JP4941252B2 - 動力伝達部品用肌焼鋼 - Google Patents

Description

本発明は、動力伝達部品用肌焼鋼、詳しくは、面圧疲労強度に優れた動力伝達部品用肌焼鋼に関する。より詳しくは、ピッチング強度、スポーリング強度および低サイクル曲げ疲労強度に優れた動力伝達部品用肌焼鋼に関する。

自動車の歯車、シャフトおよび等速ジョイントなどの動力伝達部品は、従来、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００３）に規定されている機械構造用合金鋼鋼材を鍛造や切削などの加工により所定の形状に成形して、浸炭焼入れや浸炭窒化焼入れを施し、その後さらに焼戻しを行って製造されている。

従来は上記の部品については、一般に、面圧疲労の一種であるピッチングに対する強度を向上させることが重視されてきた。

しかしながら、部品使用時の接触面の温度は３００℃程度にまで上昇するといわれていることから、最近では使用時における表層での焼戻し軟化を抑制したいとの要望があり、さらにまた、自動車のエンジントルク増大により、動力伝達部品にかかる応力も大きくなってきたため、ピッチング強度に加えて、従来よりも優れたスポーリング強度と低サイクル曲げ疲労強度を具備させたいとの要望も極めて大きくなっている。

そこで、前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１〜３に、上記部品の素材用としてＳｉを添加した鋼が提案されている。

具体的には、特許文献１に、質量％で、０．５〜２．０％のＳｉなど特定の化学組成を有し、〔Ｑ＝３４１４０−６０５Ｓｉ（％）＋１８３Ｍｎ（％）＋１３６Ｃｒ（％）＋１２２Ｍｏ（％）〕の式で定義される鋼中の炭素拡散の活性化エネルギＱの値が３４０００（ｋｃａ１）以下の、ＳＣｒ４２０鋼よりも浸炭時間が短縮可能な「肌焼鋼」に関する技術が開示されている。

特許文献２には、質量％で、０．３５〜１．３％のＳｉなど特定の化学組成を有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上、表面の炭素含有量が０．９〜１．５％であり、表面の残留オーステナイト量が２５〜４０％である「転動疲労特性に優れた浸炭材」に関する技術が開示されている。

特許文献３には、質量％で、０．０１〜２．３％のＳｉなど特定の化学組成を有し、熱間圧延後のＮｂ（ＣＮ）の析出量が０．００５％以上であり、ＡｌＮの析出量を０．０１５％以下に制限し、ベイナイトの組織分率が３０％以下であり、熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドの評点が１〜５であり、硬さＨＶが成分パラメータで規定された範囲にある「高温浸炭用鋼」に関する技術が開示されている。

特開２００５−３６２６９号公報 特開２０００−５４０６９号公報 特開２００１−２７９３８３号公報

前記の特許文献１に開示された肌焼鋼では、十分な芯部硬さを得るためにはＢを含有させなくてはならず、さらに、ガス浸炭焼入れした場合には十分な硬化深さも得られない。このため、特に、ガス浸炭焼入れして用いられる動力伝達部品に適用すると、十分な低サイクル曲げ疲労強度が得られないことがあった。

特許文献２に開示された浸炭材は軸受部品の特に表層に着目したものであって、芯部硬さに関しては配慮されておらず、このため、動力伝達部品に適用すると芯部硬さが低いために十分な低サイクル曲げ疲労強度が得られないことがあった。

特許文献３に開示された高温浸炭用鋼は、ＮｉがＣｒ、Ｍｏと同様に鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効であるとの技術的思想の下に提案された技術である。しかしながら、ＮｉはＣｒ、Ｍｏと比較して浸炭時の炭素の侵入を抑制する元素であり、浸炭深さを深くするのに不利であり、したがって、上記のような技術的思想の下に提案された鋼を動力伝達部品用に適用しても、十分なスポーリング強度が得られるものではない。

上記の様に、これまでに提案された技術は、浸炭深さの向上など浸炭後の組織や一部の強度特性の改善を目的とするだけのものである。このため、従来の肌焼鋼を素材とする場合には、ピッチング強度、スポーリング強度および低サイクル曲げ疲労強度の全てにおいて良好な特性を具備させたいという最近の動力伝達部品に対する要求を満たすことはできなかった。

そこで、本発明の目的は、ピッチング強度、スポーリング強度および低サイクル曲げ疲労強度の全てにおいて良好な特性を確保できる動力伝達部品用肌焼鋼、なかでも、ガス浸炭焼入れによって、前記３つの良好な特性を確保できる動力伝達部品用肌焼鋼を提供することである。

動力伝達部品のピッチング強度を向上させるためには、一般に、使用時に接触面温度が３００℃程度に昇温した際の軟化抵抗を高める目的から、素材となる肌焼鋼のＳｉ含有量を高くすることが効果的であるといわれている。

しかしながら、Ｓｉの含有量を高くすることは、一方で次の（イ）〜（ハ）に示すような悪影響がある。

（イ）鋼中のＣ（炭素）の活量が上昇するために、浸炭深さが減少してしまう。

（ロ）鋼のＡ₃点が上昇するため、浸炭時に部品の芯部にフェライトが生じ、焼入れ後のミクロ組織がフェライトとマルテンサイトの二相組織になる。

（ハ）浸炭時に表面の粒界に酸化物を生成する。

上記の（イ）〜（ハ）から明らかなように、動力伝達部品用肌焼鋼において、単にＳｉの含有量を高めるだけでは、ピッチング強度、スポーリング強度および低サイクル曲げ疲労強度の全てにおいて良好な特性を具備させたいという最近の動力伝達部品に対する要求を満たすことは難しい。

