渗碳或碳氮共渗用的钢
阅读：125发布：2020-05-12
专利汇可以提供渗碳或碳氮共渗用的钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种渗 碳 或 碳氮共渗 用的 钢 ，其中，以 质量 %计，包含C：0.1～0.3%、Si：0.01～0.15%、Mn：0.6～1.5%、S：0.012～0.05%、Cr：0.5～2.0%、Al：0.030～0.050%、Ti：0.0006～0.0025%、N：0.010～0.025%和O：0.0006～0.0012%，根据需要含有选自Mo≤0.5%、Ni≤1.5%和Cu≤0.4%中的一种以上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P≤0.025%、Nb≤0.003%，满足〔-5.0≤log(Ti×N)≤-4.4〕和〔-12.5≤log(Al2×O3)≤-11.7〕，实施 热锻 进而实施 渗碳 或碳氮共渗后显示出优异的弯曲疲劳强度，适宜作为通 过热 锻而粗成形的 齿轮 、皮带轮、轴等部件的原料用钢。，下面是渗碳或碳氮共渗用的钢专利的具体信息内容。
1.一种渗碳或碳氮共渗用的钢，其特征在于，以质量%计，含有：
C：0.1～0.3%、
Si：0.01～0.15%、
Mn：0.6～1.5%、
S：0.012～0.05%、
Cr：0.5～2.0%、
Al：0.030～0.050%、
Ti：0.0006～0.0025%、
N：0.010～0.025%、和
O：0.0006～0.0012%，
剩余部分由Fe和杂质构成，杂质P和Nb分别为：
P：0.025%以下、和
Nb：0.003%以下，
进而，其满足下述式(1)和式(2)：
-5.0≤log(Ti×N)≤-4.4···(1)
2 3
-12.5≤log(Al×O)≤-11.7···(2)
其中，式(1)和式(2)中的元素符号表示该元素的以质量%计的含量。
2.根据权利要求1所述的渗碳或碳氮共渗用的钢，其特征在于，以质量%计，含有选自Mo：0.5%以下、
Ni：1.5%以下、和
Cu：0.4%以下中的一种以上来代替一部分Fe。
渗碳或碳氮共渗用的钢
技术领域
背景技术
[0002] 汽车和工业机械的齿轮、皮带轮、轴等部件往往是通过热锻或冷锻而粗成形后实施切削加工，然后通过渗碳淬火或碳氮共渗淬火进行表面硬化而制造的。但是，此时，淬火前的奥氏体晶粒粗化时，容易产生作为部件的疲劳强度降低、或淬火时的变形增大等问题。
[0003] 通常认为，与冷锻部件相比，热锻部件在渗碳或碳氮共渗时奥氏体晶粒不易粗化。
[0004] 然而，近年来，由于热锻技术的进步，在各种温度区域进行热锻的情况增多，渗碳或碳氮共渗时奥氏体晶粒粗化的热锻部件增加。
[0006] 专利文献1中公开了一种“晶粒稳定化渗碳用钢”，其特征在于，将限定了sol.Al量、N量和“sol.Al/N”的比率的钢加热至1200℃以上，然后进行热加工。
[0007] 专利文献2中公开了一种“高温渗碳特性优异的高温渗碳用钢及高温渗碳用热锻构件”，其特征在于，以特定量含有Al、Nb、N等元素，限制热轧后的Nb(C、N)和AlN的析出量，进而限制了热轧后的组织。
[0008] 专利文献3中公开了一种“齿轮用钢”，其规定Si：0.1%以下、P：0.01%以下等，可得到强度高、强韧且可靠性高的齿轮。
[0009] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1：日本特开昭56-75551号公报
[0012] 专利文献2：日本特开2001-279383号公报
[0013] 专利文献3：日本特开昭60-21359号公报
发明内容
[0014] 发明要解决的问题
[0015] 对于前述专利文献1～3中公开的技术，很难说是在各种温度区域进行热锻的情况下在渗碳或碳氮共渗的工序中加热时一定能够稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。
[0016] 专利文献1中提出的技术是将钢加热至1200℃以上后进行热加工，但对于量产中的热锻而言，存在很多加热温度低于1200℃的部件。因此，该技术不是即使在各种温度区域进行热锻时均能够稳定地防止渗碳或碳氮共渗时的奥氏体晶粒粗化的技术。
