(57)【要約】【課題】表面焼入れ時の加熱条件にばらつきが生じた場合であっても、優れた疲労特性を得ることが可能な表面焼入れ用鋼材および表面焼入れ部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．４０〜３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．１００％、Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｎ：０．００３〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記の式（１）で表わされるＡ３点温度が７６０℃以下であり、金属組織中に観察されるθ炭化物中のＭｎとＣｒの和のＦｅに対する重量比率である（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが０．１８以下であることを特徴とする表面焼入れ用鋼材。Ａ３（℃）＝８５４−１８０×Ｃ−２０×Ｍｎ＋４０×Ｓｉ−１０×Ｃｒ−２００×Ｎ・・・（１）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｎ：１．４０〜３．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記の式（１）で表わされるＡ３点が７６０℃以下であり、
金属組織中のθ炭化物中のＭｎとＣｒの和のＦｅに対する重量比率である（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが０．１８以下であることを特徴とする表面焼入れ用鋼材。
Ａ３（℃）＝８５４−１８０×Ｃ−２０×Ｍｎ＋４０×Ｓｉ−１０×Ｃｒ−２００×Ｎ  ・・・  （１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、鋼材中における含有量（質量％）であり、また前記Ｍｎθ、前記Ｃｒθおよび前記Ｆｅθは、それぞれ前記θ炭化物中のＭｎ、ＣｒおよびＦｅの重量％を表す。
【請求項２】
さらに、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の表面焼入れ用鋼材。
【請求項３】
さらに、Ｖ：０〜０．１５％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の表面焼入れ用鋼材。
【請求項４】
さらに、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％およびＢｉ：０〜０．４％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の表面焼入れ用鋼材。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｎ：１．４０〜３．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記の式（２）で表わされるＡ３点が７６０℃以下であり、
部品表面を含む部品表層に、ビッカース硬さが５００Ｈｖ超、厚みが０．９０ｍｍ以上である焼入れ層を有し、
部品表面から０．９０ｍｍ深さ位置の金属組織に占める初析フェライト、および、パーライトの面積率の総和が１０％以下であり、
前記焼入れ層よりも０．５ｍｍ以上深い領域において、θ炭化物中のＭｎとＣｒの和のＦｅに対する重量比率である（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが０．１８以下であることを特徴とする表面焼入れ部品。
Ａ３（℃）＝８５４−１８０×Ｃ−２０×Ｍｎ＋４０×Ｓｉ−１０×Ｃｒ−２００×Ｎ  ・・・  （２）
ここで、式（２）中の各元素記号は、部品中における含有量（質量％）である。
【請求項６】
さらに、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の表面焼入れ部品。
【請求項７】
さらに、Ｖ：０〜０．１５％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の表面焼入れ部品。
【請求項８】
さらに、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％およびＢｉ：０〜０．４％の１種以上を含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれか一項に記載の表面焼入れ部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高い疲労強度を有する表面焼入れ用鋼材および表面焼入れ部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、産業機械および建設機械などに用いられる機械部品には、疲労強度を向上させる目的で、部品表面を高周波焼入れやレーザー焼入れ等の部分焼入れによって硬化させる処理が施されることがある。こうした処理が施された表面焼入れ部品の疲労強度は、焼入れ後の部品表層近傍の硬さプロファイルや組織の影響を受ける。そこで、鋼成分の最適化により焼入れ性を向上し、また有害な介在物を無害化することで、あるいは、鋼材の製造条件を制御して組織を微細化することで、焼入れ後の部品において高い疲労強度を得る技術が開発されている。
【０００３】
特許文献１には、鋼材成分を最適化すると共に、母相組織にベイナイトまたはマルテンサイトを混在させることで、高周波加熱時の粒径が微細化し、表面焼入れ部品の疲労強度を向上させる技術が報告されている。
【０００４】
特許文献２には、鋼材成分を最適化すると共に、疲労に対して有害な介在物形態を無害化することで、表面焼入れ部品の疲労強度を向上させる技術が報告されている。
【０００５】
また、自動車、産業機械および建設機械などに用いられる機械部品は、素材である鋼板を切削加工することによって製造される。そのため、機械部品用の鋼材には、高い切削加工性（被削性）も求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−４５６７８号公報
【特許文献２】国際公開第２０１４／０６１７８２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したような従来の技術によると、高周波加熱により、部品表層部を均一に加熱焼入れし、深い硬化層が得られた場合に、優れた疲労特性を得ることが出来るとしている。ところが、鋼を種々の部品形状に加工し、種々の条件で表面焼入れを行うと、疲労特性はばらつき、必ずしも高い疲労強度が得られないことがあった。この現象は、表面焼入れ用の機器の出力等、加熱条件を一定として処理したとしても、部品の形状が複雑であれば、部位によって、実質的に高温にさらされる時間や、到達温度といった加熱条件に差が生じ、加熱中のオーステナイト組織と焼入れ組織にばらつきが生じるためである。
実質的な加熱条件が変化した場合の疲労特性のばらつきの程度の大きさは、鋼成分や組織の影響を受けるが、上述した発明で報告された技術を適用しても、疲労特性のばらつきを低減することができなかった。
なお、加工後の部品形状が複雑でなくとも、用いる表面焼入れ用機器や、条件、使用環境等が変化することによるそもそもの加熱条件が変化した場合も、上記のような組織のばらつきは発生し、疲労特性のばらつきが生じることが確認されている。
【０００８】
本発明は、上述の問題点に鑑みて創案されたものであり、その目的は、表面焼入れ時の加熱条件にばらつきが生じた場合であっても、優れた疲労特性を得ることが可能で、しかも容易に切削加工が可能な被削性に優れた表面焼入れ用鋼材、および疲労特性に優れた表面焼入れ部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、種々の加熱条件で鋼の表面を焼入れ、断面の硬さ分布を測定し、疲労強度を調査したところ、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１０】