すなわち、（イ）に関しては、浸炭深さが減少すると、スポーリング破壊の起点位置に相当する表面からの深さ０．３ｍｍ位置の硬さが低下するため、ピッチングが生じる前に、内部から硬化層がはく離するスポーリングが発生しやすくなる。

（ロ）に関しては、芯部に軟質なフェライトが生成すると容易に塑性変形するために、低サイクル曲げ疲労強度が著しく低下してしまう。

（ハ）に関しては、粒界酸化層が低サイクル曲げ疲労強度の起点となるために、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。

したがって、動力伝達部品用肌焼鋼に対しては、Ｓｉ含有量を高めてピッチング強度を向上させるだけではなく、スポーリング強度と低サイクル曲げ疲労強度も高めることができる成分設計をすることが重要である。

そこで、本発明者らは、種々の鋼を溶製して、スポーリング強度と低サイクル曲げ疲労強度を高めるための化学組成について検討を行った。

すなわち、表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｕを５０ｋｇ真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。表１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、後述する〔Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ〕、〔Ｆｎ２＝９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕および〔Ｆｎ３＝７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕で表されるＦｎ１〜Ｆｎ３の値を併記した。

なお、表１における鋼Ａは、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００３）に規定されたＳＣＭ４２０に相当する鋼であり、鋼Ｂおよび鋼Ｃは、鋼Ａをベースにしてそれぞれ、炭素の含有量を質量％で、０．２５％と０．２９％としたものである。さらに、鋼Ｄ〜Ｕはそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎの含有量を種々に変えたものである。

上記のインゴットを１２５０℃に加熱し、熱間鍛造を行って直径３５ｍｍの丸棒とした。

次いで、上記の直径３５ｍｍの丸棒を９２５℃に加熱し、６０分保持した後、室温まで空冷する熱処理を行った。

このようにして得た直径３５ｍｍの丸棒の中心部から、図１に示す形状の四点曲げ試験片を切り出し、図２に示す条件でガス浸炭焼入れして、つまり、カーボンポテンシャルを０．８％として９３０℃でガス浸炭処理した後、油温６０℃の油中に焼入れして、スポーリング強度と低サイクル曲げ疲労強度に及ぼす化学組成の影響について調査した。

なお、図１における試験片の寸法はｍｍ単位でのものであり、図２におけるガス浸炭の処理時間は１８０ｍｉｎとした。

スポーリングによる破壊を生じさせないためには表面から０．３ｍｍ位置の硬さが、ビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）で７００を上回ることが望ましいので、上記ガス浸炭焼入れを施した前記の四点曲げ試験片を端部から２０ｍｍ位置で横断し、表面からの深さ０．３ｍｍ位置におけるＨｖ硬さ（以下、「０．３ｍｍ位置硬さ」ともいう。）を測定した。なお、測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を４．９Ｎとして３点測定し、算術平均した。

表２に、０．３ｍｍ位置硬さの測定結果を示す。

表２中の鋼Ａ〜Ｃの０．３ｍｍ位置硬さを比較すると、母材のＣ含有量が高くなるにつれて、硬くなることがわかる。すなわち、母材のＣ含有量が高くなるほど鋼中のＣ活量が低下するために表面から侵入するＣの量が増加し、その結果、０．３ｍｍ位置硬さが高くなる。

次に、Ｃ以外の合金成分の影響を検討するために、同じレベルのＣ量を含有し、同じレベルの０．３ｍｍ位置硬さを有する鋼について、鋼中のＣの活量を低下させる作用が著しいＣｒと、逆にＣの活量を上昇させる作用が著しいＳｉについて整理した。

具体的には、母材のＣ含有量が０．２５％で、０．３ｍｍ位置硬さがＨｖ硬さで７００を超え７２０以下である鋼、すなわち鋼Ｂ、鋼Ｅ、鋼Ｍ、鋼Ｎおよび鋼Ｐについて、そのＣｒ含有量を縦軸に、Ｓｉ含有量を横軸にとって図３に整理した。なお、図３中の縦軸および横軸の「％」は「質量％」を表す。

その結果、図３から、０．３ｍｍ位置硬さがＨｖ硬さで７００を超え７２０以下の鋼の場合、ほぼ〔Ｃｒ／Ｓｉ＝２〕の勾配上にプロットされることがわかった。

つまり、同じＣ含有量であれば、０．３ｍｍ位置硬さは、〔Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値で規定できることがわかった。なお、上記のＦｎ１の式におけるＣｒとＳｉはそれぞれ、母材に含まれる質量％でのＣｒとＳｉの量である。

そこで次に、質量％での母材のＣ含有量が０．２５％である鋼、すなわち鋼Ｂ、鋼Ｄ〜Ｇ、鋼Ｊ〜Ｑおよび鋼Ｕについて、０．３ｍｍ位置硬さを縦軸に、上記の〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値を横軸にとって図４に整理した。なお、図４において横軸の「％」は「質量％」を表す。