[0017] 专利文献2中提出的技术没有考虑到Nb(C、N)和AlN以外的析出物。因此，未必在各种温度区域进行热锻时均能够稳定地防止渗碳或碳氮共渗加热时的奥氏体晶粒粗化。
[0018] 专利文献3中提出的技术没有考虑到渗碳或碳氮共渗加热时的奥氏体晶粒粗化。因此，不一定能够稳定地得到高的弯曲疲劳强度。
[0019] 本发明是鉴于上述现状而成的，其目的在于，提供即使加热至各种温度区域、尤其是1050～1300℃后进行热锻，在渗碳或碳氮共渗的工序中加热时、尤其是在980℃以下的温度下加热3小时以内时，也能够稳定地防止奥氏体晶粒的粗化，而且可得到渗碳或碳氮共渗后的优异的弯曲疲劳强度。本发明的钢适宜作为通过热锻而粗成形的部件的原料用钢。
[0020] 本发明中，10mm2中存在两个以上粒度编号为4号以下的奥氏体晶粒时认为奥氏体晶粒发生了粗化。
[0021] 用于解决问题的方案
[0022] 迄今已知，像专利文献1、专利文献2中公开的那样，通过限定sol.Al量、N量和“sol.Al/N”的比率、或限定Nb(C、N)和AlN的析出量，能够防止渗碳或碳氮共渗加热时的奥氏体晶粒粗化。
[0023] 然而，对于上述技术，不一定在各种温度区域进行热锻时均能够防止在980℃以下的温度下渗碳或碳氮共渗加热时的奥氏体晶粒粗化。
[0024] 本发明人等对在各种温度区域进行热锻时即使在渗碳或碳氮共渗的工序中加热至980℃以下的温度也能够稳定地防止奥氏体晶粒粗化的钢，对化学组成、尤其是容易形成较粗大的析出物的成分元素即Al、Ti和O的含量造成的影响等反复进行了调查和研究。
[0025] 作为其结果，得到下述(a)～(e)的见解。
[0026] 需要说明的是，在以下的说明中，有时将“渗碳或碳氮共渗”简称为“渗碳”。只要没有特别说明，“渗碳加热”就是指“为了渗碳而在980℃以下的温度下进行的加热”。
[0027] (a)用于渗碳的钢在从钢坯的阶段开始直至渗碳之前的工序中一旦形成粗大的奥氏体晶粒，则渗碳时奥氏体晶粒容易粗化。因此，为了即使在各种温度区域进行热锻时均能在渗碳时稳定地抑制奥氏体晶粒的粗化，需要在从钢坯的阶段开始直至渗碳之前的所有工序中抑制粗大的奥氏体晶粒产生。
[0028] (b)Al2O3和TiN在从钢坯的阶段开始直至形成渗碳后的部件的制造工序中具有在加热温度为1200℃以上时抑制奥氏体晶粒粗化的效果。但是，Al2O3和TiN容易生成粗大的析出物，粗大的析出物增多时，弯曲疲劳强度降低。
[0029] (c)为了将Al2O3和TiN的析出物的量和尺寸控制在适当的范围内，由基于各自的溶度积的算式估计钢中的Al、O、Ti和N的含量即可。
[0030] (d)为了即使在各种温度区域进行热锻时均能够在渗碳时稳定地抑制奥氏体晶粒的粗化，除了上述(c)的内容之外，还需要增多Al的含量。
[0031] (e)为了提高弯曲疲劳强度，除了抑制渗碳时的奥氏体晶粒粗化之外，降低Si的含量也是有效的。
[0032] 本发明是基于上述见解而完成的，其要旨为下述(1)和(2)所示的渗碳或碳氮共渗用的钢。
[0033] (1)一种渗碳或碳氮共渗用的钢，其特征在于，以质量%计，含有：
[0034] C：0.1～0.3%、
[0035] Si：0.01～0.15%、
[0036] Mn：0.6～1.5%、
[0037] S：0.012～0.05%、
[0038] Cr：0.5～2.0%、
[0039] Al：0.030～0.050%、
[0040] Ti：0.0006～0.0025%、
[0041] N：0.010～0.025%、和
[0042] O：0.0006～0.0012%，
[0043] 剩余部分由Fe和杂质构成，杂质P和Nb分别为：
[0044] P：0.025%以下、和
[0045] Nb：0.003%以下，
[0046] 进而，其满足下述式(1)和式(2)：
[0047] -5.0≤log(Ti×N)≤-4.4···(1)
[0048] -12.5≤log(Al2×O3)≤-11.7···(2)
[0049] 其中，式(1)和式(2)中的元素符号表示该元素的以质量%计的含量。
[0050] (2)根据上述(1)所述的渗碳或碳氮共渗用的钢，其特征在于，以质量%计，含有选自
[0051] Mo：0.5%以下、