（ａ）表面焼入れ条件がばらついた場合に、疲労強度が大きく劣化する鋼では、焼入れ直前の状態における鋼組織が不均一であり、その結果、焼入れ後の組織（焼入れ組織）も不均一である。
【００１１】
（ｂ）表面焼入れ条件がばらついても、表面焼入れ直前の鋼組織を均一なオーステナイトとするために必要な要件の一つは、鋼のＡ３点を下げることである。特にＭｎを含有させることで、効果的にＡ３点を低下させることができ、比較的低温かつ短時間の加熱であっても均一なオーステナイトとすることが可能である。
【００１２】
（ｃ）表面焼入れ条件がばらついても高い疲労特性を得るために必要なもう一つの要件は、セメンタイトの置換型合金元素濃度と母相の置換型合金元素濃度の差を小さくすることである。これは、セメンタイトと母相の置換型合金元素の濃度差が大きくなると、焼入れ処理の際の加熱時、セメンタイトの溶解に先立ってこの置換型合金元素の拡散が必要になるため、Ａ３点以上の温度であっても、セメンタイトが容易に分解せず、均一なオーステナイト組織が得られないためである。すなわち、加熱時に均一なオーステナイトとするためには、セメンタイトへの置換型合金元素の濃化を抑制し、セメンタイトの溶解を容易にすることが重要である。
【００１３】
（ｄ）Ｃｒはセメンタイトに濃化しやすい元素であり、Ｃｒを多量に含むセメンタイトはＡ３点を超えても溶解しにくい。Ｍｎもセメンタイトに濃化する元素ではあるが、Ｃｒと比べると濃化の程度は小さい。
【００１４】
（ｅ）Ｓｉは鋼のＡ３点を上げる元素であるので、多量に含有させることは好ましくない。ただし、Ｓｉはセメンタイトの粗大化を抑制し、Ａ３点以上の温度でのセメンタイトの溶解を容易にする効果を持つため、少量であれば含有させてもよい。
【００１５】
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）〜（５）に示すとおりである。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．４０〜３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００１〜０．１００％、Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記の式（１）で表わされるＡ３点が７６０℃以下であり、金属組織中のθ炭化物中のＭｎとＣｒの和のＦｅに対する重量比率である（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが０．１８以下であることを特徴とする表面焼入れ用鋼材。
Ａ３（℃）＝８５４−１８０×Ｃ−２０×Ｍｎ＋４０×Ｓｉ−１０×Ｃｒ−２００×Ｎ  ・・・  （１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、鋼材中における含有量（質量％）であり、また前記Ｍｎθ、前記Ｃｒθおよび前記Ｆｅθは、それぞれ前記θ炭化物中のＭｎ、ＣｒおよびＦｅの重量％を表す。
（２）さらに、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の表面焼入れ用鋼材。
（３）さらに、Ｖ：０〜０．１５％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の表面焼入れ用鋼材。
（４）さらに、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％およびＢｉ：０〜０．４％の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の表面焼入れ用鋼材。
【００１７】
（５）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．４０〜３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００１〜０．１００％、Ｃｒ：０．０３〜０．４０％、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記の式（２）で表わされるＡ３点が７６０℃以下であり、部品表面を含む部品表層に、ビッカース硬さが５００Ｈｖ超、厚みが０．９０ｍｍ以上である焼入れ層を有し、部品表面から０．９０ｍｍ深さ位置の金属組織に占める初析フェライト、および、パーライトの面積率の総和が１０％以下であり、前記焼入れ層よりも０．５ｍｍ以上深い領域において、θ炭化物中のＭｎとＣｒの和のＦｅに対する重量比率である（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが０．１８以下であることを特徴とする表面焼入れ部品。
Ａ３（℃）＝８５４−１８０×Ｃ−２０×Ｍｎ＋４０×Ｓｉ−１０×Ｃｒ−２００×Ｎ  ・・・  （２）
ここで、式（２）中の各元素記号は、部品中における含有量（質量％）である。
（６）  さらに、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％の１種以上を含有することを特徴とする（５）に記載の表面焼入れ部品。
（７）  さらに、Ｖ：０〜０．１５％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％の１種以上を含有することを特徴とする（５）または（６）に記載の表面焼入れ部品。
（８）  さらに、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｃａ：０〜０．００５０％およびＢｉ：０〜０．４％の１種以上を含有することを特徴とする（５）〜（７）のいずれか一項に記載の表面焼入れ部品。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、表面焼入れ時の加熱条件にばらつきが生じた場合であっても、優れた疲労特性を得ることが可能で、しかも容易に切削加工が可能な被削性に優れた表面焼入れ用鋼材、および疲労特性に優れた表面焼入れ部品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】小野式回転曲げ疲労試験片の正面図である。
【図２】四点曲げ疲労試験片の正面図および側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の一実施形態に係る表面焼入れ用鋼材および表面焼入れ部品ついて詳しく説明する。
【００２１】
＜表面焼入れ用鋼材＞
［化学組成］
本実施形態による表面焼入れ用鋼材（以下、単に鋼材とも称する。）の化学組成は、次の元素を含有する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２２】
Ｃ：０．３０〜０．８０％
Ｃは表面焼入れ後の部品表層の硬さと、表層よりも深い領域の芯部硬さを高めて強度を向上させる効果を持つ。この効果を十分に得るためには、Ｃの含有量を０．３０％以上とする必要がある。Ｃの含有量が０．８０％を超えると、熱間鍛造後の硬さ、特に芯部硬さが大きくなりすぎ、被削性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は０．８０％以下とする必要がある。なお、Ｃ含有量は０．３５％以上であることが好ましく、０．３８％以上であることが一層好ましい。また、Ｃ含有量は、０．７５％以下であることが好ましく、０．７０％以下であることが一層好ましい。
【００２３】
Ｓｉ：０．０１〜０．４０％
ギヤ等の摺動部品は、使用中に温度が上昇し焼き戻されることで、硬さが下がり、疲労強度が劣化する。Ｓｉはセメンタイトの生成、成長を抑制し、この焼戻し時の軟化量を低減する効果を持つ。この効果を十分に得るためには、Ｓｉの含有量を０．０１％以上とする必要がある。Ｓｉの含有量が０．４０％を超えると、Ａ３点を下げることが難しくなり、結果、表面焼入れ処理時の低温加熱処理や、短時間処理における鋼組織の均一化が不十分となり、焼入れ部品の疲労特性ばらつきを抑制することが難しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は０．４０％以下とする必要がある。なお、Ｓｉ含有量は０．０３％以上であることが好ましい。また、Ｓｉ含有量は、０．３０％以下であることが好ましく、０．２３％以下であることが一層好ましく、０．１８％以下であることがより一層好ましい。