その結果、図４から、０．３ｍｍ位置硬さと〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値はほぼ比例関係にあり、０．３ｍｍ位置硬さ、つまり、表面からの深さ０．３ｍｍ位置におけるＨｖ硬さが７００を上回るためには、〔Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値は０．４を上回ればよいことがわかった。

低サイクル曲げ疲労強度に関しては、次の検討を実施した。

すなわち、前記のガス浸炭焼入れを施した四点曲げ試験片を用いて、その切欠部に常に引張応力がかかるように、応力比０．１、周波数５Ｈｚの条件で一定の曲げ荷重を繰返し負荷し、試験片が破断した時の繰返し回数を調査した。そして、上記曲げ荷重の値を変えた試験を行ってＳＮ曲線を求め、１０⁴回で破断する曲げ荷重を低サイクル曲げ疲労強度として評価した。

また、ガス浸炭焼入れを施した四点曲げ試験片を端部から２０ｍｍ位置で横断し、芯部硬さの測定およびミクロ組織観察を行った。芯部硬さの測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を４．９Ｎとして３点測定し、算術平均した。

上記のようにして測定した芯部硬さと低サイクル曲げ疲労強度を前記表２に併せて示した。

また、図５に、前記表１に示した各鋼種について芯部硬さと低サイクル曲げ疲労強度の関係を整理して示す。

表２中の鋼Ａ〜Ｃの比較から、０．３ｍｍ位置硬さと同様に、芯部硬さ度も母材のＣ含有量が高くなるにつれ硬くなり、それに伴って低サイクル曲げ疲労強度も増大することがわかる。

また、図５から、「白三角」印と「黒四角」印の３点を除き、概ね低サイクル曲げ疲労強度は芯部硬さと直線関係をとることがわかる。すなわち、低サイクル曲げ疲労強度の向上のためには、芯部の硬さを高くすることが必要である。

しかしながら、上述のとおり図５には直線関係から外れる３点が存在するため、前記の芯部硬さを測定した試験片を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して、芯部のミクロ組織を観察した。なお、前記表２に、芯部のミクロ組織観察結果を併せて示す。

さらに表層を観察したところ、鋼Ｕでは粒界にそって析出物が観察された。このため、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を使って当該部位を分析した。その結果、析出物にはＣおよびＣｒが濃化していることが確認でき、Ｃｒ炭化物であることがわかった。

これらのミクロ観察の結果、以下の事項が明らかになった。

先ず第１に、図５において「黒四角」印で示すものは鋼Ｕで、き裂発生と同時に破断したものであり、上述のとおり粒界にＣｒ炭化物が生成していた。

すなわち、粒界にＣｒ炭化物が生成すると低サイクル曲げ疲労強度が著しく低下する。したがって、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する必要がある。

なお、Ｃｒ炭化物の生成は、鋼中のＣｒ含有量のみに依存するものではなく、Ｓｉ含有量にも影響を受ける。すなわち、Ｓｉは鋼中のＣの活量を増大させることにより浸炭時の表面Ｃ濃度を低下させる作用を有することから、ＳｉにはＣｒ炭化物の生成を抑制する効果がある。そして、このようなＣｒ炭化物は、前述した〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が２．００の鋼Ｕで認められ、〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が１．５０の鋼Ｏでは認められなかったことから、〔Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値は１．８以下にする必要があることがわかった。

第２に、図５中に「白三角」印で示すものは鋼Ｈと鋼Ｔで、芯部組織がフェライトとマルテンサイトの二相組織になっていた。すなわち、芯部に軟質なフェライトが生成すると低サイクル曲げ疲労強度が著しく低下する。したがって、芯部のフェライト生成を抑制する必要がある。

なお、芯部のフェライトは、浸炭処理中に、オーステナイト単相領域から、フェライトとオーステナイトの二相領域になることで生じる。したがって、フェライトの生成を抑制するためには、鋼のＡ₃点を低くすればよい。

なお、本発明の重要な元素であるＳｉは、Ａ₃点を上昇させる元素である。このため、Ｓｉ含有量が高い場合であっても、Ａ₃点が浸炭処理温度以下となるように母材を成分設計する必要がある。

そこで、ＡｎｄｒｅｗｓがＪ．Ｉｒｏｎ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔ．、２０３（１９６５）、ｐ．７２１で報告しているＡ₃点の式をベースに、Ｓｉの影響を定数項に取り込んで、表１の鋼について、〔Ｆｎ２＝９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕の値を計算した。なお、上記のＦｎ２の式におけるＣとＭｎはそれぞれ、母材に含まれる質量％でのＣとＭｎの量である。

その結果、芯部のフェライトは、前述した〔９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕の値が８５６の鋼Ｈと８５０の鋼Ｔで認められ、〔９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕の値が８４４の鋼Ａでは認められなかったたことから、芯部におけるフェライトの生成を抑制するためには、上記Ｆｎ２の値を８５０未満にすればよいことがわかった。

第３に、図５に示すように、低サイクル曲げ疲労強度と芯部硬さが直線関係を示す場合でも、最小自乗直線を境として、概ねその上下の２つの群に分かれることが明らかになった。

そこで、低サイクル曲げ疲労強度と芯部硬さが直線関係を示す各鋼種についてさらに詳細に調査したところ、表層の粒界酸化層深さが低サイクル曲げ疲労強度に影響することがわかった。

