａ  ≦  100 （μｍ）      ・・・（１）
【００４４】
上掲（１）式の左辺は、疲労破壊の起点となる酸化物系介在物および窒化物系介在物の最大サイズを示す指標である。ここに、Ａは、熱間加工による延伸方向、すなわち熱間圧延による場合には圧延方向と、そして熱間鍛造による場合には鍛造による延伸方向と、それぞれ平行に採取した回転曲げ疲労試験片について、疲労試験後の破面を走査型電子顕微鏡により観察することで得られる。
すなわち、酸化物系および窒化物系介在物による疲労破壊に特徴的なフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系および窒化物系介在物について、その面積を画像解析にて定量化して求める。この回転曲げ疲労試験片は、平行部直径８mm×平行部長さ16mmの試験片とする。そして、この寸法の試験片７本について回転曲げ疲労試験を行い、フィッシュアイ破壊を生じさせ、７本の試験片のうち最低疲労寿命のものについて、破面を顕微鏡で観察し、フィッシュアイ中心部に位置する酸化物系および窒化物系介在物の面積Ａを測定する。上述した成分組成範囲内の鋼から作製する、前記試験片に浸炭熱処理を行って、浸炭後に表面を0.1mm厚で研磨し、負荷応力600MPa以上の条件で回転曲げ疲労試験を行うことによって、フィッシュアイ破壊を生じる。かように誘発させたフィッシュアイの中心部に存在する酸化物系および窒化物系介在物の面積Ａの平方根は、疲労寿命に影響を及ぼす最大の酸化物系および窒化物系介在物の大きさとして評価できるのである。本発明に従う、上記介在物の大きさの求め方によれば、(7.9mm÷２)2×16mm×７＝343mm3の体積中の最大介在物の大きさを評価できる。従来の被検面積中に存在する介在物の大きさ、数量または密度の測定法では、このような大体積中の介在物の状態の測定はできず、疲労寿命に影響を及ぼす介在物の評価は行うことができない。
【００４５】
なお、本発明の鋼組成に従う介在物には、主として硫化物系、酸化物系および窒化物系があり、上記した回転曲げ疲労試験後の破面において、次のように選別することができる。すなわち、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法装置）を搭載したＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いることにより、介在物の組成分析が可能である。本発明では、ＥＤＸによる分析の結果、酸素を含む介在物を酸化物系介在物として、窒素を含む介在物を窒化物系介在物として扱う。
【００４６】
本発明における上記の酸化物系および窒化物系介在物の評価手法では、343mm3という大体積中で、実際に鋼の疲労破壊の起点となった酸化物系および窒化物系介在物の大きさを評価できるため、疲労寿命の予測精度がより向上する。
【００４７】
そして、予測精度が向上した手法での最大介在物サイズの指標により、上掲式（１）を満足するように、従来鋼にはない範囲にまで酸化物系および窒化物系介在物サイズを小さくすれば、高い疲労寿命を有する肌焼鋼が得られることがわかった。すなわち、上掲式（１）の左辺が100を超えると、早期疲労破壊を示し、疲労強度が低下してしまう。より好ましくは、（１）式の左辺が80以下であり、さらに好ましくは、50以下である。
【００４８】
次に、本発明の肌焼鋼の製造方法について説明する。
上掲式（１）を満足させるためには、上記した範囲への成分組成に調整に加えて、鋳片を、下記式（２）を満足する断面減少率にて熱間鍛造および／または熱間圧延による熱間加工を施し、棒鋼または線材とする必要がある。
記
（Ｓi―Ｓf）／Ｓi  ≧0.985  ・・・（２）
但し、Ｓi：鋳片断面積（mm2）
Ｓf：熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）
【００４９】
上掲式(２)の左辺は、鋳片に熱間加工を施す際の断面減少率を示す指標である。ここで、熱間加工は、熱間鍛造であってもよいし熱間圧延であってもよい。さらに、熱間鍛造と熱間圧延との両方を行う場合であってもよい。Ｓi、Ｓfはそれぞれ、熱間加工時の延伸方向と直交する断面における鋳片断面積（mm2）、熱間加工後の棒鋼または線材の断面積（mm2）である。そして、上掲式（２）の左辺で示される指標が、0.985未満では、疲労試験において粗大な介在物に起因する早期疲労破壊を示し、疲労強度が低下してしまう。より好ましくは、（２)式の左辺が0.990以上であり、さらに好ましくは、0.995以上である。最適は0.9995以上である。
【００５０】
以上のようにして製造された本発明の肌焼鋼は、熱間鍛造、冷間鍛造、切削等の加工が施されて部品形状に仕上げられ、その後、公知の浸炭処理が施されて部品となる。加工にあたり、熱間鍛造や冷間鍛造を施した場合には、酸化物系および窒化物系介在物のサイズは変化するが、疲労寿命を悪化させる側、つまり、上記Ａの値が大きくなる側に変化することはないため、これらの加工が施されて部品となる場合であっても、本発明の肌焼鋼を用いることは有効である。
【実施例】
【００５１】
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５２】
表１および表２に示す成分組成の鋼を溶製し、種々の断面減少率にて熱間圧延し、種々の直径を有する丸棒に成形した。得られた丸棒について、機械構造用鋼に求められる各種特性の評価を行った。すなわち、圧延ままの鋼についての光学顕微鏡組織観察、硬度測定、介在物分布測定、鍛造性(限界割れ試験)、さらに、鋼を浸炭した後の硬度分布測定、浸炭後回転曲げ疲労試験、浸炭後旧オーステナイト粒観察を、それぞれ実施した。
【００５３】