[0052] Ni：1.5%以下、和
[0053] Cu：0.4%以下中的一种以上来代替一部分Fe。
[0055] 发明的效果
[0056] 本发明的渗碳或碳氮共渗用的钢即使加热至各种温度区域、尤其是1050～1300℃后进行热锻，在渗碳或碳氮共渗的工序中进行加热时，尤其是在980℃以下的温度下加热3小时以内时，能够稳定地防止奥氏体晶粒粗化，而且能够得到渗碳或碳氮共渗后的优异的弯曲疲劳强度。因此，本发明的钢可以适宜地用作通过热锻而粗成形的齿轮、皮带轮、轴等部件的原料用钢。
附图说明
附图说明
[0057] 图1是示出实施例中使用的带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验片的形状的图，图中的尺寸单位为“mm”。
[0058] 图2是示出在实施例中对图1所示的试验片实施的“渗碳淬火”的加热曲线的图，图中的“CP”是指碳势。
具体实施方式
[0059] 以下，对本发明的技术特征进行详细说明。各元素的含量的“%”是指“质量%”。
[0060] C：0.1～0.3%
[0061] C确保渗碳淬火或碳氮共渗淬火时的部件的芯部强度，是为了得到目标弯曲疲劳强度所必需的元素。C的含量不足0.1%时，前述效果不充分。另一方面，C的含量超过0.3%时，渗碳淬火或碳氮共渗淬火时的部件的变形量的増加变得明显。因此，将C的含量设为0.1～0.3%。C的含量优选为0.18%以上，而且优选为0.23%以下。
[0062] Si：0.01～0.15%
[0063] Si是具有提高淬火性的作用的元素。Si的含量不足0.01%时，前述效果不充分。另一方面，Si在渗碳处理或碳氮共渗处理时使晶界氧化层增加。尤其是，Si的含量超过
0.15%时，晶界氧化层大幅增加，弯曲疲劳强度降低，不满足后述本发明的目标值。因此，将Si的含量设为0.01～0.15%。Si的含量优选为0.05%以上，而且优选为0.10%以下。
0.15%时，晶界氧化层大幅增加，弯曲疲劳强度降低，不满足后述本发明的目标值。因此，将Si的含量设为0.01～0.15%。Si的含量优选为0.05%以上，而且优选为0.10%以下。
[0064] Mn：0.6～1.5%
[0065] Mn提高淬火性的效果大，确保渗碳淬火或碳氮共渗淬火时的部件的芯部强度，是为了得到目标弯曲疲劳强度所必需的元素。Mn的含量不足0.6%时，前述效果不充分。Mn的含量超过1.5%时，其效果饱和，而仅成本提高。因此，将Mn的含量设为0.6～1.5%。Mn的含量优选为1.1%以下，更优选的Mn的含量为0.9%以下。
[0066] S：0.012～0.05%
[0067] S是与Mn结合而形成MnS从而提高切削加工性的元素。MnS具有抑制高温加热时的奥氏体晶粒粗化的效果。S的含量不足0.012%时，前述效果不充分。另一方面，S的含量增多时，变得容易生成粗大的MnS，存在使弯曲疲劳强度降低的倾向。尤其是，S的含量超过0.05%时，弯曲疲劳强度的降低变得明显。因此，将S的含量设为0.012～0.05%。S的含量优选为0.02%以下。
[0068] Cr：0.5～2.0%
[0069] Cr提高淬火性的效果大，是对弯曲疲劳强度的提高有效的元素。Cr的含量不足0.5%时，无法得到目标弯曲疲劳强度。Cr的含量超过2.0%时，其效果饱和，而仅成本提高。
因此，将Cr的含量设为0.5～2.0%。Cr的含量优选为0.9%以上，而且优选为1.3%以下。
因此，将Cr的含量设为0.5～2.0%。Cr的含量优选为0.9%以上，而且优选为1.3%以下。
[0070] Al：0.030～0.050%
[0071] Al具有脱氧作用，而且容易与N结合而形成AlN，是对防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗化有效的元素。Al的含量不足0.030%时，无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。奥氏体晶粒粗化时，弯曲疲劳强度降低。另一方面，Al的含量超过0.050%时，变得容易形成粗大的氧化物，弯曲疲劳强度降低。因此，将Al的含量设为0.030～0.050%。Al的含量优选为0.045%以下。更优选的Al的含量为0.040%以下。