すなわち、図５において、「白丸」印は粒界酸化層深さが２０μｍ以下の鋼であり、一方、「黒丸」印は粒界酸化層深さが２０μｍを超える鋼である。そして、図５から、粒界酸化層深さが２０μｍ以下の鋼と粒界酸化層深さが２０μｍを超える鋼とは、最小自乗直線を境として概ねその直線の上下に分かれ、粒界酸化層深さが大きくなると低サイクル曲げ疲労強度は低下する傾向があり、粒界酸化層深さを２０μｍ以下にする方が高い低サイクル曲げ疲労強度を得られることが明らかになった。

そこで、次に、新たに１６鋼種溶製して、既に述べたのと同様の処理を行って、粒界酸化層深さとＳｉ、ＣｒおよびＭｎの含有量との関係を種々調査した。

その結果、図６および図７のように整理できることがわかった。なお、図６および図７における横軸の「％」は「質量％」を表す。

すなわち、質量％でのＳｉとＣｒの含有量の和である〔Ｓｉ＋Ｃｒ〕の値が０．５〜３．５の範囲では、図６に示すように、その値とともに粒界酸化層深さは浅くなり、粒界酸化層深さをｙとすれば、
ｙ＝−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ）＋１９
の式で表すことができ、また、質量％でのＭｎの含有量が０．３〜２．２％の範囲では、図７に示すように、その含有量とともに粒界酸化層深さは深くなり、粒界酸化層深さをｙとすれば、
ｙ＝７×Ｍｎ−１
の式で表すことができることがわかった。

そこで、上記の結果を線形結合し、〔Ｆｎ３＝７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕というパラメータで、粒界酸化層深さとの関係を整理すると、Ｓｉが０．２５％以上の範囲では、図８に示すようになった。

なお、図８中の「白丸」印は、粒界酸化層深さが２０μｍ以下のもの、「黒丸」印は粒界酸化層深さが２０μｍを超えるものを示す。そして、この図８から、Ｆｎ３の値を８以下とすることで、粒界酸化層深さを２０μｍ以下にすることができ、低サイクル曲げ疲労強度を向上できることがわかった。

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、下記（１）〜（３）に示す動力伝達部品用肌焼鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．１０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：１．２０〜２．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１０〜０．０２５％を含有するとともに、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が、下記の（１）〜（３）式で表されるＦｎ１〜Ｆｎ３の値でそれぞれ、０．４＜Ｆｎ１≦１．８、Ｆｎ２＜８５０およびＦｎ３≦８を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶがそれぞれ、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＶ：０．００５％以下であることを特徴とする動力伝達部品用肌焼鋼。
Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ・・・（１）、
Ｆｎ２＝９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）・・・（２）、
Ｆｎ３＝７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）・・・（３）。
ここで、（１）〜（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）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．４０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の動力伝達部品用肌焼鋼。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の動力伝達部品用肌焼鋼。

以下、上記 （１）〜（３）の動力伝達部品用肌焼鋼に係る発明を、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。

本発明の動力伝達部品用肌焼鋼を用いれば、ピッチング強度、スポーリング強度および低サイクル曲げ疲労強度の全てにおいて良好な特性を有する動力伝達部品を得ることができる。

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。

Ｃ：０．１５〜０．３５％
Ｃは、浸炭深さを増大し、さらに０．３ｍｍ位置の硬さと浸炭焼入れ時の芯部硬さを増大してスポーリング強度と低サイクル曲げ疲労強度を向上させるために重要な元素である。しかしながら、Ｃの含有量が０．１５％未満では浸炭深さの増大および低サイクル曲げ疲労強度の向上効果が小さい。一方、その含有量が０．３５％を超えると芯部の靱性が低下するため、き裂発生と同時に破断して低サイクル曲げ疲労強度が劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．１５〜０．３５％とした。Ｃ含有量の望ましい範囲は０．２０〜０．３０％である。

なお、Ｃ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＜８５０をも満たす必要がある。

Ｓｉ：０．４０〜１．１０％
Ｓｉは、３００℃程度での焼戻し軟化抵抗を上昇させるために重要な元素である。Ｓｉの含有量が０．４０％を下回ると上記の効果が小さく面圧強度（ピッチング強度）が低下する。しかしながら、Ｓｉは浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を上げる元素でもあるため、１．１０％を超えて含有すると浸炭性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．４０〜１．１０％とした。Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．４５〜０．９０％である。

なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、前記の（１）式および（３）式で表されるＦｎ１およびＦｎ３の値がそれぞれ、０．４＜Ｆｎ１≦１．８およびＦｎ３≦８をも満たす必要がある。

Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を下げ、浸炭を促進する元素であると同時にＭｎＳを形成し被削性を高める元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．５０％を下回る場合には前記の効果が小さい。一方、Ｍｎを１．５０％を超えて含有すると前記の効果が飽和するばかりでなく、焼準後の硬度が上昇する結果、被削性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜１．５０％とした。Ｍｎ含有量の望ましい範囲は０．６０〜１．２０％である。

なお、Ｍｎの含有量は上記の範囲において、前記の（２）式および（３）式で表されるＦｎ２およびＦｎ３の値がそれぞれ、Ｆｎ２＜８５０およびＦｎ３≦８をも満たす必要がある。