【００２４】
Ｍｎ：１．４０〜３．００％
Ｍｎは、Ａ３点を下げて、低温加熱処理、短時間加熱処理におけるフェライトからオーステナイトへの逆変態を促進することで疲労特性のばらつきを低減する効果を持つ。Ｍｎは同様の効果を持つ他の置換型合金元素と比べて、単位量あたりのＡ３点を低下させる効果、焼入れ性を高める効果が大きく、本発明において重要な元素である。上記した効果を得るためには、Ｍｎの含有量を１．４０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎの含有量が３．００％を超えると、熱間鍛造後の硬さが硬くなり、被削性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．４０〜３．００％である。なお、Ｍｎ含有量は１．５０％以上であることが好ましく、１．６０％以上であることが一層好ましく、１．７０％以上であることがより一層好ましい。また、Ｍｎ含有量は、２．８０％以下であることが好ましく、２．６０％以下であることが一層好ましい。
【００２５】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、粒界脆化を引き起こす。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０４０％以下である。
【００２６】
Ｓ：０．００１〜０．１００％
Ｓは、鋼材中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。この効果を得るためには、Ｓの含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｓの含有量が０．１００％を超えると、粗大なＭｎＳが形成され、疲労強度が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００１〜０．１００％である。なお、Ｓ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることが一層好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０８０％以下であることが好ましく、０．０７０％以下であることが一層好ましい。
【００２７】
Ｃｒ：０．０３〜０．４０％
Ｃｒは焼入れ性を高めて、初析フェライトやパーライト等の不完全焼入れ組織の生成を抑制し、焼入れ後の硬さばらつきを低減する効果を持つ。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．０３％以上とする必要がある。一方、Ｃｒの含有量が０．４０％を超えると、Ｃｒが固溶したセメンタイトが、Ａ３点以上の温度で溶解しにくくなり、焼入れ直前の鋼組織が不均一となるほか、焼入れ後の硬さのばらつきの原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０３〜０．４０％である。なお、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、０．３５％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることが一層好ましい。
【００２８】
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％
アルミニウムは鋼を脱酸する。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中に粗大な酸化物が形成されやすくなり、疲労強度が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０８０％である。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることが一層好ましい。また、Ａｌ含有量は、０．０６０％以下であることが好ましく、０．０５０％以下であることが一層好ましい。
【００２９】
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％
Ｎは、鋼のＡ３点を低下させることで、焼入れ直前の鋼組織の均一化に寄与するほか、焼入れ後の硬さばらつきを低減する効果を持つ。この効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００３０％以上とする必要がある。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼材中に気泡が生成されて、疲労強度を劣化させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００３０〜０．０２５０％である。なお、Ｎ含有量は０．００５０％以上であることが好ましい。また、Ｎ含有量は、０．０２２０％以下であることが好ましく、０．０２００％以下であることが一層好ましい。なおＮは不純物として鋼に混入する元素でもある。
【００３０】
本実施形態に係る表面焼入れ用鋼材の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の効果や特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３１】
本実施形態による表面焼入れ用鋼材はさらに、Ｔｉ及びＮｂの１種又は２種を含有してもよい。
【００３２】
Ｔｉ：０〜０．０５０％
Ｔｉは母材中のＮと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながらＴｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下である。Ｔｉを含有させる場合のＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
【００３３】
Ｎｂ：０〜０．０５０％
Ｎｂは母材中のＮと結合してＮｂＮを形成し、熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂはさらに、熱間鍛造時の再結晶を遅らせ、結晶粒の粗大化を抑制する。しかしながらＮｂ含有量が高すぎれば，ＮｂＣが生成して鋼材の硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
【００３４】
本実施形態による表面焼入れ用鋼材はさらに、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３５】
Ｖ：０〜０．１５％
Ｖは固溶強化によって、または炭窒化物の形成による析出強化によって母相を強化するため、鋼に含有させてもよい。その場合のＶ量の好ましい下限は０．０１％以上である。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、母相の硬度が増大し、過度に強化されて被削性が劣化する場合がある。また、Ｖは炭窒化物を形成することで母材中のＣ、Ｎを消費し、その結果、Ａ３点を上げ、焼入れ性を低下させる作用も持つ。したがって、Ｖ含有量は０．１５％以下である。なお、Ｖ含有量は０．１２％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることが一層好ましい。
【００３６】
