JP4243852B2

JP4243852B2 - 浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材、浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法

Info

Publication number: JP4243852B2
Application number: JP2004165365A
Authority: JP
Inventors: 善弘大藤; 雅之堀本; 秀樹今高
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-06-03
Filing date: 2004-06-03
Publication date: 2009-03-25
Anticipated expiration: 2024-06-03
Also published as: JP2005344167A

Description

本発明は、浸炭部品又は浸炭窒化部品の素材として好適な鋼材、更には、浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法に関する。より詳しくは、曲げ疲労強度に優れた歯車、プーリー、シャフトなどの浸炭部品又は浸炭窒化部品の素材として好適な鋼材、更には、前記歯車、プーリー、シャフトなど浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法に関する。

従来、自動車や各種産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの部品は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０及びＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼を素材として成形し、これに浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後焼入れし、次いで、２００℃以下の温度で焼戻しを行い、更に、必要に応じてショットピーニング、ホーニング、バレル研磨、各種皮膜処理などの表面処理を施すことによって、それぞれの部品に応じた面疲労強度、曲げ疲労強度及び耐摩耗性など所要の特性が確保されていた。

近年、上記の各種浸炭部品や浸炭窒化部品には、例えば自動車の燃費向上やエンジンの高出力化が求められるに伴って、これに対応するための軽量化、小型化及び高応力負荷化の要望が極めて大きくなっている。

なお、部品の軽量化及び小型化、また、エンジンの高出力化が進むと、部品表面に繰り返しかかる応力が飛躍的に大きくなる。このため、上記の各種浸炭部品や浸炭窒化部品には、曲げ疲労強度の向上が望まれている。更に、自動車や産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの部品が破損すると大事故につながるので、上記の各種部品は、安定して優れた特性を有することが強く望まれている。

従来、浸炭焼入れ材又は浸炭窒化焼入れ材の表層部に、マルテンサイト組織に比べて軟質なパーライト組織やベイナイト組織が生成すると、曲げ疲労強度が大きく低下することが知られている。そして、上記のパーライト組織やベイナイト組織は、表層部に生成した粒界酸化層の近傍に生成することが多く、この原因は焼入れ性を高めるＳｉ、ＭｎやＣｒといった元素がＦｅよりも酸化されやすいために、浸炭処理又は浸炭窒化処理中に優先的に酸化されて、粒界酸化層の近傍にＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの欠乏層ができるためと考えられている。

特許文献１には、低Ｓｉなどの化学成分の制御と、Ｍｇを含有することによる酸化物系介在物の微細化によって、面疲労強度を飛躍的に向上させるとともにＭｎＳの延伸性も大幅に抑制して、歯曲げ疲労強度の向上も同時に達成するのに好適な「歯車用浸炭用鋼」が提案されている。

また、特許文献２には、化学成分の制御とＡＳＴＭ−Ｄ法に基づく介在物の制御を行った「冷間鍛造性に優れた歯車用鋼」が提案されている。

更に、特許文献３には、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）とＡｌＮの析出量、ベイナイトの組織分率及び熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドなどを規定した、「高温浸炭特性に優れた高温浸炭用鋼ならびに高温浸炭用熱間鍛造部材」が提案されている。この特許文献３で提案された技術は、フェライトバンドの評点を指標としたミクロ偏析の低減並びに窒化物及び炭窒化物の析出量を規定することなどによって最表層領域において高い硬度を確保しようとするものである。

特開平７−１８８８５３号公報特開２００１−３２９３３９号公報特開２００１−２７９３８３号公報

本発明の目的は、量産において安定して優れた曲げ疲労強度を有する歯車、プーリー、シャフトなどの浸炭部品又は浸炭窒化部品の素材として好適な鋼材、更には、前記各種の浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法を提供することである。

前述の特許文献１〜３で開示された技術は、必ずしも大きな曲げ疲労強度を安定して確保できるわけではない。

すなわち、特許文献１で提案された技術の場合、Ｍｇは高温で極めて反応性が高いので溶鋼での歩留まりの制御が難しく、また、偏析しやすい元素でもある。そのため、大規模な量産の場合、曲げ疲労強度が不安定になりやすい。更に、焼入れ性に影響する元素の偏析に対する考慮がなされていないので、量産品の曲げ疲労強度は不安定である。

特許文献２で開示された技術は、冷間鍛造性を向上させるために介在物を制御しているが、曲げ疲労強度に対しては十分に考慮されたものではないため、大規模に量産する場合の曲げ疲労強度は不十分である。更に、焼入れ性に影響する元素の偏析に対する配慮もなされていないので、量産品の曲げ疲労強度は不安定である。