Ｓ：０．０１〜０．０５％
Ｓは、ＭｎとともにＭｎＳを形成するための必須元素である。一定量のＭｎを含有させた状態で形成されるＭｎＳは被削性を確保するために必要である。この効果を得るためには、Ｓの含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、特に、その含有量が０．０５％を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１〜０．０３％とすることが好ましい。

Ｃｒ：１．２０〜２．６０％
Ｃｒは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を下げ、浸炭を促進する元素である。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．２０％を下回る場合には前記の効果が小さい。一方、Ｃｒを２．６０％を超えて含有すると浸炭時に粒界にＣｒ炭化物を生成しやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量を１．２０〜２．６０％とした。Ｃｒ含有量の望ましい範囲は１．３０〜２．３０％であり、さらに望ましい範囲は１．５０〜２．００％である。

なお、Ｃｒ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値が、０．４＜Ｆｎ１≦１．８をも満たす必要がある。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、鋼中のＮと結合しＡｌＮを形成し、浸炭中の結晶粒を微細化することにより、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Ａｌは少なくとも０．０１０％の含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、硬質のＡｌ₂Ｏ₃形成による被削性の劣化をきたす。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０１０〜０．０４０％とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、浸炭中の結晶粒を微細化することにより、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Ｎは少なくとも０．０１０％の含有量が必要である。しかしながら、０．０２５％を超えて含有させても、上記の効果が飽和するとともに、溶製の際、内部にいわゆる「巣」ができやすくなる。したがって、Ｎの含有量を、０．０１０〜０．０２５％とした。Ｎ含有量の望ましい範囲は０．０１２〜０．０２０％である。

Ｆｎ１の値：０．４を超えて１．８以下
上述のとおり、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗の上昇のために重要な元素であり、Ｃｒは浸炭の促進のために重要な元素である。しかしながら、前記の（１）式で表されるＦｎ１の値が０．４以下の場合には浸炭性の劣化が著しくなるため、０．３ｍｍ位置硬さをＨｖ硬さで７００以上にすることができず、スポーリング強度が低下する。一方、Ｆｎ１の値が１．８を上回ると、粒界のＣｒ炭化物の生成量が増加して低サイクル曲げ疲労強度の低下を招く。したがって、前記の（１）式、つまり〔Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ〕で表されるＦｎ１の値が、０．４＜Ｆｎ１≦１．８を満たすこととした。なお、Ｆｎ１の値は、０．５≦Ｆｎ１≦１．５とすることが望ましく、さらに望ましい範囲は、０．６≦Ｆｎ１≦１．２である。

Ｆｎ２の値：８５０未満
Ｃ、ＳｉおよびＭｎの含有量は鋼のＡ₃点に影響を与える。Ａ₃点が上昇すると浸炭処理時に芯部にフェライト相が生成するため、焼入れ後も芯部がフェライトとマルテンサイトの二相組織となり、低サイクル曲げ疲労強度が劣化する。本発明は、Ａ₃点を上昇させるものの焼戻し軟化抵抗を高める効果を有するＳｉを積極的に活用するので、Ａ₃点の制御のためには、ＣおよびＭｎの含有量を制御する必要がある。そして、前記の（２）式で表されるＦｎ２の値が８５０以上の場合には、芯部にフェライトが生成して低サイクル曲げ疲労強度が低下する。このため、前記の（２）式、つまり〔Ｆｎ２＝９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕で表されるＦｎ２の値が、Ｆｎ２＜８５０を満たすこととした。なお、Ｆｎ２の値はＦｎ２≦８４０とすることが望ましい。

Ｆｎ３の値：８以下
Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒはいずれもガス浸炭時の粒界酸化層深さに影響を与える。前記の（３）式で表されるＦｎ３の値が８を上回ると、Ｍｎの影響により粒界酸化層深さが深くなり、低サイクル曲げ疲労強度が劣化する。したがって、前記の（３）式、つまり〔Ｆｎ３＝７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕で表されるＦｎ３の値が、Ｆｎ３≦８を満たすこととした。なお、Ｆｎ３の値はＦｎ３≦５．０とすることが望ましい。

本発明においては、不純物中のＰ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶは、その含有量をそれぞれ、特定の値以下に制限する必要がある。以下、このことについて説明する。

Ｐ：０．０５％以下
本発明においては、Ｐは不純物としてその含有量を０．０５％以下に抑えなくてはならない。すなわち、Ｐは、熱間延性の低下を招き、特に、その含有量が０．０５％を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物中のＰの含有量を０．０５％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：０．１０％以下
本発明においては、Ｃｕは不純物としてその含有量を０．１０％以下に抑えなくてはならない。Ｃｕは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を上げ、０．３ｍｍ位置硬さの増大を妨げ、スポーリング強度を低下させる。特に、Ｃｕの含有量が０．１０％を超えるとその影響が顕著である。したがって、本発明においては、不純物中のＣｕの含有量を０．１０％以下とした。なお、不純物中のＣｕの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．１０％以下
本発明においては、ＮｉはＣｕと同様に不純物としてその含有量を０．１０％以下に抑えなくてはならない。Ｎｉは、浸炭時のオーステナイト中のＣの活量を上げ、０．３ｍｍ位置硬さの増大を妨げ、スポーリング強度を低下させる。特に、その含有量が０．１０％を超えるとその影響が顕著である。したがって、本発明においては、不純物中のＮｉの含有量を０．１０％以下とした。なお、不純物中のＮｉの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．００５％以下
本発明においては、Ｖは不純物としてその含有量を０．００５％以下に抑えなくてはならない。すなわち、Ｖは、ＣやＮと結合しＶＣやＶＣＮを形成し、これらの炭化物や炭窒化物は浸炭処理の昇温過程の初期にはオーステナイト粒を微細化するのに有効であるものの、かえって結晶粒が小さくなりすぎ、結晶粒成長の駆動力が大きくなりすぎて、異常粒成長の要因となる。特に、Ｖの含有量が０．００５％を超えると、異常粒成長が顕著になり、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、本発明においては、不純物中のＶの含有量を０．００５％以下とした。