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｍｏは固溶強化によって、または炭窒化物の形成による析出強化によって母相を強化するため、鋼に含有させてもよい。その場合のＭｏ量の好ましい下限は０．０１％以上である。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、母相の硬度が増大し、過度に強化され被削性が劣化する場合がある。また、Ｍｏは炭窒化物を形成することで母材中のＣ、Ｎを消費し、その結果、Ａ３点を上げ、焼入れ性を低下させる作用も持つ。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。なお、Ｍｏ含有量は０．３５％以下であることが好ましく、０．２５％以下であることが一層好ましい。
【００３７】
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは固溶強化によって母相を強化するため、鋼に含有させてもよい。その場合のＣｕ量の好ましい下限は０．００５％以上である。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、熱間鍛造時に鋼の粒界に偏析して熱間割れを誘起する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。なお、Ｃｕ含有量は０．３０％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることが一層好ましい。
【００３８】
Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉは固溶強化によって母相を強化するため、鋼に含有させてもよい。Ｎｉはさらに、鋼材がＣｕを含有する場合に、Ｃｕに起因する熱間割れを抑制する。これら効果を得るためにＮｉを０．００５％以上含有してよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、その効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。なお、Ｎｉ含有量は０．３５％以下であることが好ましく、０．２５％以下であることが一層好ましい。
【００３９】
本実施形態による表面焼入れ用鋼材はさらに、Ｂ、Ｃａ、Ｂｉの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００４０】
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を高めるために鋼に含有させてもよい。その場合のＢ量の好ましい下限は０．０００５％以上である。一方、Ｂの含有量が高すぎれば、その効果が飽和し、コスト増大を招く。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下である。なお、Ｂ含有量は０．００３０％以下であることが好ましい。Ｂを含有させる場合にはＢＮの生成を抑制し、Ｂの働きを高めるために、Ｔｉを同時に含有させることが好ましい。
【００４１】
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは、工具寿命を長寿命化する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多くなれば、粗大な酸化物を形成し、靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５０％以下とする。含有させる場合のＣａの量は、０．００３０％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＣａの含有による工具寿命を長寿命化する効果を安定して得るためには、Ｃａの量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。
【００４２】
Ｂｉ：０〜０．４％
Ｂｉは、切削抵抗を低下させて工具寿命を長寿命化させる作用を有する。このため、必要に応じてＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多くなれば、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＢｉの量を０．４％以下とする。含有させる場合のＢｉの量は、０．２％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＢｉの含有による工具寿命を長寿命化する効果を安定して得るためには、Ｂｉ量は、０．０１％以上とすることが望ましい。
【００４３】
Ａ３点：７６０℃以下
本実施形態に係る表面焼入れ用鋼材は、上記化学組成を有し、下記式（１）で表されるＡ３点が７６０℃以下であるものとする。
鋼材に焼入れを施す際は、鋼材をオーステナイト単相とするために、少なくともＡ３点以上の温度域まで加熱する必要がある。したがって、均一なオーステナイト組織とするためにはＡ３点が低くなる組成であることが望ましく、また加熱コストや生産性の観点からも、Ａ３点は低くなる組成が望ましい。すなわち、比較的低温で、かつ短時間の加熱処理でも鋼材表層を均質なオーステナイトとするためには、以下の式（１）で表されるＡ３点を７６０℃以下にする。なお、Ａ３点は７５０℃以下とすることが好ましい。
【００４４】
Ａ３点（℃）＝８５４−１８０×Ｃ−２０×Ｍｎ＋４０×Ｓｉ−１０×Ｃｒ−２００×Ｎ  ・・・  （１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、鋼材中における含有量（質量％）である。
【００４５】
［θ炭化物中の（Ｍｎ＋Ｃｒ）とＦｅの比率：０．１８以下］
本実施形態においては、焼入れ処理における加熱時に速やかにθ炭化物（セメンタイト）を溶解させ、焼入れ直前の鋼組織を均質なオーステナイト組織とするため、鋼材中のセメンタイトへのＭｎおよびＣｒの濃化を低減させることが重要である。
セメンタイト中に含まれる置換型合金元素の中でもＭｎおよびＣｒは濃化しやすい。セメンタイト中に濃化するＭｎおよびＣｒ量が多くなると、セメンタイトと母相間におけるＭｎおよびＣｒの濃度差が大きくなり、加熱時に、セメンタイトの溶解に先立ってセメンタイト中のＭｎとＣｒの拡散が必要となる。そうなると、焼入れ処理時の加熱温度がＡ３点以上の温度であっても、セメンタイトが容易に分解せず、均一なオーステナイト組織が得られず、結果、焼入れ組織が不均一なものとなり、焼入れ部品の疲労特性のばらつきにつながる。すなわち、焼入れ処理における加熱時の鋼組織を均一なオーステナイト組織とするためには、加熱前に、鋼材中のセメンタイトへのＭｎおよびＣｒの濃化を予め抑制しておき、加熱時のセメンタイトの溶解を容易にすることが重要である。
【００４６】
以上の観点から、本実施形態では、表面焼入れ用鋼材のセメンタイト中のＦｅ量（Ｆｅθ）に対するＭｎ量（Ｍｎθ）とＣｒ量（Ｃｒθ）の和の比率（（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθ）は０．１８以下とする。セメンタイト中のＦｅに対するＭｎとＣｒの和の比率はいくら低くてもよい。なお、例えば０．３％のＣと１．４％のＭｎと０．０３％のＣｒを含む鋼材において、ＭｎとＣｒがセメンタイトへ一切濃化しない場合、セメンタイト中のＦｅに対するＭｎとＣｒの和の比率は約０．０１５となる。したがって、セメンタイト中のＦｅに対するＭｎとＣｒの和の比率の下限は０．０１５以上であってもよい。炭化物中のＦｅに対するＭｎとＣｒの和の比率は０．１６以下とすることが好ましく、０．１２以下とすることが一層好ましい。
なお、上記の「Ｍｎθ」、「Ｃｒθ」、「Ｆｅθ」は、それぞれセメンタイト中のＭｎ、Ｃｒ、Ｆｅの重量％を示す。
【００４７】