特許文献３で提案された技術は、微小な領域であっても最表層部に硬度の低い部分があると曲げ疲労強度が低下するということについて十分に考慮されたものではない。このため、大規模な量産の場合、曲げ疲労強度が不安定になってしまう。更に、酸素とＴｉの含有量をそれぞれ、０．００２５％以下及び０．０１％以下にすることなど、非金属系介在物を低減する配慮がなされているものの、介在物の大きさと形態については考慮されておらず、このため、前記特許文献１及び２の場合と同様に、量産品の面疲労強度は不安定である。

本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定して抑制することが可能な条件について、なかでも化学成分と偏析状況に関する条件について、種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）マルテンサイト組織中に存在するパーライト組織やベイナイト組織の大きさが、たとえ直径１０μｍ程度の微小なものであっても、曲げ疲労強度は大きく低下する。

（ｂ）粒界酸化層を低減するにはＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減すればよい。しかしながら、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減しても、粒界酸化層を完全になくすことはできず、また、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量の低減による焼入れ性の低下とも相俟って、パーライト組織及びベイナイト組織が生成することも完全には抑制することはできない。

（ｃ）パーライト組織及びベイナイト組織は粒界酸化層近傍の全ての部分に生じているのではなく、その一部分に生成している。そして、粒界酸化層の近傍でパーライト組織及びベイナイト組織が生成した部分は、粒界酸化層の近傍でマルテンサイト組織が生成した部分に比べて、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの濃度が低い。

（ｄ）したがって、表層部におけるパーライト組織及びベイナイト組織の生成を安定且つ確実に抑制するためには、焼入れ性向上元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの素材における平均含有量を管理するだけでは不十分で、負偏析部で、且つ粒界酸化層によってＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が減少している領域においてもマルテンサイトが生成するために十分な量のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏを含有している必要がある。

また、本発明者らは表層部のパーライト組織及びベイナイト組織の生成を抑制した場合においても、曲げ疲労強度が低い場合があったため、破壊した試験片を用いて調査・研究を重ねた。その結果、更に、下記（ｅ）〜（ｇ）の知見を得た。

（ｅ）硬質の介在物である酸化物系介在物及びＴｉＮは破壊の起点となる。このため、曲げ疲労による破壊の起点部には硬質の介在物である酸化物系介在物及びＴｉＮが存在している場合が多い。一方、介在物としては硫化物も存在するが、これは軟質であるために破壊の起点とはならない。

（ｆ）曲げ疲労による破壊の起点部で観察される介在物は、その長径が５〜３０μｍと様々な大きさのものである。しかし、破壊の起点部で観察される介在物の近傍には別の介在物が存在している場合が多く、たとえ個々の介在物が微細であっても、それらが群集することで破壊の起点になり得る。このため、個々の介在物を微細化するだけでは不十分で、介在物を群集させないことも必要である。

（ｇ）Ｐは粒界偏析しやすい元素で、Ｐの含有量が多いと曲げ疲労強度が低下することが知られているが、スクラップから混入するＳｎもＰと同様に、曲げ疲労強度に対して悪影響を及ぼす。近年のリサイクル率の向上などに伴い、スクラップ中のＳｎの含有量は増加する傾向にあり、また、電気炉溶解だけではなく高炉転炉法においても副原料としてスクラップを使用する場合があるため、Ｐ量とＳｎ量とを合わせて管理する必要がある。

更に、本発明者らは、格段に優れた曲げ疲労強度を得るための浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れの条件について、調査・研究を重ね、その結果、更にまた、下記（ｈ）の知見を得た。

（ｈ）合金元素の含有量、負偏析部の合金元素濃度及び介在物、特に、群としての介在物を適正化した鋼材を、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷する処理を行うことで、曲げ疲労強度が一層大きく向上する。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に示す鋼材並びに、（３）に示す浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法にある。

（１）浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、ＰとＳｎは合計で０．０３０％以下である化学組成を有し、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１３以上であるとともに、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。

Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．００７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。また、１つの介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物の集合体をいう。

（２）浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％に加えて、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、ＰとＳｎは合計で０．０３０％以下である化学組成を有し、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１５以上であるとともに、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。

（３）上記（１）又は（２）に記載の化学組成と介在物群を有する鋼材を、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷することを特徴とする浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法。

ここで、Ａ₃点は式中の元素記号を鋼材中の各元素の含有量（質量％）として、下記(2)式で求めたものを指す。

Ａ₃点（℃）＝９１０−２９３Ｃ^0.5＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ・・・(2)
なお、鋼材とは棒鋼・線材等の素材、更には、必要に応じ鍛造・切削等を施して部品形状に加工されたものを指す。