上記の理由から、本発明（１）に係る動力伝達部品用肌焼鋼は、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．１０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：１．２０〜２．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１０〜０．０２５％を含有するとともに、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が、前記の（１）〜（３）式で表されるＦｎ１〜Ｆｎ３の値でそれぞれ、０．４＜Ｆｎ１≦１．８、Ｆｎ２＜８５０およびＦｎ３≦８を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶがそれぞれ、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＶ：０．００５％以下であることと規定した。

なお、本発明（１）に係る動力伝達部品用肌焼鋼は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、
第１群：Ｍｏ：０．４０％以下、
第２群：Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下のうちの１種または２種、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。

すなわち、前記第１群または第２群のいずれかのグループの元素の１種以上を任意元素として含有させてもよい。

以下、上記の任意元素に関して説明する。

第１群：Ｍｏ：０．４０％以下
第１群の元素であるＭｏは、浸炭層の焼入れ性を高め、面圧強度を向上させる作用を有する。この効果を得るためには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．４０％を超えると被削の低下が著しくなる。したがって、Ｍｏの含有量は、０．４０％以下とした。含有する場合のＭｏの量は、０．０５〜０．４０％とすることが好ましく、０．０５〜０．３０％とすれば一層好ましい。

第２群：Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下のうちの１種または２種
第２群の元素であるＴｉおよびＮｂは、浸炭層の靱性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、第２群の元素について詳しく説明する。

Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、鋼中のＣおよびＮと結合して炭窒化物を形成し、ＡｌＮと同様に浸炭時の結晶粒の微細化に効果があり、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。こうした効果を得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると硬質のＴｉＮを生成し、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．１０％以下とした。含有する場合のＴｉの量は、０．００５〜０．１０％とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．１０％以下
ＮｂもＴｉと同様に、鋼中のＣおよびＮと結合して炭窒化物を形成し、ＡｌＮと同様に浸炭時の結晶粒の微細化に効果があり、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。こうした効果を得るためには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると粗大な析出物を生成して、逆に異常粒成長が生じやすくなる。したがって、Ｎｂの含有量は、０．１０％以下とした。含有する場合のＮｂの量は、０．００５〜０．１０％とすることが好ましい。

なお、上記のＴｉおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有することができる。

上記の理由から、本発明（２）に係る動力伝達部品用肌焼鋼は、本発明（１）に係る動力伝達部品用肌焼鋼のＦｅの一部に代えて、上記第１群の元素であるＭｏを含有することと規定した。

また、本発明（３）に係る動力伝達部品用肌焼鋼は、本発明（１）または本発明（２）に係る動力伝達部品用肌焼鋼のＦｅの一部に代えて、上記第２群の元素であるＴｉおよびＮｂのうちの１種または２種を含有することと規定した。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表３に示す化学組成を有する鋼１〜２２を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。

なお、表３の中の鋼１〜８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼９〜２２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。この比較例の鋼のうちで鋼９は、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００３）で規定されたＳＣＭ４２０である。

上記の各インゴットに、１２５０℃で３０分保持の処理を施した後、熱間鍛造を行って直径３５ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。

次いで、上記の直径３５ｍｍの丸棒を１２５０℃に加熱し、６０分保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行うことでミクロ偏析を抑制し、この後さらに、９２５℃に加熱し、１２０分保持してから、１０〜３０℃／ｍｉｎの冷却速度で室温まで冷却し、ミクロ組織をフェライトとパーライトの混合組織にした。

上記のようにして得た直径３５ｍｍの丸棒の中心部から、図９に示す形状の二円筒転がり疲労試験に用いる小ローラ試験片、図１に示す形状の四点曲げ試験片および図１０に示す丸棒試験片を切り出した。なお、図９および図１０における試験片の寸法もｍｍ単位でのものである。

上記の各試験片は、いずれも、試験面を研削した後、図１１に示す熱処理条件でガス浸炭焼入れに供した。なお、図１１中の「１．０％Ｃ」および「０．８％Ｃ」はそれぞれ、カーボンポテンシャルが１．０％および０．８％であることを、また「８０℃ＯＱ」は油温８０℃の油中に焼入れしたことを表す。

上記のようにして作製した小ローラ試験片は、表４に示す条件で二円筒転がり疲労試験を実施し、面圧疲労強度を調査した。

なお、二円筒転がり疲労試験に用いる大ローラ試験片には、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００３）で規定されたＳＣＭ８２２を機械加工後、ガス浸炭焼入れし、さらに表層を５０ミクロン研削したものを使用した。