上記のような（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθの低減は、鋼材全体において達成されていてもよいが、少なくとも鋼材表面から０．９ｍｍ深さまでの範囲で観察されるセメンタイトにおいて達成されていればよい。すなわち、本実施形態に係る鋼材は、表面焼入れ処理を施して焼入れ部品とする際に、部品表層の組織の均質化および硬化によって疲労特性を高めるものであるため、セメンタイトへのＭｎ、Ｃｒの濃化制御は鋼材の表層（鋼材表面から０．９ｍｍ深さまでの範囲）において達成されていればよい。しかし、実際には、セメンタイトへのＭｎ、Ｃｒの濃化の程度は、鋼材の部位によって変化しないため、セメンタイトへのＭｎ、Ｃｒの濃化の程度を評価するのは、鋼材の表面近傍、Ｒ／２、中心、またはそれ以外の部位のどの位置で行ってもよい。
【００４８】
鋼材のθ炭化物中のＭｎθ、Ｃｒθ、Ｆｅθは、例えば以下の方法によって測定することができる。
まず、鋼材の表面と中心のそれぞれから、直径の１／１０以上離れた部位（例えば、直径３０ｍｍの鋼材であれば、表面から３ｍｍ深さ〜１２ｍｍ深さ位置）が被検面となるように試験片を作成する。さらに当該試験片を１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液（１０％ＡＡ系電解液）中で通電し、試験片の被検面の表層０．４ｇを電解する。得られた電解液をメッシュ粗さが０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に残った残渣（析出物や介在物）を酸溶液に溶かした上でＩＣＰ発光分光分析法にて分析し、固溶状態で無いＦｅとＣｒとＭｎの量、すなわち析出物や介在物として存在しているＦｅとＣｒとＭｎの量を求める。固溶状態でないこれらの元素のうち、ＦｅとＣｒは全量がθ炭化物として存在していると見なすことができる。しかし、Ｍｎはθ炭化物以外にもＭｎＳとしても存在しているため、Ｍｎは、得られた値から残渣中のＳ量の１．７倍を引いた値の量がθ炭化物として存在していると見なすことができる。
【００４９】
以上のようにして、鋼材中のθ炭化物中のＭｎθ、Ｃｒθ、Ｆｅθを求めることができる。
なお、前記被検面が鋼材の表面と中心のそれぞれから、直径の１／１０以上離れた部位であれば、その試験片の形状は板状でも円柱状であっても構わない。
また、鋼材中に、著しい中心偏析領域や、スケールへの合金元素の拡散により部分的に化学成分が本発明の規定から外れる領域が存在する場合は、これらの領域を避けて上記試験片を採取することとする。
【００５０】
セメンタイト中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率を０．１８以下にするために必要な要件の一つは、ＭｎとＣｒを複合的に含有させ、かつＭｎ量を比較的多く、Ｃｒ量を少なくすることであり、すなわち本発明の規定する成分範囲とすることである。また、鋼材中のセメンタイトにおける（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率を効率よく低減できる方法として、鋼材の製造方法のうち、熱間鍛造とその後の熱処理の各条件を制御する方法があるが、その詳細については後述する。
【００５１】
以上、本実施形態の表面焼入れ用鋼材について説明してきたが、その金属組織については上記θ炭化物中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率以外特に限定しない。これは、鋼材に表面焼入れ処理を施す際に、オーステナイト温度域に加熱されるため、当該加熱前の鋼材の室温での機械的特性はさほど重要ではないためである。
しかし、鋼材に表面焼入れ処理を施した後の焼入れ部品の組織や硬さは、疲労特性を向上させるために重要となる。
この点を含め、本実施形態に係る表面焼入れ部品について以下、詳述する。
【００５２】
＜表面焼入れ部品＞
本実施形態に係る表面焼入れ部品は、上記の鋼材成分と同様の化学成分であり、かつ上記式（１）を満足するＡ３点である。さらに、部品表面を含む部品表層に、ビッカース硬さが５００Ｈｖ超、厚みが０．９０ｍｍ以上である焼入れ層を有し、部品表面から０．９０ｍｍ深さ位置の金属組織に占める初析フェライト、および、パーライトの面積率の総和が１０％以下であり、焼入れ層よりも０．５ｍｍ以上深い領域において、θ炭化物中のＭｎとＣｒの和のＦｅに対する重量比率である（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが０．１８以下である。
【００５３】
［焼入れ層］
本実施形態の焼入れ後の部品（表面焼入れ部品）において、優れた疲労特性を得るためには、部品表面を含む部品表層の領域に、ビッカース硬さが５００Ｈｖ超であって、厚みが０．９０ｍｍ以上である焼入れ層を備えることが重要である。換言するに、部品表面から少なくとも０．９０ｍｍ深さまでの範囲の硬さを５００ＨＶ超とする必要がある。
焼入れ後の部品表面から深さ方向に硬さプロファイルを測定した場合、深さ方向に向かって硬さは減少する傾向となる。本実施形態でも同様の傾向となるが、硬さが５００ＨＶ超となる位置（硬化深さ）が０．９０ｍｍ以上の深さ位置であることが重要である。なお、本実施形態では、ビッカース硬さが５００Ｈｖ超である領域を焼入れ層と定義し、また前記硬化深さを焼入れ層の厚みと定義する。
上述したように、鋼表面から深さ方向に向かって焼きは入り難くなるが、硬化深さ０．９０ｍｍ以上である場合、硬化深さが十分に深い、つまり焼きが十分に入っていると言え、疲労特性を向上させることができる。
以上説明したように、疲労特性の向上の観点からは、５００ＨＶ超となる硬化深さを大きくする、すなわち焼入れ層の厚みを十分に確保することが望ましいが、部品表面の硬さ（表面硬さ）ももちろん大きい方が望ましい。しかしながら、この表面硬さがいくら大きくとも、硬化深さが浅い（焼入れ層の厚みが薄い）と疲労特性の向上は達成できないため、本実施形態では、部品の表面硬さに加え、０．９０ｍｍ深さまでの範囲の硬さを５００ＨＶ超とすることが重要である。すなわち５００ＨＶ超となる硬化深さが０．９０ｍｍ以上であることが重要である。
【００５４】
上述した、焼入れ層のビッカース硬さ、および硬化深さ（焼入れ層の厚み）については以下の方法によって測定することができる。
まず、焼入れ後の部品から部品表面を含むよう任意の断面で切断し、断面長の方向に沿って測定領域を複数に分割し、各領域においてビッカース硬さ計によって硬さプロファイルを測定する。具体的には、現出させた部品断面のうち、断面の厚み方向と直交する方向の断面長さの１／２位置、１／４位置、１／８位置それぞれにおいて、部品表面を起点とし深さ方向に向かって硬さプロファイルを測定する。得られた各領域の硬さプロファイルの結果から、各領域における硬さが５００ＨＶ超となる深さをそれぞれ求める。そして、得られた深さのうち、最大値と最小値を除いた残りの深さの平均を部品の「硬化深さ（焼入れ層の厚み）」とすることができる。
【００５５】
［表層組織：０．９０ｍｍ深さ位置の金属組織に占める初析フェライト、および、パーライトの面積率の総和が１０％以下］
本実施形態の表面焼入れ用鋼材に焼入れを施した後の部品（表面焼入れ部品）において、優れた疲労特性を得るためには、上記のとおり、焼入れ層の厚みを０．９０ｍｍ以上とすることに加え、焼入れ層の金属組織（表層組織）に含まれる、不完全焼入れ組織（非焼入れ組織）である初析フェライト、および、パーライトの量を制限する必要がある。一般的に、鋼表面から深さ方向に向かって焼きは入り難くなる。本実施形態で言えば、部品表面から０．９０ｍｍ深さまでの範囲のうちで、最も焼きが入り難いのは、０．９０ｍｍ深さの位置である。そのため、この部品表面から０．９０ｍｍ深さの位置における初析フェライトとパーライトの面積率の総和を１０％以下に制限する。部品表面から０．９０ｍｍ深さの位置における初析フェライトとパーライトの総和が１０％以下であれば、部品表層の焼きが十分に入っていると言える。すなわち、焼きが入り難い０．９０ｍｍ深さの位置の不完全焼入れ組織の総和が１０％以下であるということは、当該位置よりも焼きが入りやすい部品表面側にいくほど不完全焼入れ組織の量は減少する傾向となる。これらのことから、部品表面から０．９０ｍｍ深さの位置における初析フェライトとパーライトの総和が１０％以下であれば、部品表面から０．９０ｍｍ深さまでの領域全体、すなわち焼入れ層全体において不完全焼入れ組織の面積率の総和は１０％以下を満足しているとも言える。なお、部品の疲労特性のさらなる向上の観点から、部品表面から０．９０ｍｍ深さの位置における初析フェライトとパーライトの面積率の総和は、好ましくは５％以下であり、０％であってもよい。