また、「非硬化部」とは浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって硬化していない部分を指す。したがって、その化学組成は浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れする前の鋼材の化学組成と同じものである。

以下、上記（１）及び（２）の鋼材に係る発明、並びに、（３）の浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（３）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の鋼材に浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後急冷した部品、或いは上記の急冷後更に必要に応じて焼戻しを施した部品は、安定且つ良好な曲げ疲労強度を有するので、自動車や産業機械の部品である歯車、プーリー、シャフトなどに用いることができる。更に、本発明の製造方法により製造した浸炭処理部品又は浸炭窒化処理部品は、極めて安定且つ極めて良好な曲げ疲労強度を有する。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭処理又は浸炭窒化処理後に急冷を行った部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。しかし、Ｃの含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。

Ｓｉ：０．０１〜０．２５％
Ｓｉは、焼入れ性を高める作用を有するが、浸炭処理或いは浸炭窒化処理の際、粒界酸化層を増加させてしまう。特に、その含有量が０．２５％を超えると、粒界酸化層が大幅に増加して曲げ疲労強度が大きく低下する。しかし、量産においてＳｉの含有量を０．０１％未満にすることは困難である。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．２５％とした。なお、Ｓｉの含有量が０．１５％以下であれば、粒界酸化層はあまり増加せず、また、量産における製造コストを考慮すると、Ｓｉ含有量の下限は０．０６％とすることが好ましいので、Ｓｉの含有量は０．０６〜０．１５％とすることが望ましい。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きいため、曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、曲げ疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜１．５％とした。なお、Ｍｎ含有量が０．４％以上になると、曲げ疲労強度の向上が顕著になる。このため、Ｍｎの含有量は０．４〜１．５％とすることが望ましい。

Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなって曲げ疲労強度を低下させる傾向があり、特に、その含有量が０．０５％を超えると、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度（後述の実施例における８５１ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られない。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１〜０．０４％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．５〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高める効果が、粒界酸化層の増加に及ぼす悪影響よりも大きいため、曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、曲げ疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が著しく低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２．０％とした。なお、Ｃｒの含有量が０．８％以上になると、曲げ疲労強度の向上が顕著になる。このため、Ｃｒの含有量は、０．８〜２．０％とすることが望ましい。

Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果を有し、曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、曲げ疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．１〜０．８％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．３〜０．６％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。また、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすい元素である。そして、ＡｌＮは結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかし、Ａｌの含有量が０．０１％未満では前記した効果は得難い。一方、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度（後述の実施例における８５１ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２〜０．０４％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００８〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ及びＴｉＮを形成しやすく、このなかで、ＡｌＮ、ＮｂＮ及びＶＮは結晶粒微細化に有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。しかし、Ｎの含有量が０．００８％未満では前記の効果は得難い。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度（後述の実施例における８５１ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００８〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１２〜０．０２０％とすることが好ましい。

本発明においては、不純物元素としてのＴｉ及びＯ（酸素）の各含有量、並びにＰとＳｎの合計含有量を下記のとおりに制限する。

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００５％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度（後述の実施例における８５１ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量はできるだけ少なくすることが望ましく、原料及び製鋼でのコストを考慮すると０．００２％以下にすることが一層好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、後述する介在物群の最大長さを観察面積１５００ｍｍ²中で３０μｍ以下にすることが困難になって、曲げ疲労強度の低下が著しくなり、他の要件を満たしていても所望の曲げ疲労強度（後述の実施例における８５１ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られなくなる。なお、不純物元素としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましく、製鋼でのコストを考慮すると、０．００１％以下にすることが一層好ましい。

Ｐ及びＳｎ：合計で０．０３０％以下
Ｐ及びＳは、粒界に偏析して粒界を脆化させやすい元素である。このうちＳｎは、主にスクラップに含まれる不純物元素であるが、スクラップは電気炉溶解に用いられるだけではなく、高炉転炉法においても副原料として使用する場合がある。そして、本発明に係る鋼材の場合には、ＰとＳｎの含有量を合計で０．０３０％以下に制限する必要がある。

上記の規定は、本発明者らが行った次の実験結果に基づくものである。

すなわち、本発明者らは、表１に示す鋼Ａ〜Ｆを３０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳型に鋳鉄（以後、鋳鉄の鋳型を「通常鋳型」という。）を用いて、インゴットに鋳造した。

次いで、各インゴットを１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。

これらの各棒鋼を１２５０℃で１２時間保持してから室温まで放冷し、その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

このようにして得た直径３５ｍｍの各棒鋼から、平行部の直径と長さがそれぞれ、８ｍｍと２５ｍｍで、肩部の半径が２４ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、図１に示す条件で浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。なお、図１における「ＣＰ」は「カーボンポテンシャル」を意味する。