ここで、圧延まま鋼についての光学顕微鏡観察は、丸棒横断面の表面から直径の1/4深さ位置（以下、直径1/4位置とする）を鏡面研磨後、ナイタール３％液でエッチングした後、観察した。倍率：400倍にて10視野撮影後、フェライト面積率を画像解析ソフト(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて定量化し、評価した。
【００５４】
硬度測定は、丸棒横断面の直径1/4位置について、300gfでビッカース硬度を測定した。10点計測し、平均値を算出し評価した。冷間鍛造用として使用するにはHV180以下が望ましい。一方、熱間鍛造用の場合、圧延まま硬度は任意の値でも問題ない。
【００５５】
介在物予測最大径を求めるための介在物分布測定は、圧延まま材の酸化物系および窒化物系介在物の最大サイズは極値分布（ワイブル分布）に従うと仮定し、極値統計法を用いて算出した。すなわち、丸棒横断面の直径1/4位置を鏡面研磨後、ＥＤＸを搭載したＳＥＭを用いて倍率100倍×20視野（１視野当たり15mm2、合計視野面積300mm2）を観察した。各視野の最大酸化物系および窒化物系介在物の面積を画像解析により求め、該面積の平方根を算出する。測定した20視野の最大の酸化物系および窒化物系介在物の面積の平方根を用い、極値確率紙を用いて、面積40,000mm2での予測値を最大サイズとした。なお、該方法は一般的な方法であり、上記以外の測定条件については、常法に従えばよく、参照文献は、例えば「JIS点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用  鉄と鋼Vol．79（1993）No.12」である。
【００５６】
鍛造性の評価は、冷間据込み性試験(日本塑性加工学会冷間鍛造分科会制定)によって得られる限界据込率で評価した。棒鋼の直径1/2位置(中心)から、直径：14mmおよび高さ：21mmの円柱試験片を採取し、該円柱試験片の周面にＶ溝を形成してから、300tプレス機を用いて、Ｖ溝の溝底から割れが発生するまでの据込率で評価した。なお、Ｖ溝は、溝底Ｒ：0.15とし、開き角：30°で深さ：0.8mmとした。熱間鍛造、冷間鍛造ともに、限界据込率が30％以上であれば割れが発生しにくい。
【００５７】
浸炭後硬度分布測定は、30mmφの丸棒を図１に示す熱履歴条件で浸炭焼入れ、焼戻し処理を実施し、垂直断面(円形状)について、表層から中心まで300gfでビッカース硬度を測定した。有効硬化層深さ(ECD)として、表層からHV550mmになる位置までの層深さを評価した。疲労強度確保のためECDが0.5mm以上であることが望ましい。
【００５８】
浸炭後の回転曲げ疲労試験は、平行部直径８mm×平行部長さ16mmの試験片を丸棒の直径1/2位置より採取し、図１の条件で浸炭焼き入れ、焼き戻し処理を実施した後、両振り小野式回転曲げ疲労試験に供した。負荷応力は1000MPa、回転数は3500rpmで実施し、フィッシュアイ破壊を生じた試験片７本のうちで最低疲労寿命であったものを評価した。すなわち、最低疲労寿命を示した試験片を対象に、その破面についてＥＤＸを搭載したＳＥＭにて観察し、フィッシュアイ中心部の酸化物系および窒化物系介在物面積を画像解析(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて求め、面積Ａとした。本試験において、破断までの繰り返し数が100,000回以上の疲労寿命を有する場合、高疲労強度とみなすことができる。
【００５９】
浸炭後旧オーステナイト粒観察は、鋼の直径1/2位置(中心)から、直径：14mmおよび高さ：21mmの円柱試験片を採取し、該円柱試験片の周面にＶ溝を形成してから、300tプレス機を用いて、据込率０％(鍛造無し)と70％の冷間鍛造を実施し、図１に示す熱履歴条件で浸炭焼き入れ、焼き戻し処理を実施した後、断面組織を、JIS_Ｇ0551の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従い、結晶粒度の評価を実施した。また、加えて、同一試験片の断面組織について、光学顕微鏡で倍率：400倍にて10視野撮影後、62μm以下の結晶粒の面積率および177μm超えの結晶粒の面積率を画像解析ソフト(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて定量化し、評価した。
【００６０】
【表１】
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【００６１】
【表２】
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【００６２】
かくして得られた測定、評価結果を表３および表４に示す。また、図２は顕微鏡観察による介在物予測最大径と回転曲げ疲労寿命との関係を、図３は減面率と√Ａとの関係を、図４は√Ａと回転曲げ疲労試験結果との関係を、それぞれ示す。なお、図２〜図４は、回転疲労寿命に及ぼす鋼組成の影響を極力除外して、単純に回転疲労寿命に及ぼす介在物予測最大径や√Ａの影響を見られるようにするために、成分組成が本発明の範囲内のものについてのみのデータとした。これらより、顕微鏡観察による介在物予測最大径は疲労寿命との相関性がほとんどないが、上述した本発明の手法で求められる√Ａは疲労寿命との相関性が高い。従って、本発明に従う肌焼鋼は高疲労強度を有することが分かる。
【００６３】
【表３】
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【００６４】
【表４】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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