【００５６】
表面焼入れ部品の表層組織において、初析フェライトとパーライト以外の組織は、特に限定しないが、部品の強度を確保する観点から、マルテンサイトを主組織とする組織とすることが望ましい。もちろん、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、および、残留オーステナイトの混合組織であっても構わない。
【００５７】
表面焼入れ部品の表層組織については以下の方法によって観察、測定することができる。
まず、焼入れ後の部品の断面において、部品表面を含むよう１つもしくは複数のサンプルを切り出す。次に、樹脂埋めした当該サンプルをナイタールでエッチングし、光学顕微鏡を用いて、サンプルの焼入れ部の表面から０．９０ｍｍ深さを中心とした倍率２００倍の組織写真を複数視野にて撮影し、画像解析により、各サンプル、各視野の初析フェライトとパーライトの面積率を求める。得られた各サンプル、各視野の初析フェライトの面積率を平均した値と、パーライトの面積率を平均した値をそれぞれ算出し、合計したものを「０．９０ｍｍ深さ位置の金属組織に占める初析フェライトおよびパーライトの面積率の総和」とすることができる。なお、サンプル数は特に規定せず、部品の形状や焼入れ条件によって、適宜設定してよいが、画像解析に用いる視野は例えば３〜５個とすることができる。
【００５８】
［部品内部のθ炭化物中の（Ｍｎ＋Ｃｒ）とＦｅの比率：０．１８以下］
鋼材に表面焼入れ処理を施して焼入れ部品とした後は、部品表層の金属組織は、焼入れ処理によって大きく変化する。しかし、部品表層よりも内部、すなわち焼入れ層よりも深い領域は、焼入れの影響を受けないため、焼入れ前の金属組織、すなわち鋼材の金属組織からほぼ変化しない。このことから、本実施形態の鋼材を用いて表面焼入れ処理を施し、焼入れ部品とした後でも、焼入れ部品の内部のセメンタイト中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率は、鋼材の同比率と同様に０．１８以下となっていると言える。具体的には、焼入れ層よりも０．５ｍｍ以上深い領域には焼入れの影響が及んでいないといえることから、部品表面から焼入れ層の厚み＋０．５ｍｍ深さ位置よりも内部において、セメンタイト中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率が０．１８以下となる。
なお、表面焼入れ部品とした後のセメンタイト中のＭｎθ、Ｃｒθ、Ｆｅθを測定する際は、被検面が、焼入れの影響が及んでいない位置（焼入れ層から外れた位置）となるように試験片を作成すればよく、その他の方法や条件は、上述したような鋼材中のＭｎθ、Ｃｒθ、Ｆｅθの測定方法と同様の方法によって測定できる。
【００５９】
＜製造方法＞
本実施形態による表面焼入れ用鋼材および表面焼入れ部品の製造方法の一例を説明する。
本実施形態による表面焼入れ用鋼材の製造方法は、素材準備工程と、熱間加工工程とを含み、表面焼入れ部品はその後、切削工程と、表面焼入れ工程とを含む工程によって製造される。以下、それぞれの工程を説明する。
【００６０】
［素材準備工程］
上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム）にする。又は、溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットにする。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレットを製造する。
次の熱間加工工程で使用される素材は、上記の鋳片又はインゴットでもよいし、ビレットでもよい。
【００６１】
［熱間加工工程］
上記素材に熱間加工を施すが、当該熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。
まず、製造された上記素材を加熱する。具体的には熱間加工（例えば鍛造）後に加工まま（例えば鍛造まま）で表面焼入れを行う場合は、熱間加工における加熱温度を１１００℃以上とすることが望ましい。
大型のビレットやインゴットを素材として鋼材を作成する場合は、鋳造や圧延の際の冷却時において、セメンタイトへのＭｎとＣｒの濃化が進行しやすい。このようなＭｎやＣｒが濃化したセメンタイトを含んだ素材は、熱間加工前に加熱してセメンタイトを溶解させたとしても、ＭｎとＣｒの分布が十分に均質化せず、続く熱間加工やその後の熱処理の冷却中にＭｎ＋Ｃｒ比率の大きなセメンタイトが生成しやすい。さらに、鋼材において、ＭｎやＣｒがセメンタイトへ濃化したままの場合、その後の焼入れ処理の加熱時に当該セメンタイトの溶解に先立ってＭｎやＣｒの母相への拡散が必要となるため、セメンタイトを容易に分解させることができず、均一組織を得ることができない。したがって、本発明の規定の成分の鋼を用いて、熱間加工（例えば鍛造）後に加工まま（例えば鍛造まま）で表面焼入れを行う場合は、熱間加工における加熱温度を１１００℃以上とすることが望ましい。
このように、熱間加工時の加熱温度が低すぎたり、加熱時間が短すぎたりすれば、前工程でセメンタイトに濃化したＣｒとＭｎが分散しがたくなり、冷却後のセメンタイト中のＣｒとＭｎ濃度が高くなる可能性が有る。一方、加熱温度が高すぎたり、加熱時間が長すぎたりすれば、スケールロスが大きい。したがって、好ましい加熱温度は１１００〜１３００℃で、好ましい加熱時間は３０分〜１２０分である。なお、「加熱温度」とは、素材、もしくは鋼材の表面温度を指す。
【００６２】
次に、加熱後の素材に対して、熱間加工を実施する。
以下、本工程での熱間加工を熱間鍛造として説明を続ける。
熱間鍛造の好ましい仕上げ温度は９００℃以上である。仕上げ温度が低すぎれば、熱間鍛造装置の金型への負担が大きくなるためである。一方、仕上げ温度の好ましい上限は、１２５０℃である。なお「仕上げ温度」とは、熱間加工直後の鋼材表面の温度を指す。
また、熱間加工後の冷却工程において、鋼のＡ１点から５００℃までの温度範囲で保持される時間を短くすることが望ましい。この温度域で保持される時間が長すぎると、次工程でセメンタイト中へのＭｎとＣｒの濃化の抑制が難しくなる。したがって、熱間加工後の冷却においては、鋼のＡ１点から５００℃までの温度範囲を０．１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すればよい。なお、前述の「平均冷却速度」とは、Ａ１点から５００℃の温度の差分（Ａ１点−５００℃）を、冷却に要した時間（ｓ）で除したものである。
【００６３】
［熱処理］
次工程の切削加工を施す前に、必要に応じて、熱処理により組織を調整したり、ひずみを開放するための熱処理を施してもよい。例えば焼ならしや、焼入れ・焼戻しや、低温焼なましを施してもよい。
また、このように熱間鍛造後に焼ならしや、焼なましのように相変態が生じる温度域での熱処理を行ってから表面焼入れを行う場合は、（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθの低減を目的として、Ａ３点よりも１００℃以上高い加熱温度で３０分以上加熱するとともに、その後の冷却において、Ａ１点から５００℃までの温度範囲を０．１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すればよい。また熱間鍛造後、または相変態が生じる温度域での熱処理後に、さらに相変態が生じない低温での焼なましや、焼戻し処理を行ってもよい。ただしその場合は、相変態が生じない低温での熱処理における処理条件として、下記式（Ａ）で表されるパラメータＰが１８．７以下になるようにすればよい。
Ｐ＝｛（Ｔ＋２７３）／１０００｝×（Ｌｏｇ（ｔ）＋２０）  ・・・（Ａ）
ここで、式（Ａ）中のＴは処理温度（℃）、ｔは時間（ｈ）を表す。