小野式回転曲げ疲労試験における試験本数は各７本とし、通常の方法によって常温大気中で試験を行い、繰り返し数１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちで最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

表１に、上記小野式回転曲げ疲労試験における「回転曲げ疲労強度」を併せて示す。また、図２に、ＰとＳｎの合計の含有量（図では「Ｐ＋Ｓｎ含有量」と表記）が「回転曲げ疲労強度」に及ぼす影響を示す。

表１中に併記した回転曲げ疲労強度及び図２から、Ｐだけではなく、Ｓｎも回転曲げ疲労強度に影響し、ＰとＳｎの含有量が合計で０．０３０％を超えると、回転曲げ疲労強度が大きく低下することがわかる。

したがって、ＰとＳｎの含有量を、合計で０．０３０％以下とした。なお、ＰとＳｎの含有量が合計で０．０１５％以下であれば、回転曲げ疲労強度がほとんど低下しないことから、ＰとＳｎの含有量は合計で０．０１５％以下とすることが好ましい。

したがって、本発明（１）に係る鋼材の化学組成について、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、ＰとＳｎは合計で０．０３０％以下であることと規定した。

なお、本発明に係る鋼材には、上記の成分に加え、必要に応じて、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記任意添加元素としてのＮｂ及びＶに関して説明する。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは、Ｃ又は／及びＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすい元素である。そして、ＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）は、前述したＡｌＮによる結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、中心偏析部に粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）が生成しやすくなり、却って曲げ疲労強度が低下する。したがって、添加する場合のＮｂの含有量を０．０１〜０．０８％とした。なお、添加する場合の一層好ましいＮｂの含有量の範囲は０．０２〜０．０４％である。

Ｖ：０．０２〜０．１５％
Ｖは、Ｃ及びＮと結合してＶＣ及びＶＮを形成しやすい元素である。上記のうちで、ＶＮは、前述したＡｌＮによる結晶粒微細化を補完するのに有効で、曲げ疲労強度を高める効果がある。また、浸炭窒化時にＶＮが析出すると、曲げ疲労強度をより高める効果がある。これらの効果を確実に得るには、Ｖは０．０２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｖの含有量が０．１５％を超えると、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、添加する場合のＶの含有量を０．０２〜０．１５％とした。なお、添加する場合の一層好ましいＶの含有量の範囲は０．０４〜０．１０％である。

上記の理由から、本発明（２）に係る鋼材の化学組成について、本発明（１）における鋼材の化学組成に、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を含有することと規定した。

（Ｂ）断面における合金元素
本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、前記(1)式で表されるＡの値の最小値をそれぞれ、１３以上及び１５以上とする必要がある。

すなわち、本発明者らは、表２に示す鋼Ｇ〜Ｊを１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定に十分注意を払った。

次いで、上記の各インゴットを１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。

このようにして得た各棒鋼を、５個ずつに分割し、表３に示す条件で熱処理を行って室温まで放冷した。その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

上記の熱処理を行った直径３５ｍｍの各供試材から切り出した試験片について、鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨し、図３に示す位置で、鍛錬軸に垂直な方向に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いて線分析を行った。なお、Ｃも偏析しやすい元素として知られているが、オーステナイト域に加熱すると容易且つ均一に拡散しやすいため、Ｃの測定は行わなかった。なお、ＥＰＭＡによる線分析は、ビーム直径を１μｍ、走査速度を２００μｍ／分として実施した。

ＥＰＭＡでの測定結果から、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化した。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの偏析傾向は同じであるため、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量が最も低かった位置についてＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を数値化しておけば、前記(1)式で表されるＡの最小値として評価することができる。

なお、焼入れ性は、例えば、井上毅の第１３１・１３２回西山記念講座「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」、第２１５〜２１７ページ（日本鉄鋼協会編、平成元年９月２５日発行）に示されるように、Ｃ及びその他の合金元素の含有量並びにオーステナイト結晶粒度から見積もることができ、本発明の目指す曲げ疲労強度の向上のためには、浸炭処理又は浸炭窒化処理した表層部の焼入れ性が重要な意味を持つ。

そして、浸炭処理又は浸炭窒化処理した場合、表層部の一般的なＣ含有量は０．８％程度であることが多く、また、そのオーステナイト結晶粒度は、ＮｂとＶのいずれをも含有しない場合には粒度番号９程度、Ｎｂ及びＶの１種以上を含有する場合には粒度番号１１程度であることが多いので、Ｎｂ及びＶを含まない鋼と、ＮｂとＶの１種以上を含む鋼とを区別すれば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量から焼入れ性を評価することができる。