[0072] Ti：0.0006～0.0025%
[0073] Ti容易与N结合而形成硬质且粗大的TiN，但它是对防止高温加热时的奥氏体晶粒粗化有效的元素。Ti的含量不足0.0006%时，无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。奥氏体晶粒粗化时，弯曲疲劳强度降低。另一方面，Ti的含量超过0.0025%时，弯曲疲劳强度的降低变得明显。因此，将Ti的含量设为0.0006～0.0025%。Ti的含量优选为0.0008%以上。更优选的Ti的含量为0.0010%以上。此外，Ti的含量优选为0.0020%以下。
[0074] N：0.010～0.025%
[0075] N容易与Ti、Al结合而形成TiN、AlN，是对防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗化有效的元素。N的含量不足0.010%时，无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。另一方面，N的含量超过0.025%时，难以在炼钢工序中稳定地大量生产。因此，将N的含量设为0.010～0.025%。N的含量优选为0.014%以上，而且优选为0.020%以下。
[0076] O：0.0006～0.0012%
[0077] O(氧)容易与Al结合而形成硬质且粗大的Al2O3，但它是对防止高温加热时的奥氏体晶粒的粗化有效的元素。O的含量不足0.0006%时，无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。奥氏体晶粒粗化时，弯曲疲劳强度降低。另一方面，O的含量超过0.0012%时，弯曲疲劳强度的降低变得明显。因此，将O的含量设为0.0006～0.0012%。O的含量优选为0.0009%以下。
[0078] log(Ti×N)：-5.0～-4.4
[0079] TiN对于防止高温加热时的奥氏体晶粒的粗化是有效的。即使Ti和N的含量为上述范围，但log(Ti×N)不足-5.0时，也无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。奥氏体晶粒粗化时，弯曲疲劳强度降低。另一方面，log(Ti×N)超过-4.4时，弯曲疲劳强度的降低变得明显。
[0080] 因此，设为满足式(1)，即，
[0081] 〔-5.0≤log(Ti×N)≤-4.4〕的算式。
[0082] log(Ti×N)优选为-4.9以上，而且优选为-4.6以下。
[0083] log(Al2×O3)：-12.5～-11.7
[0084] Al2O3对防止高温加热时的奥氏体晶粒的粗化是有效的。即使Al和O的含量为上2 3
述范围，但log(Al×O)不足-12.5时，也无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。奥氏体晶粒
2 3
粗化时，弯曲疲劳强度降低。另一方面，log(Al×O)超过-11.7时，弯曲疲劳强度的降低变得明显。
述范围，但log(Al×O)不足-12.5时，也无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗化。奥氏体晶粒
2 3
粗化时，弯曲疲劳强度降低。另一方面，log(Al×O)超过-11.7时，弯曲疲劳强度的降低变得明显。
[0085] 因此，设为满足式(2)，即，
[0086] 〔-12.5≤log(Al2×O3)≤-11.7〕的算式。
[0087] log(Al2×O3)优选为-12.4以上，而且优选为-12.0以下。
[0088] 本发明的渗碳或碳氮共渗用的钢的一种在上述元素的基础上，剩余部分由Fe和杂质构成，杂质中的P和Nb分别为，P：0.025%以下和Nb：0.003%以下。
[0089] 以下，对杂质中的P和Nb进行说明。
[0090] P：0.025%以下
[0091] P是容易晶界偏析而使晶界脆化的元素。P的含量超过0.025%时，使弯曲疲劳强度降低。因此，将杂质中的P的含量设为0.025%以下。杂质中的P的含量优选为0.020%以下。
[0092] Nb：0.003%以下