【００６４】
以上により、本実施形態の表面焼入れ用鋼材が得られる。なお、以上のような熱間加工条件および熱処理条件は、鋼材のセメンタイト中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率を０．１８以下にするための方法の一つであり、本発明の効果を得るためには（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率が０．１８以下でありさえすればよく、上記の方法・条件に限定されるものではない。
【００６５】
また、上記熱間加工工程後、または熱処理工程後、更に、切削工程を行ってもよい。
なお、本実施形態の表面焼入れ用鋼材は、鋼板、鋼管、形鋼などに加え、次工程の焼入れ前に所望の形状に加工された部材を含む。
【００６６】
［切削加工］
上述の表面焼入れ用鋼材に対して、切削加工を実施して所定の形状の鋼材にしてもよい。
次に、表面焼入れ部品を得るためには、得られた表面焼入れ用鋼材に対し、以下に説明する焼入れ処理を行う。
【００６７】
［表面焼入れ処理］
切削加工された表面焼入れ用鋼材に対して、表面焼入れ処理を実施する。表面焼入れは、鋼材の表面近傍のみを加熱し、加熱後に加熱部が急冷される処理であれば、どのような処理で合ってもよい。表面の加熱は、高周波誘導加熱であってもよく、レーザー照射による加熱であってもよく、炎を直接鋼の表面に当てて加熱してもよい。加熱部分の冷却は、水冷、ガス冷却、内部非加熱層への熱拡散による自己冷却でもよい。
表面焼入れ後には、靭性を高めるために焼戻しを行ってもよい。焼戻し温度が高すぎると、鋼が軟化して強度が低下するため、焼戻しを行う場合の好ましい焼戻し温度は５００℃以下である。焼戻しによる靭性を高める効果を十分に得るためには、焼戻しを行う場合の好ましい焼戻し温度は１００℃以上である。焼戻しによる靭性を高める効果を十分に得るためには、焼戻しの時間は、０．５ｈ以上とすることが好ましい。焼戻しの時間が長くなると、製造コストが増加するにもかかわらず、その効果が飽和するので、焼戻しの時間は５ｈ以下とすることが好ましい。
【００６８】
以上の製造工程により製造された表面焼入れ用鋼材を用いて表面焼入れ処理を行うと、表面焼入れ条件がばらついても疲労強度に優れた焼入れ部品を製造することができる。
【実施例】
【００６９】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００７０】
表１に示す化学成分の鋼種Ａ〜Ｑのインゴットを１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して、１片が７５ｍｍの正方形の断面を持つ角棒を製造した。さらに、角棒を１２５０℃に加熱（加熱時間：３０分）し、仕上げ温度１０００℃狙いの条件で６０ｍｍの直径を有する丸棒に熱間で鍛造し、室温まで放冷した。この際、Ａ１点〜５００℃までの範囲を０．１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した。表１にはA３点（℃）を合わせて示す。
【００７１】
鍛造後の鋼種Ｋの丸棒の一部に焼入れ焼戻し処理を施した（試験Ｎｏ．１２、１８）。焼入れ工程では、丸棒を８５０℃で１時間保持後に水冷した。その後の焼戻し工程では、試験Ｎｏ．１２では６００℃に、試験Ｎｏ．１８では６５０℃に加熱し、それらの温度で３時間保持した後に室温まで放冷した。なお、試験Ｎｏ．１２、１８の焼戻し工程における条件である上記パラメータＰはそれぞれ、試験Ｎｏ．１２は「１７．９」、試験Ｎｏ．１８は「１８．９」であった。
また、鍛造後の鋼種Ｋ（Ａ１点：７１３℃）の丸棒の他の一部に、８５０℃で１時間保持し室温まで冷却する焼ならし処理を施した（試験Ｎｏ．１１、１９）。なお、試験Ｎｏ．１１では、８５０℃から室温までの冷却を、大気中の放冷（Ａ１点から５００℃間の平均冷却速度０．１℃／ｓ以上）とし、試験Ｎｏ．１９ではセラミックスのシートをかぶせて室温まで徐冷（Ａ１点から５００℃間の平均冷却速度０．１℃／ｓ未満）とした。
各試験番号の丸棒を用いて、次の試験を実施した。
【００７２】
［芯部硬さ測定］
各試験番号の丸棒から、１辺が１０ｍｍの正方形の断面を持つ長さ５０ｍｍの確性調査用試験片を作成した。試験片の長さ方向が鍛伸材（丸棒）の長さ方向と平行になるよう、かつ試験片の横断面の中心が、丸棒のＲ／２（Ｒは丸棒の半径）の位置と揃うようにした。次に試験片を樹脂にマウント後に研磨し、試験片の断面の中心付近の任意の５点で、荷重９８Ｎでのビッカース硬さを測定し、５点の測定値の算術平均をその試験番号の芯部硬さとした。芯部硬さが２８０ＨＶ以下の場合に、十分に芯部硬さが低く被削性に優れていると判断し、芯部硬さが２８０ＨＶ超の場合は、被削性が劣化したものと判断した。
結果を表２、３に示す。
【００７３】
［高周波焼入れ後の回転曲げ疲労強さ測定のための試験片作製］
各試験番号の丸棒のＲ／２から、図１に示すような、φ１０の平行部に深さ１ｍｍ、先端Ｒが３ｍｍの環状切欠き（ノッチ）のついた小野式回転曲げ疲労試験片を作成した。
次に、小野式回転曲げ疲労試験片に対し、ノッチ部を含む平行部を周波数１００ｋＨｚで、加熱時間１．５秒の条件（高周波条件Ａ）、または加熱時間１秒の条件（高周波条件Ｂ）で高周波加熱し、直後に水冷する高周波焼入れ処理に供した。高周波焼入れ後の回転曲げ疲労試験片の一部は、１５０℃×２ｈの低温焼戻し処理に供した。各条件を表２に示す。高周波焼入れ後、または、低温焼戻し後の小野式回転曲げ疲労試験片のつかみ部を研磨することで、試験片の軸出しを行った。
【００７４】
［小野式回転曲げ疲労試験］
上述の高周波焼入れ後、もしくは低温焼戻し後の小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、回転数３０００ｒｐｍの条件で小野式回転曲げ疲労試験に供した。Ａ、Ｂいずれの高周波焼入れ条件であっても疲労強度が５００ＭＰａ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。結果を表４に示す。
【００７５】
［レーザー焼入れ後の四点曲げ疲労強さ測定のための試験片作製］
次に、各試験番号の丸棒の中心から、３０ｍｍ×３２ｍｍの断面を持ち、長さが１００ｍｍであって、長さ方向の中心に３２ｍｍの辺と平行な深さ２ｍｍ、先端Ｒが２ｍｍの切欠き（ノッチ）を持つ試験片を作成した。
次に、このノッチ付きの試験片に対し、ノッチ部を含む領域を、出力３．０ｋＷの条件（レーザー照射条件Ａ）、または２．６ｋＷの条件（レーザー照射条件Ｂ）で、送り速度（照射速度）をともに６．５ｍｍ／ｓとしてレーザーにより加熱した。レーザーで試験片表層部のみを加熱すると、試験片内部の非加熱層への熱拡散により表層部は急冷され、焼きが入る。レーザー照射後の試験片の一部は、１５０℃×２ｈの低温焼戻し処理に供した。各条件を表３に示す。
次に、レーザー焼入れ後、または低温焼戻し後の試験片から、ノッチ部を含むように、試験片の幅３２ｍｍの中心に出来るだけ寄せて、断面が１３ｍｍ×１３ｍｍで、長さが１００ｍｍの四点曲げ疲労試験片を作成した（図２参照）。なお、後述する四点曲げ疲労試験中に、応力状態が特異な切欠き（ノッチ）の両端部からの疲労破壊を防ぐために、切欠き端部に面取りを施した。具体的には、ＪＩＳ  Ｂ  ０７０１における角の面取りＣの値が０．５となるように、面取りを施した。
【００７６】
［四点曲げ疲労試験］
上述の工程で作成した四点曲げ疲労試験片を用いて、四点曲げ疲労試験を行った。支点間の距離は８０ｍｍで、支点間の中心にノッチが配置されるように疲労試験片をセットした。荷重点間の距離は２０ｍｍであり、荷重点の中心が支点間の中心と同じになるようにした。このように支持した疲労試験片により、試験周波数２０Ｈｚ、応力比０．０５の片振りの四点曲げ疲労試験を行った。繰り返し数１．０×１０７回まで破断しなかった荷重振幅（最大荷重と最低荷重の差の二分の一）のうち、最も大きい値を、その試験番号の疲労強度（ｋＮ）と定義した。条件Ａ、Ｂいずれのレーザー照射条件によっても疲労強度が５．００ｋＮ以上である場合、疲労強度に優れると判断した。結果を表５に示す。