そこで、前記井上の「鉄鋼材料の材質予測・制御技術の現状と将来」に基づいて、焼入れ性の評価基準として、本発明者らは、前記(1)式の値、つまりＡの値を採用した。

表４に、各試験片について、前記(1)式で表されるＡの最小値並びに、その値に対応するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を示す。

また、前記の条件で熱処理した直径３５ｍｍの各供試材から、平行部の直径と長さがそれぞれ、８ｍｍと２５ｍｍで、肩部の半径が２４ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、前記図１に示す条件で浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。

また、上記焼戻し後の小野式回転曲げ疲労試験片の各１本を用いて、平行部の横断面を鏡面研磨した後ナイタールで腐食し、次いで、表層から２００μｍの領域をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察し、ベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無を調査した。

表４に、上記のベイナイト組織とパーライト組織の存在に関する調査結果及び小野式回転曲げ疲労試験の結果を示す。また、図４に、上記の調査結果を前記(1)式で表されるＡの最小値で整理して示す。

ここで、表４の「熱処理の条件Ｎｏ．」欄における数字は表３に対応するものである。また、「パーライト組織、ベイナイト組織」欄における「無し」及び「有り」は、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。

更に、図４における「○：パーライト、ベイナイト無し」及び「×：パーライト、ベイナイト有り」も、それぞれ、「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在しないこと」及び「ベイナイト組織とパーライト組織のいずれか一方または双方が存在すること」を意味する。なお、図４においては、ＮｂとＶのいずれをも含まない場合を、「Ｎｂ、Ｖ無し」と表記し、また、ＮｂとＶの１種以上を含む場合を、「Ｎｂ、Ｖ有り」と表記した。

なお、前記(1)式で表されるＡの最小値は、表４においては、「(1)式で表されるＡの値」と表記し、また、図４においては単に「Ａ値」と表記した。

上記の表４及び図４から、ＮｂとＶのいずれをも含まない場合、前記(1)式で表されるＡの値の最小値が１３以上であればベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在せず、一方、Ｎｂ及びＶの１種以上を含む場合、前記(1)式で表されるＡの値の最小値が１５以上であればベイナイト組織とパーライト組織のいずれもが存在せず、所望の曲げ疲労強度（後述の実施例における８５１ＭＰａ以上の回転曲げ疲労強度）が得られることが明らかである。

したがって、本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、前記(1)式で表されるＡの値の最小値をそれぞれ、１３以上及び１５以上と規定した。

ここで、鋼材断面とは、棒鋼、線材の場合、望ましくは圧延方向又は鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面であり、鋼材が部品形状の場合は、表層部分〜表層から１５ｍｍの範囲の断面が望ましい。

なお、鋼材断面における前記(1)式で表されるＡの値には、鋼の平均組成、凝固速度及び凝固形態などが影響する。また、製鋼の設備によっても影響を受ける。

このため、鋼材断面における前記(1)式で表されるＡの値の最小値を１３以上又は１５以上にするためには、次のような方法を採用すればよい。

すなわち、鋼材断面におけるＡ値の最小値を１３以上にするためには、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(1)式で表されるＡの値が２０以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに１２００〜１２８０℃で８時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が２００ｍｍ以下の角ビレットにした後、ビレットを１２００〜１２８０℃で２時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が８５０〜１０００℃になるように熱間圧延すればよい。

また、鋼材断面におけるＡ値の最小値を１５以上にするためには、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造する場合、先ず、鋼の平均組成を前記(1)式で表されるＡの値が２３以上となるように溶製する。そして、溶鋼の電磁攪拌を十分に行ってから連続鋳造し、更に、ブルームに１２００〜１２８０℃で８時間以上の均質化熱処理を行い、そのブルームを一辺が２００ｍｍ以下の角ビレットにした後、ビレットを１２００〜１２８０℃で２時間以上加熱してから圧延仕上げ温度が８５０〜１０００℃になるように熱間圧延すればよい。

（Ｃ）介在物群の最大長さ
本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さを３０μｍ以下とする必要がある。

すなわち、本発明者らは、表５に示す鋼Ｋ〜Ｎを１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、インゴットに鋳造した。なお、鋼Ｋ〜Ｍについては、鋳型に通常鋳型を用い、鋼Ｎについては、凝固速度を遅くするために、シリカ鋳型を用いた。

また、表５に示す鋼Ｏ〜Ｒを３０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。このうち鋼Ｒについては、鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。