具体的には、素材を直径１５０ｍｍに熱間鍛造後、１２５０℃に加熱し、６０ｍｉｎ保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行うことでミクロ偏析を抑制した。この後さらに、９２５℃に加熱し、１２０ｍｉｎ保持した後、１０℃／ｍｉｎの冷却速度で室温まで冷却し、組織をフェライトとパーライトの混合組織にした。

次いで、上記の処理を施した素材を機械加工し、半径１５０ｍｍのクラウニングをもつ直径が１３０ｍｍで幅が２０ｍｍの形状のローラに加工した。上記のローラは、全浸炭深さの目標を１．５ｍｍとして、９３０℃でガス浸炭処理を施した後、油温６０℃の油中に焼入れを行った。その後、クラウニング面を５０μｍ研磨して、大ローラ試験片に仕上げた。

なお、面圧疲労強度は、前記の表４に示すように、小ローラの回転数を１０００ｒｐｍとし、大ローラのすべり率が８０％となる条件で試験中の荷重が一定となる条件で、二円筒転がり疲労試験を実施した。この際、市販のＡＴＦ（オートマティックトランスミッション油）を、油温４０℃、２リットル／ｍｉｎの条件で接触部に試験片の回転逆方向から吐出した。

試験は、面圧を２８００ＭＰａとし、疲労剥離が生じるまで、或いは、疲労剥離が生じない場合には２．０×１０⁷回に至るまで、二円筒転がり疲労試験を継続した、耐久したものをピッチングもスポーリングも生じず、面圧疲労強度が高いとした。なお、ピッチングとスポーリングとは破面の断面形状から区別した。すなわち、はく離面が表面から深さ方向に斜めになっているものをピッチングとし、はく離面が元の表面とほぼ平行になっているものをスポーリングとした。

また、四点曲げ試験片を用いて、切欠部に常に引張応力がかかるように、応力比０．１、繰返し速度５Ｈｚの条件で四点曲げ疲労試験を実施して低サイクル曲げ疲労特性を調査し、Ｓ−Ｎ線図から１０⁴回曲げ疲労強度を求めた。

なお、この１０⁴回曲げ疲労強度の目標は１０００ＭＰａ以上とし、１０⁴回曲げ疲労強度が目標とする１０００ＭＰａ以上の場合に、低サイクル曲げ疲労強度に優れるものとした。

さらに、丸棒試験片は端部から２０ｍｍ位置で横断し、０．３ｍｍ位置硬さおよび芯部硬さの測定を行った。なお、測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を４．９Ｎとして各３点ずつ測定し、算術平均した。

また、硬さ測定後の試験面を再研磨後、ナイタールでの腐食時間を変更し、粒界酸化層深さの測定および芯部のミクロ組織の観察を実施した。

表５に、上記の各調査結果を示す。

表５から、本発明の条件を満たす試験番号１〜８の場合、ピッチングおよびスポーリングが生じず面圧疲労強度に優れ、さらに低サイクル曲げ疲労強度にも優れ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から外れた比較例の試験番号９〜２２の場合、本発明の目標に達していない。

試験番号９の場合、鋼９のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため浸炭性が劣化して０．３ｍｍ位置硬さが６９０と低くなって、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は１．６×１０⁷と短く、２．０×１０⁷回に達していない。また、Ｆｎ３の値、つまり〔７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕の値が、本発明で規定する範囲を上回って粒界酸化層深さが２４μｍと深くなったため、低サイクル曲げ疲労強度が劣化して９３０ＭＰａと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。

試験番号１０の場合、鋼１０のＣ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、Ｆｎ２の値、つまり〔９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕の値が本発明で規定する範囲を超えることから芯部にフェライトが生じ、加えて、Ｆｎ３の値、つまり〔７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕の値が、本発明で規定する範囲を上回って、粒界酸化層深さが２２μｍと深くなったため、低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、８８０ＭＰaと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。さらに、Ｆｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値も本発明で規定する範囲を下回るため浸炭性が劣化して０．３ｍｍ位置硬さが６８０と低くなって、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命についても１．１×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号１１の場合、鋼１１のＣ含有量が本発明で規定する範囲を超えるため、き裂発生と同時に破断し、低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、９５０ＭＰａと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。

試験番号１２の場合、鋼１２のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回ることから、０．３ｍｍ位置硬さが６５０と低く、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は９．０×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号１３の場合、鋼１３のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を下回ることから、ピッチング強度が劣化し、二円筒転がり疲労寿命は９．８×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。また、鋼１３のＦｎ３の値、つまり〔７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕の値が、本発明で規定する範囲を上回るため、粒界酸化層深さが２５μｍと深くなった。このため、低サイクル曲げ疲労強度も劣化して、９００ＭＰaと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。

試験番号１４の場合、鋼１４のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を下回ることに加え、Ｆｎ２の値、つまり〔９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕の値が本発明で規定する範囲を超えることから、芯部にフェライトが生成し、このため低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、９００ＭＰaと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。また、鋼１４のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、０．３ｍｍ位置硬さが６９０に低下し、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命についても９．５×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号１５の場合、鋼１５のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を超えることから、粒界にＣｒ炭化物が生成し、き裂発生と同時に破断し、低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、９８０ＭＰａと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。