【００７７】
［電解抽出残渣測定］
各試験番号の丸棒のＲ／２からφ１０×３５の丸棒試験片を作成した。作成した丸棒試験片を１０％ＡＡ系電解液中で通電し、試験片の表層０．４ｇを電解した。電解液をメッシュ粗さが０．２μｍのフィルターでろ過し、フィルター上に残った残渣を酸溶液に溶かした上でＩＣＰ発光分光分析法にて分析し、固溶状態で無いＦｅとＣｒとＭｎの量を求めた。固溶状態でないこれらの元素のうち、ＦｅとＣｒは全量がθ炭化物として存在していると仮定し、一方のＭｎは得られた値から含有Ｓ量の１．７倍を引いた値がθ炭化物として存在していると仮定し、鋼材（丸棒）中のθ炭化物中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率を求めた。
【００７８】
なお、焼入れ後の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθについては以下のようにして求めた。
まず、高周波焼入れ後または低温焼戻し後の回転曲げ疲労試験片の中心、もしくはレーザー焼入れ後または低温焼戻し後の四点曲げ疲労試験片の切欠き底から（０．５＋５）ｍｍ深さ位置を中心とし、かつ長さ方向が各疲労試験片の長さ方向と平行となるようφ３×３５の丸棒試験片を作成した。以降の測定方法は、前述の鋼材（丸棒）における電解抽出残渣測定と同様の手法によって行い、焼入れ後における内部のθ炭化物中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）とＦｅθの比率を求めた。
なお、表２〜５中において、θ炭化物中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθを、単に（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｆｅを表記している。
【００７９】
［焼入れ後の組織観察］
高周波焼入れ後、または、低温焼戻し後の回転曲げ疲労試験片のノッチ底を含むように縦断し、切断面を観察できるようにサンプルを採取し、サンプルを樹脂にマウントして、組織観察用のサンプルを作製した。
同様に、レーザー焼入れ後、または、低温焼戻し後の四点曲げ疲労試験片からも、ノッチ底を含むように幅方向の中心を通る面で縦断し、切断面を観察できるようにサンプルを採取し、サンプルを樹脂にマウントして、組織観察用のサンプルを作製した。
次に、各サンプルをナイタールでエッチングし、光学顕微鏡を用いて、焼入れ後の表層の組織を観察した。試験片のノッチ部の、表面に対して垂直な方向に０．９０ｍｍの深さ位置を中心とした倍率２００倍の組織写真を３視野にて撮影し、それぞれの視野における組織写真の画像解析により、初析フェライトとパーライトの面積率を求めた。そして３視野の組織写真から得られた初析フェライトの面積率の平均値と、パーライトの面積率の平均値をそれぞれ算出し、初析フェライトおよびパーライトの面積率の総和を算出した。初析フェライトとパーライトの面積率の総和が１０％以下である場合、十分に焼入れがなされたと判断した。表４、５中では、初析フェライトとパーライトを合わせて「非焼入れ組織」と表記している。
【００８０】
［焼入れ後の硬化深さ測定］
高周波焼入れ後、または低温焼戻し後の回転曲げ疲労試験片、ならびにレーザー焼入れ後、または低温焼戻し後の四点曲げ疲労試験片それぞれから、上記組織観察用のサンプル採取と同様にノッチ底を含むように縦断して硬化深さ用サンプルを採取した。次に、各サンプルの現出させた断面のうち、厚み方向と直交する方向の断面長さの１／２位置、１／４位置、１／８位置それぞれにおいて、各サンプルのノッチ底を起点とする深さ方向の硬さプロファイルを測定した。得られた各位置の硬さプロファイルの結果から、各位置における「硬さが５００ＨＶ超となる深さ」をそれぞれ求めた。そして、得られた各位置の「５００ＨＶ超となる深さ」のうち、最大値と最小値を除いた残りの深さの平均をサンプル（疲労試験片）の「硬化深さ」（焼入れ層の厚み）とした。結果を表４、５に示す。なお、表４、５中では、ノッチ底から０．０５ｍｍ深さの位置の硬さを「表面硬さ」として併記している。
【００８１】
［試験結果］
表４、５に試験結果を示す。試験番号１〜１２、２１、２２の発明例では、高周波加熱条件、またはレーザー照射条件が変化して加熱条件が不十分になった場合、すなわち加熱条件にばらつきが生じた場合でも、芯部硬さの過度の上昇を抑制し、かつ深い硬化層を得ることができた。その結果、優れた疲労強度と被削性を享受することができた。
一方、試験番号１３〜２０、２３、２４の比較例では、高周波加熱条件、またはレーザー照射条件が変化すると、芯部硬さが過度に上昇して被削性が劣化したり、表面硬さは十分であるものの硬化層が浅くなり、疲労強度が劣化したりした。
【００８２】
試験番号１３、２３（鋼種Ｌ）は、Ｍｎ量が少なすぎたため、焼入れ性を十分に高めることができず硬化深さを十分に確保できなかった。その結果、疲労強度が、試験番号１３では条件Ｂの場合に劣化し、試験番号２３では条件Ａ、Ｂの場合の両方で劣化してしまった。特に試験番号２３の場合は、非焼入れ組織が多く生成されたため、疲労強度が大幅に低下してしまった。
【００８３】
試験番号１４、２４（鋼種Ｍ）は、Ｓｉ量が多すぎたため、Ａ３点を十分に下げることができず、組織の不均一化を招いた結果、疲労特性のばらつきを抑制することができなかった。
【００８４】
試験番号１５（鋼種Ｎ）は、Ｃ量が少なすぎたため、焼入れ後の組織の硬さが低く、硬化深さも浅くなった。その結果、疲労特性のばらつきを抑制することができなかった。
【００８５】
試験番号１６（鋼種Ｏ）は、Ｃ量が多すぎたため、芯部硬さが過度に上昇してしまい被削性が劣化してしまった。
【００８６】
試験番号１７（鋼種Ｐ）は、Ｃｒ量が多すぎたため、Ｃｒが固溶したセメンタイトが溶解しにくくなり、焼入れ前の組織の不均一とそれにともなう焼入れ後の硬さのばらつきによって硬化深さを十分に確保できなかった。その結果、疲労強度が、高周波条件Ａの場合は良好であったものの、条件Ｂの場合は劣化してしまい、疲労特性のばらつきを抑制することができなかった。
【００８７】
試験番号１８、１９は、鋼種は発明範囲内であったものの、鍛造後の熱処理条件が不適であったため、焼入れ前後ともにθ炭化物中の（Ｍｎθ＋Ｃｒθ）／Ｆｅθが大きくなってしまった。その結果、セメンタイトの分解が困難となり、均一なオーステナイト組織が得られず、焼入れ後の疲労特性のばらつきを抑制することができなかった。
【００８８】
試験番号２０（鋼種Ｑ）は、Ａ３点が大きくなりすぎたため、組織の不均一化を招き、結果、疲労特性のばらつきを抑制することができなかった。
【００８９】
【表１】
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【００９０】
【表２】
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【００９１】
【表３】
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【００９２】
【表４】
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【００９３】
【表５】
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【産業上の利用可能性】
【００９４】
本発明の表面焼入れ用鋼材によれば、部品の形状が複雑であったり、表面焼入れ条件にばらつきがある場合であっても、高い疲労強度を有する表面焼入れ部品を提供できるので、広範な範囲の機械部品製造に適用することができ、産業上の利用価値は大なるものである。
【図１】
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【図２】
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