更に、表５に示す鋼Ｓ及び鋼Ｔを、７０ｔ（トン）転炉で溶解し、連続鋳造によって４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを製造した。鋼Ｓについては、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を十分に行った。一方、鋼Ｔは二次精錬でＶＡＤ処理（真空アーク脱ガス処理）を実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を弱めて行った。

鋼Ｋ〜Ｒについては、インゴットを１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。これらの各棒鋼を１２５０℃で１２時間保持してから室温まで放冷し、その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

鋼Ｓ及び鋼Ｔについては、４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを１２５０℃で１２時間均質化熱処理を行った後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角ビレットにし、このビレットを１２５０℃で２時間加熱した後、９００〜９５０℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。

このようにして得た鋼Ｋ〜Ｔの直径３５ｍｍの各棒鋼から切り出した試験片について、圧延方向又は鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて介在物の測定を行った。

なお、上記の光学顕微鏡による観察は、１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲毎に行い、介在物群の最大長さ及び個々の介在物の最大長さを測定した。各試料についてこの測定を１５視野ずつ実施し、測定面積１５００ｍｍ²中での介在物群の最大長さ及び個々の介在物の最大長さを決定した。なお、１つの介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物の集合体をいう。

上記の調査において、硫化物は測定の対象から除外した。その理由は、これまでの調査から、破壊の起点には硫化物が検出されていないためである。また、光学顕微鏡による観察では、介在物の最大長さが２μｍ以下のものは判別が難しいため、これも測定の対象から除外した。なお、硫化物は光学顕微鏡観察で灰色を呈するため、容易に他の介在物と区別することができる。

また、小野式回転曲げ疲労試験も行った。

すなわち、上述の方法で作製した鋼Ｋ〜Ｔの直径３５ｍｍの各棒鋼から、平行部の直径と長さがそれぞれ、８ｍｍと２５ｍｍで、肩部の半径が２４ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、図１に示す条件で浸炭焼入れ及び焼戻しを行った。

小野式回転曲げ疲労試験における試験本数は各７本とし、通常の方法によって常温大気中で試験を行い、繰り返し数１．０×１０⁷まで破断しなかったうちで最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

なお、鋼Ｋの化学成分は、一般的に用いられるＪＩＳ規格のＳＣＭ４２０鋼に相当するため、鋼Ｋの回転曲げ疲労強度である７３０ＭＰａを基準とし、この値の１５％以上となる８５１ＭＰａ以上を目標とした。

表６に、鋼Ｋ〜Ｔについての前記各調査の結果、すなわち、介在物群の最大長さ、個々の介在物の最大長さ及び回転曲げ疲労強度を示す。なお、表６においては、個々の介在物の最大長さを「介在物最大長さ」と表記し、介在物群の最大長さを「介在物群最大長さ」と表記した。

図５に、介在物群の最大長さ（図５中では「介在物群最大長さ」と表記）と小野式回転曲げ疲労試験での回転曲げ疲労強度との関係を示す。また、図６に個々の介在物の最大長さ（図６中では「介在物最大長さ」と表記）と小野式回転曲げ疲労試験での回転曲げ疲労強度との関係を示す。

図５及び図６からわかるように、個々の介在物の最大長さよりも、介在物群の最大長さの方が回転曲げ疲労強度との相関が強く、介在物群の最大長さが３０μｍ以下であれば、回転曲げ疲労強度が大きく向上し、前記の目標値を満足する。

したがって、本発明（１）及び本発明（２）に係る鋼材は、鋼材断面において、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さを３０μｍ以下と規定した。

なお、介在物の大きさ及び分布には、介在物の組成、凝固速度及び凝固偏析などが影響する。また、製鋼設備によっても影響を受ける。

このため、鋼材断面において、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さを３０μｍ以下とするためには、例えば、次のような方法を採用すればよい。

（ａ）鋼中の含有量を、Ａｌは０．０５％以下、Ｏは０．００２％以下、Ｔｉは０．００３％以下及びＮは０．０２５％以下にすること。

（ｂ）取鍋、タンディッシュ等の耐火物の溶損や鋳造時のスラグ及びパウダーの巻き込みを防止すること。

（ｃ）鋳造をインゴットで行う場合には、小型の鋳型を用い、鋳型の材質に熱伝導のよいものを用いること。なお、実施例などに用いた３０ｋｇインゴットの場合には、上記の（ａ）及び（ｂ）を満たし、且つ鋳型の材質に熱伝導のよいものを用いれば、目標とする介在物群の最大長さが得られる。

（ｄ）一方、例えば、連続鋳造で４００ｍｍ×３００ｍｍ角という大断面のブルームを製造し、それから棒鋼又は線材を製造する場合、先ず、鋼中の含有量をＡｌは０．０４％以下、Ｏは０．００１％以下、Ｔｉは０．００２％以下及びＮは０．０１８％以下にしてから、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、また、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、更に、総鍛錬比、つまり「ブルームの断面積／棒鋼又は線材の断面積」が４０以上となるように加工すればよい。