[0093] Nb是容易与C、N结合而形成Nb(C、N)的元素。Nb(C、N)有时对防止渗碳时的奥氏体晶粒的粗化是有效的，但在各种锻造加热温度下，有时反而促进渗碳时的奥氏体晶粒的粗化。该粗化在Nb含量超过0.003%时容易出现。因此，将杂质中的Nb的含量设为0.003%以下。杂质中的Nb的含量优选设为0.001%以下。
[0094] 本发明的渗碳或碳氮共渗用的钢的另一种含有选自Mo、Ni和Cu中的一种以上元素来代替一部分Fe。
[0095] 以下，对作为任意元素的上述Mo、Ni和Cu的作用效果以及含量的限定理由进行说明。
[0096] Mo：0.5%以下
[0097] Mo提高淬火性的效果大，是对进一步提高弯曲疲劳强度有效的元素，因此可以根据需要而含有。然而，Mo的含量超过0.5%时，其效果饱和，而仅成本提高。因此，将被含有时的Mo的量设为0.5%以下。被含有时的Mo的量优选为0.4%以下。
[0098] 为了稳定地获得由前述Mo的淬火性提高而得到的提高弯曲疲劳强度的效果，被含有时的Mo的量优选为0.02%以上、进一步优选为0.05%以上。
[0099] Ni：1.5%以下
[0100] Ni具有提高淬火性的效果，是对进一步提高弯曲疲劳强度有效的元素，因此可以根据需要而含有。然而，Ni的含量超过1.5%时，其效果饱和，而仅成本提高。因此，将被含有时的Ni的量设为1.5%以下。被含有时的Ni的量优选为0.8%以下。
[0101] 为了稳定地获得由前述Ni的淬火性提高而得到的提高弯曲疲劳强度的效果，被含有时的Ni的量优选为0.1%以上、进一步优选为0.2%以上。
[0102] Cu：0.4%以下
[0103] Cu具有提高淬火性的效果，是对进一步提高弯曲疲劳强度有效的元素，因此可以根据需要而含有。然而，Cu的含量超过0.4%时，使热延性降低，热加工性的降低变得明显。因此，将被含有时的Cu的量设为0.4%以下。被含有时的Cu的量优选为0.3%以下。
[0104] 为了稳定地获得由前述Cu的淬火性提高而得到的提高弯曲疲劳强度的效果，被含有时的Cu的量优选为0.1%以上，进一步优选为0.2%以上。
[0105] 可以含有上述Mo、Ni和Cu中的仅任一种、或者任意两种以上。这些元素的总含量可以为2.4%以下，但优选设为1.0%以下。
[0106] 在工业规模的大量生产中，为了降低O含量且使其处于期望的范围，例如，在炼钢工序中的二次精炼中使用LF(钢包炉；Ladle Furnace)设备和RH(Ruhrstahl-Heraeus)设备并调整各自的处理时间即可。
[0107] 以下，利用实施例进一步详细说明本发明。
[0108] 实施例
[0110] 表1和表2中的钢b、钢c、钢f、钢i、钢j、钢m、钢o～s、钢v、钢y、钢A～F、钢H和钢I是化学组成处于本发明中规定的范围内的钢。
[0111] 钢a、钢d、钢e、钢g、钢h、钢k、钢l、钢n、钢t、钢u、钢w、钢x、钢z和钢G是化学组成偏离了本发明中规定的条件的比较例的钢。
[0112] 钢a是相当于JIS G4052(2008)中规定的SCr420H的钢。
[0113] [表1]
[0114]
[0115] [表2]
[0116]
[0117] 将上述各铸锭在1250℃下加热4小时后，在锻造完工温度为950℃以上的条件下锻造成直径50mm的钢条。
[0118] 从该直径50mm的各钢条切出4个长90mm的试验片，为了模拟热锻，分别在1300℃、1200℃、1100℃和1050℃的各温度下加热1小时。接着，从炉中取出，经过15秒后，在圆柱形状的高度方向上进行70%的压缩加工，然后，通过在大气中放冷而冷却至室温。
[0119] 将由此得到的试验片再在930℃下加热1小时，然后，在大气中放冷至室温。
[0120] 接着，为了模拟渗碳中的加热，将如上所述得到的各试验片在纵截面方向上以4等分的方式切断，分别在950℃、980℃、1010℃和1040℃的各温度下保持3小时，然后通过水冷而冷却至室温。
[0121] 将由此得到的各试验片的切断面以厚度计去除1mm后，对该面进行镜面研磨，用添加有表面活性剂的苦味酸饱和水溶液进行腐蚀。接着，使用光学显微镜以100倍的倍率随机地对上述腐蚀面观察各10个视场，检查奥氏体晶粒的粗化产生情况。