試験番号１６の場合、鋼１６のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回ることから、０．３ｍｍ位置硬さが６７３と低くなって、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は９．０×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。また、鋼１６のＦｎ３の値、つまり〔７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕の値が、本発明で規定する範囲を超えるため、粒界酸化層深さが３０μｍと深くなって低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、９５０ＭＰａと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。

試験番号１７の場合、鋼１７のＣｕ含有量が本発明で規定する範囲を超えることに加えて、Ｆｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、浸炭性が劣化し、０．３ｍｍ位置硬さが６８０と低い。この結果、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は１．１×１０⁷と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号１８の場合、鋼１８のＶ含有量が本発明で規定する範囲を上回ることから、浸炭焼入れ時に異常粒成長が生じ、低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、９５０ＭＰａと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。

試験番号１９の場合、鋼１９のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回ることから、浸炭深さが浅く、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は６．３×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号２０の場合、鋼２０のＦｎ２の値、つまり〔９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）〕の値が本発明で規定する範囲を超えることから芯部にフェライトが生成し、このため低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、８９０ＭＰaと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。また、鋼２０のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、０．３ｍｍ位置硬さが６９０と低くなって、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は９．４×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号２１の場合、鋼２１のＦｎ３の値、つまり〔７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕の値が、本発明で規定する範囲を上回ることから、粒界酸化層が２６μｍと深くなり、このため低サイクル曲げ疲労強度が劣化し、８８０ＭＰaと低く、１０００ＭＰａ以上という目標に達していない。また、鋼２１のＦｎ１の値、つまり〔Ｃｒ−２×Ｓｉ〕の値が本発明で規定する範囲を下回るため、０．３ｍｍ位置硬さが６８５と低くなって、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は９．０×１０⁶と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

試験番号２２の場合、鋼２２のＮｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるため浸炭性が劣化し、０．３ｍｍ位置硬さが６９０と低い。この結果、面圧疲労形態がスポーリングとなり、二円筒転がり疲労寿命は１．０×１０⁷と短く、２．０×１０⁷回に達していない。

本発明の動力伝達部品用肌焼鋼を用いれば、ピッチング強度、スポーリング強度および低サイクル曲げ疲労強度の全てにおいて良好な特性を有する動力伝達部品を得ることができる。

四点曲げ試験片の形状を示す図である。試験片寸法の単位は「ｍｍ」である。 鋼Ａ〜Ｕの四点曲げ試験片に施したガス浸炭焼入れの条件を示す図である。図中の「０．８％」はカーボンポテンシャルが０．８％であることを、また「６０℃ＯＱ」は油温６０℃の油中に焼入れしたことを表す。 母材のＣ含有量が０．２５％で、０．３ｍｍ位置硬さがＨｖ硬さで７００を超え７２０以下である鋼Ｂ、鋼Ｅ、鋼Ｍ、鋼Ｎおよび鋼Ｐについて、そのＣｒ含有量を縦軸に、Ｓｉ含有量を横軸にとって整理した図である。図中の縦軸および横軸の「％」は「質量％」を表す。 母材のＣ含有量が０．２５％である鋼Ｂ、鋼Ｄ〜Ｇ、鋼Ｊ〜Ｑおよび鋼Ｕについて、０．３ｍｍ位置硬さを縦軸に、〔Ｃｒ−２Ｓｉ〕の値を横軸にとって整理した図である。図中の横軸の「％」は「質量％」を表す。 芯部硬さと低サイクル曲げ疲労強度の関係を整理して示す図である。 〔Ｓｉ＋Ｃｒ〕の値と粒界酸化層深さとの関係を整理して示す図である。図中の横軸の「％」は「質量％」を表す。 Ｍｎの含有量と粒界酸化層深さとの関係を整理して示す図である。図中の横軸の「％」は「質量％」を表す。 〔Ｆｎ３＝７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）〕の値と粒界酸化層深さとの関係を整理して示す図である。 実施例の二円筒転がり疲労試験に用いた小ローラ試験片の形状を示す図である。試験片寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で切り出した丸棒試験片の形状を示す図である。試験片寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で実施したガス浸炭焼入れの条件を示す図である。図中の「１．０％Ｃ」および「０．８％Ｃ」はそれぞれ、カーボンポテンシャルが「１．０％」および「０．８％」であることを、また「８０℃ＯＱ」は油温８０℃の油中に焼入れしたことを表す。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．４０〜１．１０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：１．２０〜２．６０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．０１０〜０．０２５％を含有するとともに、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が、下記の（１）〜（３）式で表されるＦｎ１〜Ｆｎ３の値でそれぞれ、０．４＜Ｆｎ１≦１．８、Ｆｎ２＜８５０およびＦｎ３≦８を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶがそれぞれ、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＶ：０．００５％以下であることを特徴とする動力伝達部品用肌焼鋼。
   Ｆｎ１＝Ｃｒ−２×Ｓｉ・・・（１）
   Ｆｎ２＝９５９−（２０３×Ｃ^0.5＋３０×Ｍｎ）・・・（２）
   Ｆｎ３＝７×Ｍｎ−１０×（Ｓｉ＋Ｃｒ−１．８）・・・（３）
   ここで、（１）〜（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. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．４０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の動力伝達部品用肌焼鋼。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の動力伝達部品用肌焼鋼。

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