（Ｄ）浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造条件
本発明（３）に係る浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法は、前記本発明（１）又は本発明（２）の化学組成と介在物群を有する鋼材を、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷して製造するのがよい。

ここで、上記のＡ₃点は前記(2)式で求められ、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す（講座・現代の金属学材料編４鉄鋼材料、第４３〜４５ページ、日本金属学会編、昭和６０年６月２０日発行参照）。なお、既に述べたように、「非硬化部」とは浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって硬化していない部分を指し、したがって、その化学組成は浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れする前の鋼材の化学組成と同じものである。

すなわち、本発明者らは、前記表５中の鋼Ｌを用いて、前記（Ｃ）項で述べたのと同様にして小野式回転曲げ疲労試験片を作製し、表７及び図７に示す条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後急冷し、更に、１６０℃で２時間の焼戻しを行った。表７における「ＣＰ」及び「ＮＰ」はそれぞれ、「カーボンポテンシャル」及び「窒素ポテンシャル」を意味する。ここで、前記(2)式から求めた鋼ＬのＡ₃点は８０１℃である。

次いで、通常の方法によって常温大気中で小野式回転曲げ疲労試験を行い、繰り返し数１．０×１０⁷まで破断しなかったうちで最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。

表７に、小野式回転曲げ疲労試験結果を併せて示す。

表７からわかるように、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷することにより、回転曲げ疲労強度が一層高くなる。

したがって、本発明（３）に係る浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法は、本発明（１）又は本発明（２）に係る鋼材を、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷することとした。

なお、１回目のＡ₃点以上の温度域での加熱・保持は１０５０℃以下とするのが好ましく、２回目のＡ₃点以上の温度域での加熱・保持は９５０℃以下とするのが好ましい。また、１回目の５００℃以下の温度域への急冷は３００℃以下まで行うことが好ましく、２回目の３００℃以下の温度域への急冷は２００℃以下まで行うことが好ましい。

表８に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｓを溶解した。

上記の鋼のうち、鋼ａ〜ｃは１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、通常鋳型を用いてインゴットに鋳造した。なお、鋼ｃについては、鋳型に耐火物が損傷しているものを用い、意図的に耐火物が混入するようにした。

また、鋼ｄ〜ｑは３０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、インゴットに鋳造した。なお、鋼ｄ〜ｐについては通常鋳型を用い、鋼ｑについては、凝固速度を遅くするために、シリカ鋳型を用いた。

更に、鋼ｒ及び鋼ｓは、７０ｔ（トン）転炉で溶解し、連続鋳造によって４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを製造した。鋼ｒについては、二次精錬でＲＨ真空脱ガス処理を長時間実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を十分に行った。一方、鋼ｓは二次精錬でＶＡＤ処理（真空アーク脱ガス処理）を実施し、更に、溶鋼の電磁攪拌を弱めて行った。

上記のようにして得たインゴットとブルームについて次に示す処理を行った。

先ず、鋼ａ〜ｃのインゴットは、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。これらの各棒鋼を鋼ａ及び鋼ｂについては各５個、鋼ｃについては２個に分割し、前記表３に示す条件（鋼ａ及び鋼ｂはＮｏ．１〜５、鋼ｃはＮｏ．１及び２）で熱処理を行って室温まで放冷した。その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

また、鋼ｄ〜ｑのインゴットは、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径３５ｍｍの棒鋼を作製した。これらの各棒鋼に表３の条件Ｎｏ．２の熱処理を行って室温まで放冷した。その後更に、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

鋼ｒのブルームは、表３の条件Ｎｏ．２の熱処理を行って室温まで放冷した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角のビレットにした。次いで、このビレットを１２５０℃で２時間加熱した後、９００〜９５０℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。

更に、鋼ｓのブルームは、表３の条件Ｎｏ．４の熱処理を行って室温まで放冷した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの角のビレットにした。次いで、このビレットを１１５０℃で１時間加熱した後、９００〜９５０℃の圧延仕上げ温度で、直径が３５ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。

このようにして得た鋼ａ〜ｓの直径３５ｍｍの各棒鋼から切り出した試験片について、圧延方向又は鍛錬軸に平行に中心線をとおって切断した断面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて介在物の測定を行った。

なお、上記の光学顕微鏡による観察は、１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲毎に行い、その範囲内の介在物群の最大長さを測定した。各試料についてこの測定を１５視野ずつ実施し、測定面積１５００ｍｍ²中での介在物群の最大長さを決定した。なお、上記の調査において、硫化物は測定の対象から除外した。