[0122] 上述检查中的各视场的尺寸设为1.0mm×1.0mm。通过该观察，在10mm2中，JIS G0551(2005)中规定的粒度编号为4号以下的奥氏体晶粒为两个以上时，判定为奥氏体晶粒发生了粗化。
[0123] 将防止奥氏体晶粒粗化的效果的目标设为：在上述渗碳中的加热的模拟中，在980℃以下的温度下加热3小时时，奥氏体晶粒未粗化。
[0124] 表3和表4中示出上述奥氏体晶粒的粗化产生情况的检查结果以及模拟热锻时的加热温度。
[0125] [表3]
[0126] 表3
[0127]
[0128] [表4]
[0129] 表4
[0130]
[0131] 进而，对于各钢，根据奥氏体晶粒的粗化产生检查的结果将直径50mm的钢条在下面的＜1＞～＜3＞所示的温度(具体而言，为表5中作为“加热温度”记载的温度)下加热0.75小时，再将完工温度设为950℃以上，进行热锻，从而制成直径30mm的钢条，然后在大气中放冷至室温。
[0132] ＜1＞表3和表4中，达成了前述防止奥氏体晶粒粗化的效果的目标的钢(即，“奥氏体晶粒的粗化产生温度”栏中未记载980℃以下的温度即980℃和950℃中的任一者的钢)的情况：1200℃。
[0133] ＜2＞表3和表4中，“奥氏体晶粒的粗化产生温度”栏中，记载了980℃和950℃中的仅任一者的钢的情况：“奥氏体晶粒的粗化产生温度”为980℃和950℃中的任一者时的“锻造时加热的温度”。其中，与此相当的“锻造时加热的温度”为两个时，为它们两者中较低的温度。
[0134] ＜3＞表3和表4中，“奥氏体晶粒的粗化产生温度”栏中记载了950℃和980℃两者的钢的情况：“奥氏体晶粒的粗化产生温度”为950℃时的“锻造时加热的温度”。
[0135] 将如上所述得到的直径30mm的钢条再在930℃下加热1小时，然后，在大气中放冷至室温。
[0136] 接着，从上述直径30mm的钢条的中心部利用机械加工制作图1所示形状的带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验片。图1中的尺寸单位为“mm”。
[0137] 对上述试验片使用气体渗碳炉在图2所示的条件下进行渗碳淬火，接着，在170℃下进行1.5小时的回火。图2中的“CP”是指碳势。
[0139] 关于室温下的小野式旋转弯曲疲劳试验，将试验数设为各8个，转速设为4 7
3000rpm，其它根据通常方法进行。将直至重复次数为1.0×10 次和1.0×10 次还未断裂的情况中的最高应力分别设为“中循环旋转弯曲疲劳强度”和“高循环旋转弯曲疲劳强度”。
3000rpm，其它根据通常方法进行。将直至重复次数为1.0×10 次和1.0×10 次还未断裂的情况中的最高应力分别设为“中循环旋转弯曲疲劳强度”和“高循环旋转弯曲疲劳强度”。
[0140] 关于上述旋转弯曲疲劳强度的目标值，将对作为常用钢种的、通常的前述相当于SCr420H的钢a进行渗碳淬火-回火处理时的“中循环旋转弯曲疲劳强度”和“高循环旋转弯曲疲劳强度”分别作为“100”而进行基准化时，均设为超出10%以上，即，设为110以上。
[0141] 表5中示出上述室温下的小野式旋转弯曲疲劳试验的检查结果以及将直径50mm的钢条按照前述＜1＞～＜3＞的情况分别加热0.75小时的温度。
[0142] [表5]
[0143] 表5
[0144]
[0145] 由表3～5明显可知，在满足本发明中规定的条件的钢的情况下，得到了目标防止奥氏体晶粒粗化的效果和弯曲疲劳强度(中循环旋转弯曲疲劳强度和高循环旋转弯曲疲劳强度)。
[0146] 另一方面，在偏离了本发明中规定的条件的比较例的钢的情况下，目标防止奥氏体晶粒粗化的效果和弯曲疲劳强度(中循环旋转弯曲疲劳强度和高循环旋转弯曲疲劳强度)中的任一者无法得到，或者两者都无法得到。
[0147] 产业上的可利用性
[0148] 本发明的渗碳或碳氮共渗用的钢即使加热至各种温度区域、尤其是1050～1300℃后进行热锻，在渗碳或碳氮共渗的工序中进行加热时、尤其是在980℃以下的温度下加热3小时以内时，也能够稳定地防止奥氏体晶粒的粗化，进而能够得到渗碳或碳氮共渗后的优异的弯曲疲劳强度，因而可适宜地用作通过热锻而粗成形的齿轮、皮带轮、轴等部件的原料用钢。
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