また、上記の鏡面研磨した面で、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いた線分析を行った。このＥＰＭＡによる線分析は、ビーム直径を１μｍ、走査速度を２００μｍ／分として実施した。

更に、小野式回転曲げ疲労試験も行った。

すなわち、上述の方法で作製した鋼ａ〜ｓの直径３５ｍｍの各棒鋼から、平行部の直径と長さがそれぞれ、８ｍｍと２５ｍｍで、肩部の半径が２４ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、前記表７に示す条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後急冷し、１６０℃で２時間保持後、放冷する条件で焼戻しを行った。

なお、ピッチング強度の目標は、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４２０鋼に相当する前述の表５における鋼Ｌの回転曲げ疲労強度である７３０ＭＰａの１５％以上であること、つまり８５１ＭＰａ以上であること、とした。

表９及び表１０に、上記の各試験結果を示す。なお、表９及び表１０の「均質化処理条件」欄における番号は表３の処理条件Ｎｏ．に対応するものである。また、「浸炭（窒化）処理条件」欄の番号は表７の処理番号に対応するものである。なお、前記(1)式で表されるＡの最小値は、表９及び表１０においては、「(1)式で表されるＡの値」と表記した。

表９及び表１０から、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合には、小野式回転曲げ疲労試験における回転曲げ疲労強度は８５１ＭＰａに達しない低いものであることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件を満たす試験番号の場合には、小野式回転曲げ疲労試験における回転曲げ疲労強度は目標とする８５１ＭＰａを超える大きな値であることが明らかである。

上記の本発明で規定する条件を満たす試験番号のうちでも、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷する処理を施した試験番号１４、試験番号１５、試験番号１８、試験番号２０、試験番号２１及び試験番号２４の回転曲げ疲労強度は、８５１ＭＰａを大きく上回っていることが明らかである。

本発明の鋼材に浸炭処理又は浸炭窒化処理を施した後急冷した部品、或いは前記急冷後更に必要に応じて焼戻しを施した部品は、安定且つ良好な曲げ疲労強度を有するので、自動車や産業機械の部品である歯車、プーリー、シャフトなどに用いることができる。更に、本発明の製造方法により製造した浸炭処理部品又は浸炭窒化処理部品は、極めて安定且つ極めて良好な曲げ疲労強度を有する。

浸炭焼入れ及び焼戻しの条件を説明する図である。ＰとＳｎの合計の含有量（図では「Ｐ＋Ｓｎ含有量」と表記）が回転曲げ疲労強度に及ぼす影響を示す図である。Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの各元素についてＥＰＭＡを用いて線分析を行った位置を示す図である。 (1)式で表されるＡの最小値（図では「Ａ値」と表記）とＮｂ及びＶの含有とが、表層から２００μｍの領域をＳＥＭ観察した場合のベイナイト組織とパーライト組織の存在の有無に及ぼす影響について示す図である。介在物群の最大長さ（図では「介在物群最大長さ」と表記）と小野式回転曲げ疲労試験での回転曲げ疲労強度との関係を示す図である。個々の介在物の最大長さ（図では「介在物最大長さ」と表記）と小野式回転曲げ疲労試験での回転曲げ疲労強度との関係を示す図である。浸炭処理又は浸炭窒化処理とその後の急冷を２回行う方法を説明する図である。

Claims

浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、ＰとＳｎは合計で０．０３０％以下である化学組成を有し、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１３以上であるとともに、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。
Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．００７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。また、１つの介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物の集合体をいう。
浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％及びＮ：０．００８〜０．０２５％に加えて、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％及びＶ：０．０２〜０．１５％の１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、ＰとＳｎは合計で０．０３０％以下である化学組成を有し、且つ、鋼材断面において、下記(1)式で表されるＡの値の最小値が１５以上であるとともに、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする鋼材。
Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．００７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。また、１つの介在物群とは、介在物同士の間隔が５μｍ以下である介在物の集合体をいう。
請求項１又は２に記載の化学組成と介在物群を有する鋼材を、Ａ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行った後、５００℃以下の温度域に急冷し、その後更に、非硬化部のＡ₃点以上の温度域に加熱・保持して浸炭処理又は浸炭窒化処理を行い、次いで、３００℃以下の温度域に急冷することを特徴とする浸炭部品又は浸炭窒化部品の製造方法。
ここで、Ａ₃点は式中の元素記号を鋼材中の各元素の含有量（質量％）として、下記(2)式で求めたものを指す。
Ａ₃点（℃）＝９１０−２９３Ｃ^0.5＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ・・・(2)